航空发动机用β锻TC17钛合金时效析出行为研究

采用扫描电子显微镜对β锻TC17钛合金的时效析出行为进行研究,并以拉伸性能和断裂韧度试验表征不同时效处理对其力学性能的影响。研究结果表明:经两相区固溶+不同时效温度热处理后,α相在β相基体上析出、形核、长大。随着时效温度的升高,次生α相含量逐渐降低且分布不弥散,抗拉强度线性下降,塑性升高,断裂韧度线性升高。经630℃不同保温时间的时效,短时间次生α相呈针状,随着保温时间的延长,次生α相厚度d从42nm粗化至138nm,含量ωa从12.6%下降至4.5%。抗拉强度R_m与次生α相厚度、含量呈R_m=1.01ωa-0.95d+1274.1关系变化。次生α相的厚度降低和含量增加均能使抗拉强度提高,塑性和断裂韧度降低。

航空发动机用大规格TC17钛合金棒材显微组织均匀性研究

利用电子背散射衍射(EBSD)技术对Ф500 mm TC17钛合金棒材显微组织的均匀性进行了研究,分析了不同部位α、β相的晶体取向。结果表明,棒材边部和心部的初生α相等轴化良好,取向分布均匀;锻后冷却速度会影响棒材边部和心部组织中等轴α相的晶粒尺寸,心部显著大于边部。在光学显微镜下原始β晶界不明显,但心部组织中出现β相基本保持取向一致的"宏区",说明原始β晶粒破碎程度不足。对于大规格TC17钛合金棒材,仅凭借显微组织判定其均匀性存在漏洞,需增加β晶粒度检查以规避后续出现粗大原始β晶粒的风险。

β锻TC17钛合金大块α相研究

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子背散射衍射和三维原子探针等系统研究β锻TC17钛合金锻件显微组织中大块α相的形貌、元素分布和取向分布。结果表明:在晶界附近、原始β晶粒内部、再结晶晶粒内部均存在块状α相,并且晶粒内部还可以观察到粗大长条α片等异常组织。各类异常的α相和对应的β基体中主合金元素分布无明显差异,不是形成大块α相的主要原因。针状α相在晶粒内部随机分布,在显微镜下呈针状或点絮状。另外,α相的取向也决定了片层形貌,细小的再结晶晶粒和变形量较低的晶粒内部能观察到粗大的片层和团聚的大块α相,将细小的再结晶晶粒认定为未变形或轻微变形的晶粒,同一晶粒的晶界α相取向单一,晶粒内部也多为同一取向的α片。冷速慢时,取向相同的α相易团聚,α相横截面除呈现弥散分布的点絮状外,还会以贯穿整个晶粒或团聚在晶界附近的块状呈现。

偏轴载荷下连续SiC纤维增强钛基复合材料的拉伸行为研究

连续SiC纤维增强钛基(SiCf/Ti)复合材料是未来高性能动力装置的关键材料之一。针对SiCf/Ti复合材料中纤维与试样轴向载荷常存在一定偏轴角度的问题,通过室温拉伸、有限元模拟和断口表征研究了偏轴角度对SiCf/TC17复合材料力学性能和失效机理的影响。根据SiCf/TC17复合材料力学性能、断口形貌和应力分布可以定义一个临界偏轴角度,其数值约为1°。结果表明,随偏轴角度的增加,复合材料试样的抗拉强度下降,且当偏轴角度超过临界值时,抗拉强度下降速率增加。复合材料的失效机制与偏轴角度相关,当偏轴角度小于临界值时,试样断口由数个平坦的断面组成,纤维拔出和界面开裂程度都较低,纤维断面基本垂直于轴线,为典型的正应力断裂形貌;当偏轴角度大于临界值时,断口的起伏程度增加,纤维拔出和界面开裂现象都更加明显,部分纤维开始出现剪切断裂,表明拉剪耦合在断裂中起到重要作用。因此,对于SiCf/TC17复合材料轴向试样而言,应将纤维与试样整体的偏轴角度控制在临界值内,以获得有效的性能测试数据。

TB8钛合金直壁方形盒多道次渐进成形壁厚分布的试验研究

目的改善直壁方形盒制件在传统成形路径中厚度减薄严重的问题。方法采用一种上下交替往复成形轨迹的方法对TB8钛合金直壁方形盒进行试验研究,分析不同成形轨迹下制件壁厚的变化规律,测量直壁方形盒的最大减薄情况,并在此基础上讨论减薄程度与制件口部翘曲间的相关性。结果采用上下交替往复成形轨迹的方法能使制件壁厚减薄程度减轻、壁厚分布更加均匀且壁厚突破正弦定律,经测量制得的TB8钛合金直壁方形盒的最大减薄率为42.6%,比经自上而下成形轨迹的成形方法制得的TB8钛合金直壁方形盒的最大减薄率降低了23%,同时能有效减轻制件口部翘曲程度。结论上下交替往复成形轨迹的成形方法是改进传统自上而下成形方法制作直壁方形盒的有效途径。

双态组织TC32钛合金的抗弹性能及损伤机制

实验采用底推式105 mm穿甲模拟弹,测试双态组织TC32钛合金靶板的抗弹性能,并采用光学显微镜和扫描电镜研究靶板的损伤机制。结果表明:双态组织TC32钛合金靶板的防护系数达1.91以上;在开坑阶段,TC32钛合金靶板主要是以崩落和发生绝热剪切的损伤机制产生破坏;在稳定侵彻阶段和侵彻后期,TC32钛合金靶板主要是以发生绝热剪切、裂纹、塑性变形的损伤机制产生破坏。双态组织类型的TC32钛合金具有优良的强韧性匹配,抗弹性能优异。

β热处理冷却方式对TC32钛合金组织和冲击韧性的影响

研究了β热处理时炉冷(FC)、空冷(AC)、强风冷(FAC)和水冷(WQ)4种冷却方式对新型低成本高性能TC32钛合金显微组织和室温冲击韧性的影响。结果表明:从炉冷到水冷,随着冷却速率增加,α集束尺寸、集束中的片层α相、晶界α相和残余β相尺寸均呈大幅减小趋势;室温冲击韧性也随着冷却速率的增加而大幅度降低。进一步从冷却方式-显微组织-断裂机制-冲击韧性之间的相互影响关系角度进行了探讨,揭示了冷却方式对显微组织和冲击韧性的影响变化规律。

固溶温度对IMI834钛合金锻件组织和性能的影响

研究了不同的(α+β)两相区固溶处理温度(+700℃时效)对IMI834钛合金锻件组织和性能的影响。采用光学显微镜和透射电镜分析了显微组织,测试了室温拉伸、600℃拉伸、600℃试样热稳定性和600℃持久等力学性能。试验结果表明:固溶温度升高,初生α相含量不断降低,β转变组织尺寸、次生α相集束尺寸略有增大;室温、600℃拉伸强度略有提高,而室温、600℃拉伸塑性略有降低;600℃持久性能明显地提高。在1000~1030℃范围内固溶处理后的试样热稳定性基本相当。固溶温度对性能的影响与β转变组织尺寸、次生α集束尺寸和合金元素分配的综合作用密切有关。

连续SiC纤维增强钛基复合材料应用及研究进展

连续SiC纤维增强钛基(SiC_(f)/Ti)复合材料具有比强度高、比模量高、耐高温等特点,在航空航天领域具有重要的应用前景。本文总结了SiC_(f)/Ti复合材料的应用、制备、性能调控和检测技术,并提出了SiC_(f)/Ti复合材料未来需要突破的瓶颈问题。SiC_(f)/Ti复合材料单向性能优异,在环类转动件(叶环、涡轮盘等)、杆件(涡轮轴、连杆、紧固件等)以及板类构件(飞机蒙皮等)具有明显应用优势。常用的SiC_(f)/Ti复合材料的制备方法有箔压法和基体涂层法,箔压法适合制备板类结构件,基体涂层法适用于缠绕形式的结构件,如环、盘以及杆等。SiC_(f)/Ti复合材料的性能主要取决于SiC纤维、钛合金基体以及纤维/基体界面。SiC纤维微观结构和性能对制备工艺具有较强的敏感性,通过反应器结构和沉积条件调控获得性能稳定的SiC纤维是研究重点之一。钛合金基体可通过物理气相沉积的方法涂敷到纤维表面,制备出钛合金先驱丝,这是后续制备出高质量构件的关键。界面微观结构、热稳定性、力学性能与纤维表面的涂层密切相关,因此涂层种类和结构调控是SiC_(f)/Ti复合材料的界面性能调控的重要手段。SiC_(f)/Ti复合材料的应用促进了无损检测技术的发展,由此研究者开展了超声检测、X射线检测和声发射等在复合材料检测上的基础研究。为了实现SiC_(f)/Ti复合材料的广泛应用,未来还需要在复合材料结构设计、低成本制造、失效分析与寿命预测等方面开展进一步的研究工作。

新型多相TiAl–(Cr,Nb,Mo)合金高温变形行为和组织性能研究

针对新型多相Ti–43.5Al–6(Cr,Nb,Mo)–0.1B合金,采用热压缩试验方法和包套热挤压的方式对合金的高温变形行为和拉伸性能进行了研究。结果表明,在温度1100~1250℃、应变速率1~0.001s^(–1)下,压缩50%后,试样完整无裂纹,合金表现出优异的热变形能力。建立了真应变0.6时的耗散系数图,低耗散系数区(η<0.3)主要分布在1100~1180℃、应变速率0.1~1s^(–1)工艺区间;高耗散系数区(η>0.55)主要分布在1160~1250℃、应变速率0.01~0.001s^(–1)工艺区间,高耗散系数区组织的再结晶体积分数较高,此区间为TCNM合金最优的热加工窗口。Tγ→0–80℃挤压+热处理后,获得了双态组织,其室温抗拉强度855MPa,伸长率为1.0%;Tγ→0–10℃挤压+900℃/6h/FC稳定化处理后,获得了层片取向沿挤压方向择优分布的近层片组织,合金的室温抗拉强度为1020MPa,伸长率为2.0%,800℃时抗拉强度为685MPa,表现出优异的强度和塑性匹配。

SiC_(f)/TC17复合材料制备方法对界面反应层 生长动力学的影响

连续SiC纤维增强钛基复合材料(SiC_(f)/Ti复合材料)具有良好的比强度和综合力学性能,是新一代装备研制备受关注的轻质高温结构材料。SiC_(f)/Ti复合材料可采用箔压法(FFF)和基体涂层法(MCF)进行制备,为对比两种工艺方法对其界面反应生长的影响,采用FFF和MCF分别制备SiCf/TC17复合材料。对两种工艺制备的SiC_(f)/TC17复合材料在高温下(800~900℃)进行热暴露处理,通过扫描电镜对其微观结构及界面反应层厚度进行分析,获得界面反应层在高温下的生长速率,并进一步获得不同制备工艺状态下材料的界面反应动力学参数。结果表明:相同温度下MCF法制备的SiC_(f)/TC17复合材料界面反应速率大于FFF法制备的复合材料,前者的反应速率因子k0为4.942×10^(−3) m/s^(1/2),反应激活能Q为276.3 kJ/mol,后者的界面反应速率因子k0为8.149×10^(−3) m/s^(1/2),反应激活能Q为291.7 kJ/mol。这是由于MCF法制备的钛合金基体具有更微小的相组织,具有较小的反应激活能,在高温下具有更高的元素扩散速率。

大型/复杂模锻件省力成形工艺研究进展

随着锻件尺寸和形状复杂度不断提高,所需设备的载荷吨位也在不断加大,使得成形载荷升级,不断挑战设备成形的能力。为了在中小型压力机上生产出更大尺寸或形状更为复杂的模锻件,迫切需要发展省力成形模锻工艺以实现小设备干大活的目标。为此,国内外学者在大型/复杂模锻件省力成形工艺及省力成形原理方面开展了大量研究。首先介绍了影响模锻成形载荷的关键因素,其次系统论述了等温局部加载、超塑性等温锻造、辊锻-模锻复合成形以及中空分流锻造等相关省力成形工艺的技术原理及研究进展,最后提出了大型/复杂模锻件省力精确塑性成形面临的关键难题与挑战。

SiCf/TC17复合材料界面剪切强度测试与有限元分析

界面强度对钛基复合材料的性能有重要影响。采用纤维顶出实验(push-outtest)对连续SiC纤维增强TC17复合材料的界面剪切强度进行了测试,采用SEM观察了样品的形貌。以纤维/基体完全分离后的摩擦力为出发点,采用有限元方法确定了复合材料成型过程中残余应力的产生温度,并计算了残余应力的分布,比较了顶出实验样品制备前后残余应力的变化情况及样品厚度、体积分数对残余应力分布的影响;采用内聚力模型(CZM)分析了界面的化学结合强度。结果表明:SiCf/TC17复合材料高温成型后的冷却过程中开始产生残余应力的温度为775℃;顶出实验样品制备后界面处生成了残余剪切应力,其大小和分布与样品的体积分数和厚度相关,界面处的残余剪切应力造成了界面剪切强度的测试结果与界面化学结合强度的差异;室温下SiCf/TC17复合材料的界面化学结合强度约为450MPa。

SiC纤维增强TiAl基复合材料残余应力的调控

武器装备的轻量化设计以及更苛刻的高温服役要求,对材料提出了更高的要求。连续SiC纤维增强钛基复合材料(SiCf/Ti复合材料)具有良好的比强度和综合力学性能,成为了备受关注的轻质高温结构材料。但受局限于SiCf/TiAl复合材料的工艺特点,在成型过程中不可避免的会引入热残余应力而引起材料内部缺陷,对材料的力学性能带来不利影响。研究表明,SiCf/TiAl基体中具有较高的残余张应力,是SiCf/TiAl复合材料基体缺陷产生的主要原因。当SiC纤维体积分数(V_(f))为40.54%时,TiAl基体中最大残余张应力为1083.7 MPa(高于TiAl室温断裂强度)。为了调控SiCf/TiAl复合材料内部残余应力,采用有限元分析法计算了不同位置引入不同厚度的钛合金涂层,获得涂层的位置、厚度以及钛合金种类对SiCf/TiAl复合材料热残余应力的影响,从而获得SiCf/TiAl复合材料的残余应力的优化方案。对于SiC纤维V_(f)为40.54%的SiCf/TiAl复合材料而言,采用引入5μm(内)/1μm(外)涂层时,相比原始SiCf/TiAl复合材料,TiAl基体中最大残余张应力可降低约10%(低于TiAl室温断裂强度),从而在一定程度上降低复合材料中基体开裂等缺陷产生的风险。