高氧含量锻造高铌TiAl合金组织及力学性能控制

北京科技大学硕士学位论文摘要本论文对等离子熔炼的TI书AI一89NBW，B，均AT锻造合金不同退火工艺下的组织演变、拉伸力学性能和高氧含量的影响进行了研究，并研究了SM锻态合金双态和全片层组织室温拉伸断裂行为，主要结果如下1经两次等温锻造成功制备出叨75MMXS伪扭N的饼材，表面质量良好。高的氧含量对该合金的热加工性能影响不大。2PAM铸锭经两步包套锻造后，P一偏析得到有效的消除，5一偏析区演变为垂直锻造方向的了晶粒集中的条带。并且高的氧含量导致了锻后基体组织由细小伪晶粒、丫条带和少量残留铸态片层组成3在。勺两相区进行长时间的保温不能消除5一偏析，在TA温度以上135小1400保温适当时间L224H可以消除P闪M锻态合金组织中的5一偏析，并获得了较为均匀细小的全片层组织。经1350/24H十900/3ORUL对AC和1400/LZH900/3伍1公AC处理后获得均匀的平均晶粒尺寸分别为1501朋和210卿的均匀全片层组织，前者晶粒尺寸大小更为均匀。4氧含量的升高对高泥T心U基合金的消5一偏析处理工艺没有太大影响，并且高氧含量的PAM锻造合金在A单相区保温容易获得晶粒更为细小均匀的全片层组织。5研究了合金经热处理后不同组织的室温拉伸力学性能，研究表明，组织对性能的影响很大，双态组织具有很好的综合力学性能，室温塑性达15。由于PAM锻态合金中高的氧含量而导致了该合金较差的室温塑性。6采用SEM原位动态拉伸实验研究了高妮T公U合金双态组织和全片层组织的裂纹动态扩展过程。实验结果表明，高泥TIAI合金的断裂过程是主裂纹首先起裂，微裂纹的产生、扩展和连接主裂纹，直至断裂。由于晶粒尺寸细小和缺口根部应力集中的作用，双态组织沿着缺口根部的裂纹扩展路经比较平直，相比之下，全片层组织裂纹扩展路径比较曲折在裂纹扩展过程中，尖端附近区域范围内的丫相晶粒内易形成微裂纹，为双态组织断裂过程的明显特征裂尖钝化、剪切韧带及裂纹偏转为层片状组织的韧化机制。关键词高妮T囚基合金，高氧含量，偏析，拉伸性能，室温断裂万方数据北京季滋大学硕士学位论文STODYONCONTROUINGTHE而CROSTRUCTOREANDMECHANICALPROPERTICSOFFORGEDHIGHNBCONTAININGT囚ALLOYWITHHIGHEROCONTENT仆E而CROSTRUCTOREEVOLUTION，1即SILEPROPERTIESAJLDC伟改招OFHIGHEROCONIENTAFTERVANOUS田INEALINGFORTHEFORG司PAMHL即LWITHNOMINAL叩MPOS“IONTI一5月一8刃NB一W，B，均WEREINVESTLGAT喊朋D加CTOREPRO以治别沼OFTHEDPANDFL而。STIUCTUREFORTHEFORGEDSMINGOTWERESTUDI曰名。MEM呱R韶E田陀HRESU】TSLNC】UDEASFOLFOWSLTHEPANCAKEWITHG以刃即沐别门叮优WASSUO认活SFULLYFABRICATED妙TWOSTEPISOTHENNAL1YCANNEDFORGING，WHJCHREVEA1ED任以TTHEHIGHERO印NTENTBADTHOWEAKE伍双。THEDEFORMABILITYFORHIGHNBCONTAININGTIA】AL】OY2TWOSLEPISOTHENNA】LY“切NEDFORGINGCOULDEFFECTIVE1YELIMINATE卜哭GEGATL叽BUTCOULDNOTDI耳山LATES一SEGREGATIONAFTERFO卿NGS一SEGREGATIONTRANSFORM曰访TO丫ENNCLL司BANDS，WHLCHWERE环幻界NDICULARTOTHEFO心NGDIR。改ION，了七E而CROSTL刀以迸韶OFPAN以止E叨NTAIN曰ALARGEP州OF代目RYSTALLIZEDY田LDFINE处GA川SANDRETUMEDBENDEDLAMELLAR而CROSTLUCTURE心RECRYSTALLLZEDAZGRALNSAPPE肛EDL，ECAUSEOFHIGHEROCON比N丸WLLICHSTABI恤ESAANDAZPH韶E35义GEGA石ON印U1DNOTBEELIM1NALEDBYHO1DING1ONGTENNH已滋加阳加ENTTINLEINA勺PHASEREGONFORTHEPAMAS确RGEDAL】OYABOVE几L35份1400，C，5讹歹EGATIONCOULDBEELIMINATEDAFTERHOLDINGAD闪UATE俪E1224H仆E剐班NPLES峨ERTHEHEATTREATMENTOFAT1350了24B刹火幻/3众拍州AC明DL400八ZH泪灭助乃份而川ACCOU】DGAJNHON10GENOUS】吻ELLAR而CROS仃UCTT川留朋DTHEAV。旧GECO】ONYS叹ESWEREME田亚EDAS150“MAJLDZ10卜功氏麟衅石VELYTBEGRAMSIZESOFTHEFORMERWEREMOREHOMOGEL10US4HIGHEROCONTENTHADNOOBVIOUSE怅双ONHEATTO汾NNENTPROOFCL加INATINGS哭GC朗6朋FORHIGHNBCONLAI币NGT心UALLOYS，助DMOREHOLLLOG泊OUSFL而CROSTUECHJXEAND幻力仃由N砂印ULDBE即INEDFORAS而RGEDPAMINGOTS5DP而CROSTUCTUREOFHIGHNBCONTAIL宙唱TIA1ALLOYHADTHEBALANCEDTENSILEPROPERTIES俪THTHEDUCTILITYOF15，明DFOWERD创】GATIONCOMESFROMHIGH0CONTENTOFPAMAS一FORG比团OY6IN一SITUTEL妞ILETESTSUSINGSEMSBOWEDTHE加CTUREPROCESSESOFDPANDFL而。刀STRUCTT川ESTBEFRACTUREPROCESSOFHIGHNBCON切ININGTIALALLOYWASLHATTHELNAMCNK而TIATEDFHATLY，AND而CROA旧CKLNITIALEDTHENPROPAGATEDTHEMAINCRACK山LD而CN洲万ACKARE万方数据北京科技大学硕士学位论文五吐曰，即D肋CHL代月血ALLYFORNOTCHEDS户戈ML。招OFDP而CROSTRUD从RE，阮朋理犯THEGRALN毗WASV。了石NE，THESTR巴铝印N以泊TRATLON叩PE肛曰ATTHCNOTCHROO气明DTHERNALNA冠CK碑叩AGATIONPATHWASST田LGHTER，BUTTHEA旧CKPROPAGATLONPATHOFFL而的STL习CTUREWASZIGZAGC01LLPARATIVELYATA旧CKPROPAGATIONPROCESS，THEOB访。USFRAC加RECHARACTERISTICOFDP皿CROSTRUCTUREWASEASYFORMATIONOF而口。口书CKATG田NNLAGNLLNSNEARCRACKTIP，ANDLOU咖LESSMECHAJLISLNOFFL而CROS七皿卫CTUREWASA旧CKTIPPASSLVATI叽SHEARLL朋NLENT田LDA旧CKDEFL时ION即DBIFURCATIO几KEYWORDS班沙NBCONTAIDGT心UAUOY，BIGHEROCOUTEN仁而CROSEGR馆TIO氏TENSUEPR0PE币ES，FRACTUREATROOMTEMPCRATURE万方数据独创性说明本人郑重声明所呈交的论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人已经发表或撰写的研究成果，也不包含为获得北京科技大学或其他教育机构的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中做了明确的说明并表示了谢意。签名1八书日期卫洲通丝关于论文使用授权的说明本人完全了解北京科技大学有关保留、使用学位论文的规定，即学校有权保留送交论文的复印件，允许论文被查阅和借阅学校可以公布论文的全部或部分内容，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存论文。保密的论文在解密后应遵循此规定。、导师。伞期一卿万方数据北京季甘支大学硕士学位论文引言本课题来源于国防科工委民口配套重点项目，是新金属材料国家重点实验室重点研究项目之一。高妮TIAI基合金因为高含量高熔点NB元素的加入提高了合金的熔点和有序化温度以及高温组织稳定性，降低了扩散和层错能，提高了合金的高温强度以及改善了抗氧化性。由于其性能和使用温度均处于镍基高温合金和高温陶瓷材料之间它比镍基高温合金比强度高，比陶瓷材料塑性和韧性好，使用温度提高至8以卜90以上，达到提高使用温度的目的，并且兼顾了普通丫，TIA】基合金的密度小的特点，被认为是最有应用潜力的新一代高温轻质结构材料。本论文对以下几个方面进行了研究1众所周知，和普通叮囚基合金一样，高锯T口U基合金也存在严重的室温脆性和低断裂韧性的缺点，然而获得良好的综合力学性能的关键途径是获得细小均匀的全片层组织，对于高泥T公U基合金而言，高含量NB的加入使合金面临的元素偏析问题更为严重，实验研究表明偏析的存在对获得细小均匀的全片层组织和改善合金的力学性能极为不利。如何消除并获得细小均匀的组织是获得良好的综合力学性能的关键。2合金在熔炼的过程不可避免地会出现杂质有害元素0，和正常熔炼工艺相比，等离子熔炼工艺制备的合金含氧量偏高，高的氧含量会对合金的热加工工艺、组织控制及力学性能带来什么样的影响还需要我11进一步的探索。3下，T囚基合金的断裂是一个复杂的过程，它结合了物理、化学、材料三门学科的内容，加之高妮不月基合金是一种新型材料，它有自己独特的性质，要弄清楚其断裂机理、断裂过程、测定一些断裂韧性参数比较困难。因此有必要弄清楚合金裂纹形成和扩展机制。鉴于以上，本论文系统地研究了消除合金组织中偏析的热处理工艺、合金的拉伸力学性能和室温断裂过程，以优化组织提高合金的性能为合金的实际应用提供理论基础。万方数据北京禾荆吱大学硕士学位论文1文献综述11下AL合金的制造工艺LTL工业化TIAI合金铸锭的熔炼TIA】合金和钦合金一样，在高温时具有高的化学活性，因此钦合金生产中采用的几种铸锭制造方法适合于TIAI合金。但相对于熔炼钦合金来说，熔炼钦铝合金又具有以下特点第一，合金元素溶解过程反应热高第二，对间隙元素敏感性高第三，合金元素含量高第四，合金成分容错度小第五，合金中各元素物性差别大第六，性能对组织敏感性高。这样的特点使得获得高质量的T闪合金熔体或铸锭更加困难11。目前主要有感应凝壳熔炼ISM、真空电弧熔炼VAR、等离子电弧熔炼PAM以及电子束熔炼EBM四种冈。不同熔炼技术的优、缺点主要表现在对铸锭成分均匀性、缺陷形成、空洞、铸锭尺寸以及成本的影响上。以下就对上述几种方法的优、缺点进行综述。1电子束熔炼EBM，EBM熔炼的基本原理是电子束将电极熔化，熔滴滴入通水冷却的铜冷床内金属在流动过程中不断受到电子束加热和升温利用高真空去除气体及易挥发杂质元素另外，高密度夹杂物沉入冷床底部，经凝固而去除，然而氧化物、氮化物等之类的杂质则上浮经机械水冷挡板使其与金属液隔离提纯之后的金属液则流入冷床端部下方的旋转模子中电子束可控制金属液的温度，使其在模子中成为等轴晶锭，也可以浇铸成盘件或其他形状的锭子。这种工艺的优点是既可精炼又可得到细晶锭，而且纯度高，还可以使用返回料。一般说来EBM是在高真空和极大的金属局部过热下完成的。因此低熔点和高蒸汽压元素如铬、铝、锰等容易蒸发，从而极大地改变了合金的化学成分。为此不得不对损失做补偿性的补加。由于控制和弥补蒸汽损失的技术问题，不可能使整个铸锭实现小的成分偏差而有一个明确的化学成分。2等离子弧熔炼PAM等离子弧熔炼有不同的工艺，最常用的是冷床炉等离子熔炼工艺。这种工艺基本和电子束熔炼工艺差不多，差异在于熔炼和浇铸是在保护气体下进行，避免了一些元素的挥发，可以准确控制合金成分。该技术的主要优点是极高的温度和涌动的气流可使熔池中合金元素充分混合，从而得到较好的均匀性。熔化和精炼分离，可以控制熔化和凝固万方数据北京栩支大学硕士学位论文速率。床和模具中的熔池很浅，因此铸锭产生较小的偏析和缩管。床中的熔融金属存在时间可控，从而可以使合金元素均匀。同样该工艺能避免任何高密度和高熔点夹杂如W、TA、NI、M。及相应的碳化物。此外高熔点、低密度的陶瓷夹杂物也能通过熔池顶部的特殊阻挡物从液体中分离出来。因此，此工艺制造方法制造出的TIAI铸锭没有高熔点的夹杂。对于TIAJ合金PAM产生较低的热应力，从而减少开裂。浅的熔池可以细化晶粒增加塑性，因而能制备出直径16576伍相N，2仪卜5450KG的大尺寸铸锭冈。如果原料是均匀的预合金，PAM可以制造出化学成分足够均匀的合金。如果把原材料海绵钦、铝颗粒和母合金压实或者直接用原材料熔炼，其成本优势将失去。PAM熔炼铸锭的成分均匀性与设备和熔炼次数有很大的关系囚。一次PAM熔炼的成分均匀性优势不明显，尤其是铝的偏析使整个锭子不能达到使用要求。目前还没有确切的原因来解释这个现象可以认为是等离子枪提供的热、冷柑锅的快冷和形成铝化物的反应热相互作用使得先形成的熔池偏离平衡状态，因此偏离熔液自身的成分。另外，在铸锭凝固过程中极大的局部过热，也导致元素一定量蒸发损失。二次和三次熔炼可以减少偏析。进入柑祸前均匀化熔液是获得均匀成分的关键。因此三枪和四枪设备更容易获得均匀的组织。3真空电弧熔炼VAR由于非自耗电极电弧熔炼电极对合金造成污染，所以常用自耗电极电弧熔炼。真空自耗电极熔炼是将活性金属压制成块后焊成自耗电极。在真空下用直流电弧连续熔化自耗电极，熔融的材料在水冷铜柑锅中凝固。相对于其他技术，此种熔炼方法的设备结构和操作较为简单，能降低气体含量。在自耗电极电弧炉熔炼过程中电极的熔化和熔体的凝固是同时进行的，而且熔池中的温度梯度很大，温度不均匀，因此很难保证铸锭的化学成分和组织的均匀性。另外该工艺生产的铸锭发生夹杂的频率很高，限制了它在高质量合金上的应用。很久以前，VAR用来制造钦合金飞机引擎的旋转部件。现在自耗电弧炉多用来重熔铸锭，一定程度上减少上述缺点。VAR制造铸锭需要第二及第三步的熔炼。相对PAM用原材料制造铸锭的方法，只有用预合金VAR才显示出其成本优势。通过在一次电极中多加少量的AI及其它易蒸发合金可以弥补这些元素在铸锭中的损失。这种方法还有一个缺点是生产铸锭的尺寸受限，铸锭的直径小于巧伪狱N，铸锭的高径比不得超过SLZJ。第三个缺点是引入高熔点、高密度夹杂。一旦夹杂存在于原始电极，周围的材料首先熔化。夹杂通过熔液落下，由于在固、液前沿有一定溶解性，使得杂质损失少量重量。在压制电极和熔炼过程中形成的夹杂都应该防止。这需要通过质量保证系统和利用优质的母合金来实现。另外不足之处是需制备自耗电极，若长度、直万方数据北京科技大学硕士学位论文径不够时还需要焊接起来，这样容易带来污染。特别是氨弧焊时，保护不好就会氧化，甚至沾上钨头形成高比重夹杂物。若在炉内焊接就会发生焊接不好而在熔炼时掉块，形成不均匀组织。这就需要采用等离子焊接电极设备，结果增加了投资。此外这种方法很难利用返回料。4感应凝壳熔炼技术ISM1“电子束、等离子束炉要求电源功率较大，成本相对较高。另外这些熔炼方法造成的熔池较浅，增大熔池体积只有增大表面积，极大地增大了蒸汽压较高元素的挥发损失，这对控制合金成分是不利的。从降低成本和成分均匀的角度采用将水冷柑祸用于感应熔炼过程。利用水冷增祸熔炼金属早在70年代就有介绍，在水冷柑祸中熔炼金属时，水冷增涡与金属熔体之间存在一层由金属熔体凝固而产生的固体壳层，即所谓凝壳。此时增祸内衬相当于用所熔金属制成，即柑祸内表面与金属熔体成分相同，避免了柑祸对金属熔体的污染。感应熔炼的水冷柑祸结构与外热式熔炼方法所用的水冷柑祸结构不同，感应熔炼用的水冷增祸由数个弧形块或管组成，每个弧形块与管之间彼此绝缘不构成回路，每个块和管之间都产生感应电流。水冷增祸如同强流器一样，将磁力线聚集到柑祸内的炉料上，强化的磁场促进炉料迅速熔化并产生强烈搅拌作用，使金属熔体的温度和成分均匀，并获得一致的热度。利用ISM方法熔炼含有高熔点元素的合金时，采用大尺寸纯金属直接熔配合金，当熔体温度低时，很难保证高熔点合金元素全部溶解。如果为了促进高熔点合金元素的溶解而提高熔体过热度，将造成铝的挥发，影响合金成分。通过熔制中间合金的方法或利用小尺寸炉料可以保证高熔点合金元素在合金中的溶解。利用ISM方法熔配T闪金属间化合物时反应区温度高达22452284K，致使大量铝蒸气产生，建立起内部压力L0053366PA。当这种气体压力与金属静压力相当时就会产生喷溅，形成热爆。为了避免热爆发生，在利用ISM方法熔配TI月金属间化合物时必须考虑铝块在炉料中的相对位置，防止金属液内气体压力过大综上所述冷增锅真空感应熔炼技术，以它兼有电弧熔炼和陶瓷带塌感应熔炼的特点，无需制备电极即可一次得到成份均匀而又无增祸污染的高质量产品。工业生产已从厚度仅为几十毫米的薄型断面铸件到上吨级的锭坯。设备投资少，产率高。11ZTIA合金的锻造性能目前采用精密铸造方式制备大尺寸的机械零件困难较大。这是由于合金的流动性较差，易开裂，容易应力集中，以及难于焊接修复。与此同时，由轧制的薄板制作形状复杂的零件也是不可能的因此尺寸较大工件的制备，对于TIAI合金来说需要采用热锻来制备大块的坯料，然后再通过机加工来得到精确的尺寸。另外，众所周知，降低晶粒万方数据北京科技大学硕士学位论文尺寸和片层组织的片间距是提高产RI川合金强度的有效途径。开坯锻造是得到细晶高强合金的办法因此TIA合金的锻造性能是使用必须要关心的问题19。一般来说热机械加工可以分为三个主要的步骤起始热处理，热加工过程和热加工后热处理。锻造过程中以不同的方式重复其中一步或几步，实践证明是行之有效的。无论是PM还是IM工艺得到的原始组织，在热机械处理过程中都会产生粗大组织的破坏和细小组织的形成110。1影响TIAI合金锻造的因素影响TIAI合金热加工性能的主要因素不外乎合金的内部因素和热加工的外部因素。合金的内部因素指合金的成分和组织外部因素为锻造温度、应变速率、变形比和三向应力等。所谓的影响主要通过对热机械变形后材料的完整性、组织的均匀性和相组成等方面考虑的。各因素的影响是相互关联的。总的说来各因素的影响如下1组织和成分变化的影响因为材料的组织取决于其成分和铸造工艺，现在主要的原始成型方式为IM和PM两种方式。对于上节所述的几种IM制锭方式得到的铸锭宏观和微观组织相似，主要是粗大的片层组织和少量的Y相11L2L，根据其它组元的含量有的组织中含有P相L3。因此热机械处理所面临的问题一样对于含B的T口口，片层团的尺寸是会降低很多的F，气宏观和金相组织分析表明由于凝固过程中热流的结果和固态相变的历程，铸锭中存在织构115。对于PM形成的组织，主要由细小的双态组织组成1161。合金元素除对组织有影响外，也对合金的强度发生影响，所以会使合金的热加工性能不同。比如本工作所研究的高NB含量的TI川合金，其室温和高温强度大于普通合金，因此面临的锻造问题会复杂。AI含量降低，变形抗力增加。在AI含量为48AT和49AT时铸造晶粒尺寸最小。相同条件下，动态再结晶体积分数最大。含B的T公U合金动态再结晶更加均匀。富TI合金常有的ZNNN粗片层结构达，这些材料局部产生剪切带，剪切带以外部分应变比较小，这使得动态再结晶较慢。这不仅导致应变不均匀，而且导致工件失效。局部应变和剪切带是TL月合金热加工的关键问题。在相同成分下，粗晶比细晶组织加工窗口更加小TL7，LSL。合金元素对锻造性能的影响主要表现在塑性和组织的影响。对于含P相的组织，锻造性可以增加。这是由于BZ相在锻造过程中促进了晶粒的滑移，含CR的合金具有超塑性。增加V和入如也有同样的效果。比如TT沈面等人制备的TI书AI一SMH合金，由于含有PB2相可使其用普通压力机1300进行不包套锻造，一次压下量达67。这对于不含P相的TIAI合金是不可能的L气2应变量的影响万方数据北京科技大学硕士学位论文应变量越大动态再结晶的分数越大阂。随变形量的增加，可以成功热加工的温度应力范围降低【1飞3形变温度的影响形变温度越高，材料的强度越低，越容易产生较大的应变而不易开斜1飞4应变速率的影响应变速率越大，低温下越容易开裂，所得组织中未再结晶组织的体积分数越多1切，再结晶晶粒的尺寸越小121气5三向应力的影响三向应力可以增加大的变形量而不至于开裂22。6包套的影响包套首先可以预防高温下的氧化。挤压在A转变温度附近，在此条件下会产生氧化腐蚀，因此要进行包套。其次可以实现三向应力。包套对材料防止激冷和开裂很有效。包套锻造相对未包套组织，由于变形量大应变能增加而产生更加均匀的组织23洲。7热加工道次的影响单步锻造产生的组织一般为条带组织，多步锻造可以消除锻造组织不均匀凹，但是也不一定【2习。多道多方向锻造可以消除条带组织120102热加工图和开裂准则合适的加工窗口是指在一定变形比条件下，温度和应变速率的组合。一般加工窗口的选择是通过小的圆柱试样进行压缩，然后进行金相观察，得到合适的组织从而建立起等温锻造图，来确定未发生开裂和缺陷的变形温度一应变速率范围。常见的热加工缺陷包括孔、内部楔型裂纹和表面连接裂纹。通过小试样的压缩得到的流变曲线反映了动态再结晶的效果。流变曲线先表现为一个峰值，然后再得到一个常数。在这种情况下，组织的演变通过了一个热激活和回复的过程，因此依赖于温度、应变和应变速率。温度和应变速率的影响合成为乙胡子HO】LOLNON参数即2参数。在热加工状态下，动态再结晶和相变会产生组织细化。但有序金属间化合物的再结晶由于下列两种原因而困难有序状况要恢复和相对于无序合金晶界移动降低。有充分的证据证明片层结构的球化是由台阶沿片层界面的扩展和通过晶粒边界位错核的管状扩散这个过程需要堆垛顺序和局部成分的变化。再结晶常在片层内激发，这是由于孪晶的交截是应力集中和高密度缺陷存在的位置12WLO基于各种影响因素，NOBUKI等人用二10来对一系列二元合金TI4345川和三元合金TI期AIZV来建立热加工图，热加工窗口是没有裂纹的应变速率和温度的组万方数据北京科技大学硕士学位论文合咎划他们也由压缩实验得到应力一应变曲线对每个合金峰值应力对2的依赖拟合成双曲正弦函数，即毛SINHQ叩N2，A和N是常数，2云EXPQ/RT。Q是形变激活能，公、T是应变速率和温度。对于这样一个拟合，可以决定等应力曲线而且叠加在热加工图上。这样就发现对每种材料将完美试样和有缺陷试样分开的是等应力曲线。其结果表明，临界应力随AI含量的降低而降低。断裂准则作为热加工图的补充，在热拉伸和热压缩以及描述裂纹起始和增长等方面也有不少研究。SEETH出UNAN等人开始定量研究控制T闪热加工过程中韧、脆失效的因素。他们通过对TI495A25刊七11MN的铸锭HIP和锻态进行研究，发现面积的减小量、实验温度和应变速率关系复杂。但脆性向韧性转变在一个较窄的温度范围。对各材料，韧脆转变温度随应变速率的增加而增加。对同一应变速率，粗晶比细晶韧脆转变温度高33。由5蒯以IN尝试得出热加工过程中下人1楔型开裂和脆性失效的准则。对于TI465月一7NB03TA在AT以及A相区广泛的应变速率和温度进行了研究，结果发现楔型裂纹在受压的中间和和受拉的侧面都有，仅仅由峰值应力来决定楔型裂纹是不适合的。断裂准则建立在。脚况基础上，其中D是晶粒尺寸。对于TI书卜6AI一7NB一03TA合金来说这个值是12几“七而134。这虽然在裂纹产生的阶段上没有很严格的定义，但是还是有一定的参考价值的。12TIA合金拉伸性能121多晶体的拉伸性能多晶双相TIAI合金室温拉伸性能和组织有很大关系。双相组织可达到4的塑性变形阅，全片层组织塑性较差，甚至不超过1裕361。由于屈服前产生裂纹，因而强度也下降。双相组织片层比例增加导致屈服应力增加，在60卜800保持不变。双相合金一般不会观察到强度反常现象。这可能是因为H一强化抵消了多晶组织反常屈服现象。温度高于6X卜700，塑性增加而强度下降片层组织的强度和片层团尺寸和片层间距都有关。它们的关系都复合环P关系。对于多晶片层组织，创MLDUK等人提出位错堆积模型来预测全片层合金的屈服强度网。他们认为全片层合金中位错滑移遇到三种障碍晶粒尺寸D的晶界、厚度D的片层畴界和间距为入的片层界面，这些障碍足以使位错产生塞积，引起HP强化。但三种障碍引起的H中作用是不同的。综合这些作用，提出适合于FL的TIAI合金屈服强度公式。，MR。14R二灿/嘛D，2一V二泌/21一VD，11万方数据北京科技大学硕士学位论文式中，M是泰勒因子叱是位错通过片层单晶所需的剪切力林是剪切模量是领先位错集中应力如表示入是D的函数R提晶界阻力。第二项片层界的影响是主要的，即强化主要取决于片层细化，而非晶粒细化。该模型较好地估计了片间距和晶粒大小对屈服强度的影响，但山于是在连续位错堆积模型的基础上建立的，所以没有考虑不连续位错的情况，以及没有考虑片层间结合力和AZ体积分数的影响，仍有一定的局限性。而且假设的片层间距和晶粒大小之间的关系D澎A1卜33，这还有待证实。显然对于片层，片层团的尺寸减小有利于提高强度和塑性。低的片层团组织一般较难获得。另外，己有研究表明当片层组织细化到1XNM，强度达到饱和值，进一步细化片层并不能提高强度135】。122合金元素对塑性的影响单相丫在达到1应变的时候就断裂了网。这种脆性行为通过合金化来改善，只有在对月元素进行系统的研究后才有实际的效果。两个结果对二元合金设计非常有利，一是塑性对组织的敏感性，双态组织塑性最好。第二是塑性好的双态组织存在在很窄的AL浓度范围。仅仅双态组织含4乡50AT一A】才有适当塑性。由于低温塑性是非常重要的，因此4，50ATA】是合金化的关键阅。双态二元合金的塑性归结为组织和本质的改变。由于双态组织是通过两相区退火得到的，因此双态组织是最细小的。另外，原始T可以通过1/2110全位错和1/6112分位错引起的孪晶来发生变形。室温下两种变形方式都很难开动141。提高合金纯度对改善合金的塑性有较明显作用。T口日基合金中的杂质元素0，N等对其键价极性有非常重要的影响。研究表明，不同纯度的金属熔制的二元T口U合金的室温塑性可以相差数百倍，降低丫相中的杂质。含量可提高塑性。双态组织改善塑性可以归结为处相的存在吸附氧改变了位错核结构和堆垛层错能脚。表明添加V、CR、MLL可以增加塑性。然而三元系对塑性的影响仍旧对组织和AI含量敏感。为了有效地增加塑性，这些元素添加不能超过13AT，以避免出现BZ相。同二元合金一样，AI的原子百分比限制在4卜5创毛，同时也需要得到双态组织。对单相和片层组织的塑性提高很小43，44L。为了解释上述合金化的影响，认为降低DA比和点阵尺寸的点阵是不能令人满意的。因为点阵的变化并没有改善单相丫塑性。实践证明确实是合金元素代替川，而且双态中的代替效果大于单相结构万方数据北京科技大学硕士学位论文123高妮T口U基合金的拉伸性能1高NB合金化对拉伸性能的影响高NB合金化可以极大提高下TI川基合金的强度，但是合金的室温塑性却降低了。高NB合盒化后，组织一性能一温度之间的关系与普通朴TIA】基合余的相差较大，不存在普通补TI月基合金的室温拉伸性能与断裂韧性之间的反常关系。全片层组织的强度、塑性和韧性都是最好的。表11和图11分别表示为TI礴SAI10NB合金在不同温度下的拉伸性能和与普通卜TIAI基合金的屈服强度的比较，从中可得1高NB合金化后，不管室温还是高温该类合金的强度都明显提高2高NB合金化后，其室温塑性随着片层组织含量的增加而增加，随等轴Y晶粒含量的增加而降低。FL的室温塑性最好、NL组织次之、DP组织再次之、NG组织最差，但片层团的尺寸不能过大。该类合金组织组成相的一个特点是使P相的含量相对于普通朴T以基合金明显增加，从表中可见随P相含量增加合金的强度和塑性都降低3在P相含量较少时，其室温强度由高到低的排列顺序是NG组织FL组织NL组织DP组织，高温强度由高到低的排列顺序为FL组织NL组织DP组织NG组织，由此可见随着温度的升高强度FL组织强度下降速度最慢，NL组织次之，DP组织再次之，而NG组织的强度随温度的升高下降速度最快。从而得到改善高妮TI月基合金塑性的途径为1显微组织为全片层组织2片层团尺寸控制在1X户M以下3合金组织中不能含有P相。表LIT拼5怂10肠合金的拉伸屈服强度和延性组织组织构成相RT7608158709001XK】C002E0026吻2E0幻2C0026确2NGI丫2BZ02114D22630535OO23420NGZ洲际8BZ2努心2018574一25805044050228NFLIL10物林5BZ0574145478名501214604L346NFLZL10物十2BZ0596915637L7510FLFL059921669238641L6562注在表11中，的单位是确2的单位是MPA。万方数据北京科技大学硕士学位论文1000900800，00600500400300一一乃刁5肚IOM，_万IJ一一TI46A旧SNDZ八。臼斌闪，。02004006008001000TESTINGTEMPERATURE化图LL高妮T闪基合金与普通卜T囚基合金屈服强度的对比2高NB合金化的强化机制高NB合金化对TIAI基合金的室温强化主要是由于在了汀认1基合金中加入大量的NB元素导黝基T认】合金中的普通位错的P一力大大增加，引起高密度的强钉扎点及增加了位错之间的长程作用力从而强化合金高温强化主要是由于高NB合金化降低了合金的层错能和合金的扩散系数及提高了扩散激活能，从而提高合金的高温强度。花M分析TI碑5林10NB合金室温变形亚结构表明高NB合金化如同。一样，提高普通位错临界分切应力CRSS与超位错的值相当，结果变形亚结构中出现了大量的超位错和层错偶极子，说明高NB合金化强化予TI川基合金是由于提高普通位错开动的临界分切应力而强化合金阅同时分析高温变形亚结构表明在高温条件下，高NB合金化也能大大提高普通位错的CRSS，普通位错的滑移和攀移变得困难，而层错能的降低使高温时的变形孪晶成为主要的变形模式，结果增加了高NB合金化后的丫T闪基合金146的强度。万方数据北京科技大学硕士学位论文13爷五月基合金的断裂韧性研究合金的断裂韧性表征了材料抵抗裂纹失稳扩展的能力，也是评价合金安全性的力学指标。而汀认1基合金的室温断裂韧性值较低，为此研究卜TIAI基合金的断裂韧性成为国内外金属间化合物研究工作者们极力关注的问题。131了TIAI基合金断裂韧性的影响因素影响7汀认1基合金断裂韧性的主要因素之一是其显微组织。显微组织对断裂韧性的影响是通过组织组成物类型、组织组成百分比、相组成和显微组织晶粒尺寸等起作用的。另外对于片层组织来说，片层团的尺寸以及片层团内片层厚度也影响着合金的断裂韧性与此同时由于添加合金元素和改变工艺路线都会对合金的显微组织产生影响，从而影响了断裂韧性。另外温度对合金的断裂韧性也有影响。随着温度的上升从也随之上升，其上升幅度取决于显微组织、AI的含量和热机械加工方法，当温度升高到9X以上，其断裂韧性开始下降14N。关于TIAI基合金断裂韧性的影响因素的研究已有很多，总的来说，片层组织的断裂韧性高于双态组织和场组织，双态组织中随片层组织含量的增加，其断裂韧性也增加哪一刘。在众多文献资料中主要研究影响全片层组织断裂韧性的因素。全片层组织之所以呈现较高的室温断裂韧性，主要在于它一方面具有裂纹尖端附近保持较高的塑性形变能力从而不易于形成滑移带裂另一方面就是塑性区扩大使塑性应变能增加并且在层片组织合金中当裂纹在层片受阻时，沿层片方向的滑移使裂纹发生钝化，这将导致裂纹尖端周围塑性区内应力强度因子大大降低，从而提高韧性1511。在全片层组织各因素的具体影响效果如下1断裂韧性K、随片层位向的不同呈现出各向异性。当裂纹尖端平行于片层板条时，表现出较低的断裂韧性当裂纹尖端垂直于片层板条时，表现出高的断裂韧性。2断裂韧性K随晶粒尺寸的增大而增大，增大到一定程度又有所降低。先前研究表明【521，晶粒尺寸小于600卿，断裂韧性瓦随着晶粒尺寸的增大而上升，在晶粒尺寸约为6创万习N时从达到最大值，而后随着晶粒尺寸的增加，断裂韧性值略有下降但变化不大。3当层片团尺寸在一定的范围内，断裂韧性随片层间距的减小而增加，它们符合HALL一ETCHL53公式，即KK二KD十筋1反。片层较厚时，韧带区域的刚性差、塑性变形大，微裂纹扩展受到的阻碍小，增韧效果差片层较薄时，韧带区域的刚性好、塑性变形小，韧带较长，微裂纹受到约束，增韧效果好。万方数据北京禾滋大学硕士学位论文4在全片层组织的断裂过程中晶界具有双重作用。一方面，微裂纹首先萌发于品界区，对从不利，其扩展方式取决于晶界两侧片层的取向另一方面，不同类型的晶界对裂纹扩展的阻力不同，因而对断裂韧性的作用也不同，纵向晶界有助于断裂韧性的提高，而横向晶界对韧性不利。由于片层组织中影响其断裂韧性的因素很多，所以全片层组织的断裂韧性并不总是一直很高，在有些情况下也可能会出现其断裂韧性值比双态组织的低。132下汀IAI基合金的断裂机理和断裂模式1单相卜T认1基合金的断裂机理较早开展对单柳，T认1基合金形变和断裂行为的研究是在七十年代随后的研究成果有1541LIPSITT等人研究了TI一5树合金的形变和断裂行为，发现单柳一闪基合金的韧脆转变温度BDTT大约在700，与1/6L12层错偶极子有关，并且发现从室温到60之间断裂方式主要为穿晶解理断裂，在600以上时以沿晶断裂为主，并且认为这种断裂方式的改变与超位错在不同温度下的激活能力有关。随后凡WABATA等人用抗弯测试方法研究单相YTI川基合金的断裂行为，结果表明YTI月基合金的解理面除了1川滑移面外，还有010、001、110以及101等面这些解理面在FCC金属和无序合金中很少见。同时认为两个相交滑移面上运动的位错相遇时，为降低能量而要发生位错反应，生成的位错位于两个滑移面的交线上，成为不可动的位错组态，导致脆性解理断裂。另外。陷如阮9等人运用第一原理计算得出由升TIAI基合金电子云的各向异性，在TI川原子间电子云密度较小，键结合力较弱，而在TITI原子间电子云密度较大，键结合力较强，而111、001和110面间的结合键是TIAL键，因而电子云密度较小，键结合力较弱，所以裂纹容易沿111、001和110面扩展。2双相TIAI基合金的断裂机理双态组织的断裂行为强烈依赖合金的微观组织，其从取决于双态组织中的层片团的比例，并且随着层片团的体积分数的增加从值也相应增加，K，值一般在1华16MPAM1反。在双态组织中，体积分数占一半左右的等轴丫相晶粒，其断裂方式主要为沿111晶面的解理断裂，同时由于相邻晶粒间不能像全片层组织那样通过相界面滑移来调节塑性区内应变不协调，一方面由于晶粒边界沿着平面滑移开裂而引起的滑移诱发开裂出现了沿晶断裂另一方面，使塑性区的尺寸和裂纹尖端附近应变都比全片层组织小，从而导致了双态组织呈现低的断裂韧性，并随着以介层片状晶团体积百分数的增加，断裂韧性提高阴。贺跃辉等研究了双相丫T囚基合金双态组织的室温从，结果表万方数据一一一一一一一一一一一一一一一一科技大学硕士学位论文明双态组织中Y相晶粒内容易形成剪切带，造街相对裂纹扩展表现出低的阻力，从而双态组织表现低的断裂韧性。温度对双态组织断裂行为和断裂韧性的作用是在室温下，双态组织合金的断口呈穿晶平面状解理断口，断口呈河流样花纹当温度升高到BDTT温度以上，其断口为沿晶断口随温度升到900以上时，其断口特征表现为有空洞出现。对于层片组织，从值一般在2卜36MP含M泥之间，其大小取决于显微组织的微观特征如层片团尺寸大小、层片间距、晶界是否存在7相、Y相的含量和Y相晶粒尺寸等。在室温下，近层片组织的裂纹首先产生于晶界的等轴Y相和层片结构中的侧钦2界面，其断裂过程受层片团晶粒控制，这一点与全层片组织相同。全片层组织的断裂特征为片层分离、穿片层断裂和分层断裂，它取决于片层方向与裂纹平面及应力轴的夹角。在裂纹扩展过程中，层片组织对裂纹扩展产生了非常大的阻力，K阻力曲线呈明显的上升。随着温度的上升，其断裂方式改变不大，从室温到800其断裂以穿片层解理和片层界面分离为主要特征当温度升高到800，全片层组织中出现再结晶，晶界处存在丫相而出现沿晶断裂。133下T囚基合金的韧化机制根据断裂模式，研究者提出了一些韧化机制。目前在丫TIAI基合金中存在内在韧化机制和外在韧化机制，前者影响裂纹起始断裂韧性K七后者通过阻力曲线影响裂纹扩展韧性。内在韧化来源于基体滑移和韧性相韧化外在韧化机制来源于裂纹偏转、韧性相桥接、剪切韧带韧化、孪晶韧化、显微裂纹韧化及裂纹扩展的奇异性等口卜石5】。D片层团尺寸、又片间距对于断裂韧性的影响通过韧化机制来解释，归结于韧带的大小和长度的影响1581倪曰比具体如下1韧性相调节及钝化CLLANKS163等人指出韧性相韧化是通过调节塑性不相容以及引起裂纹尖端钝化而达到韧化效果。这一概念是依据AZ一TI刃及卜T囚的普遍断裂模型晶粒边界沿着平面滑移开裂而引起的滑移诱发开裂而且这些过程直接与在晶粒边界释放塑性不和谐应变的独立滑移系的数目有关，这就取决于相对低的应变分布。如果在晶粒内或边界上有韧性相，且韧性相可以用来提供必要的位错，就足以调节这些位置处的塑性不和谐能力。通过韧性相调节的一个可能结果就是基体产生较大程度的应变，却不引起邻近晶粒边界或相边界上显微裂纹的形成，这引起裂纹尖端比裂纹扩展处有更高的应变分布，从而得到更高的断裂韧性K，值。在片层组织中，细小板条状的AZ相是有延性的，并且提供了上述的韧性相韧化机制，因而使得从值更高。万方数据北京科技大学硕士学位论文韧性相韧化的另一种普遍特征是在韧性相上裂纹尖端倾向于中断与钝化。由韧性相引起的裂纹尖端钝化，可以使韧性提高，这一模型己由HRR裂尖场描绘在裂纹尖端前的特定距离内的临界断裂应变值随着韧性相的存在而增加2韧性相桥接韧性相桥接是通过把塑性相分散在脆性基体上形成颗粒或层片结构，这种方法最先提出是为了韧化陶瓷，近年来也被用来韧化金属间化合物。韧化过程的基本想法是在脆性的基体上主裂纹的裂纹表面被韧性的颗粒桥接，由于颗粒的桥接力将降低裂纹表面的开裂和主裂纹尖端附近的应力集中水平。因此当裂纹和桥接区在长度上增加时，远处的应力集中水平也必增加，从而使裂纹扩展阻力增加。3剪切韧带的韧化在最近的研究中，势TI月基合金的研究发现在这些合金中已表现出平面滑移、裂纹偏转、曲折的裂纹路径以及粗化的断裂表面。鉴于这些现象，CHANKS四等人总结出的主要原因是剪切韧带化，它用来解释粗化诱发的韧化。这种韧化机制源于1型裂纹的偏转及在裂纹前不相连的显微裂纹的形成。当晶粒之间的主要裂纹比较曲折时，开裂平面及偏转的角度在单个晶粒内就完全不同，这说明不同晶粒之间的裂纹平面在每个晶粒或相边界上不连接，并由韧带分离。这些韧带的形成引起断裂韧性的提高。这种断裂机理引起断裂韧性的提高是通过阻抗曲线和曲折的裂纹曲线来说明的169。CLLANKS等人提出的理论模型见以下式L2和式L3K一IL一”一RL去1会TAN，12玩ER，2D心一，卜二13式中戈为基体韧性瓦为韧带相对于基体的韧化率D为平均晶粒直径这一平衡式说明，断裂韧性决定于韧带的面积分数、长度、断裂功、晶粒尺寸及裂纹的偏转角。从这可以看出层状组织有更高的韧性主要表现在两个方面1偏转的裂纹路径引起相对长的剪切韧带2层状组织中断裂时有更大的塑性吸收功。4孪晶韧化万方数据北京科技大学硕士学位论文除了滑移外，孪生也是争T囚基合金的一种重要变形方式，孪晶的激活在室温下是有限的，但随温度的增加，孪晶成为主要的变形方式。孪生变形通过改变晶体位向为不利的或难以滑移的滑移系的运动提供了可能，孪生变形增加了塑性变形方式，更利于基体金属的均匀变形，而且孪生变形本身也有一定的塑性变形量，因此孪生对基体的韧化有着积极的作用。5裂纹扩展的曲折路径YR囚基合金中，裂纹优先选择“2份相界形核，且裂纹在扩展时遇到Y/Y界面会发生偏转。对由许多晶团组成的多晶材料，由于每个晶团中层片板条的取向具有随机性，使得所有的界面随机的分布在材料中，这样导致了裂纹扩展的路径曲折，同平直的路径相比，额外增加的表面能和裂纹面侧边附近的塑性应变能都能使合金韧化口”。1，34丫T认1基合金缺口试样断裂韧性LPST介T囚基合金的断裂韧性NAKANOL71】等人通过在室温下进行紧凑拉伸实验研究了两种成分不同的合金TI491AI和TI一50名AI的PST晶体细片层和粗片层组织的断裂行为，结果表明PST晶体的断裂行为具有强烈的各向异性，主要取决于裂纹在片层板条中的扩展路径。当缺口方向平行于片层面时，裂纹沿平行于片层方向很容易扩展，从较低，AZ相中观察到自叉1面上的解理断裂当缺口垂直于片层面时，裂纹穿片层界面扩展，此时由于晶界能够有效阻碍裂纹的进一步扩展，则从值较高。并认为细小的片层板条有利于提高断裂韧性。Y。如5址MAL侧等人用三点弯曲试样研究了PST晶体的断裂行为，结果表明PST晶体断裂韧性值具有强烈的各向异性，其断裂行为和断裂韧性值从强烈的依赖于缺口与片层间的取向，当缺口平行于相界面时，断口呈解理且平行于相界面，这时从值较低当缺口垂直于相界面时，断裂面呈曲线状，裂纹受到相界面的阻碍作用，裂纹扩展速率降低，使得此时的从值较高。2多晶丫目T囚基合金的断裂韧性曹睿阳等通过下汀认基合金两种组织双态组织、近片层组织的四点弯曲断裂实验，研究了丫汀IAI基合金的缺口断裂机制。结果表明，缺口试样的断裂过程为几个沿层裂纹直接起裂于缺口根部，并沿着缺口根部的层间扩展当遇到位向不利的晶粒时，裂纹便停止在这一晶粒的前方，随着外加载荷的增加，即应力的增加，裂纹彼此连接并通过穿层裂纹而扩展裂纹尖端超钝化、裂纹分叉、沿着层间偏转，形成显微裂纹区，裂纹停在障碍晶粒前的边界上为这种材料的韧化机制裂纹扩展的驱动力是拉伸应力，缺万方数据北京科技大学硕士学位论文口的存在增加了缺口前沿或者裂纹尖端的应力。另外曹睿174等人还研究了近片层组织丫T口U基合金的室温拉伸断裂机理，实验通过对直缺口近片层组织的扫描电镜原位拉伸以及相应的断裂表面观察，结果表明许多裂纹在塑性变形前沿着层间起裂和扩展，断裂过程的驱动力仍是拉应力。在直缺口试样中，许多裂纹直接起裂于缺口根部，并沿着层间扩展，随着拉应力的增加，主裂纹和新裂纹也可以通过障碍晶粒的穿层解理断裂来连接。MENDIRTTA751通过研究缺口几何尺寸和实验温度对全片层组织和双态组织的影响得出塑性应变和拉伸应力控制着断裂是否发生，首先塑性应变要足以使它起裂，而高的应力使得它扩展。随着温度的增加，断裂载荷P和延伸率8曲线的非线性增加，而且断裂载荷也随着温度的增加而增加，这