850℃等温时效对高Nb-TiAl合金组织和力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪和显微硬度仪等手段,系统研究了850℃等温时效对高Nb-TiAl合金的显微组织及硬度的影响。结果表明:锻态高Nb-TiAl合金显微组织为近片层组织结构,片层团尺寸约为112μm,片层间距约为1.6μm,具有锯齿状晶界,主要由γ和α2相组成;合金在850℃等温时效分别为5 min、5 h、10 h、20 h的过程中,其显微组织主要由γ相、α2相和少量β相形成的片层组织结构组成,随着等温时间的延长,合金片层团和片层间距均存在明显的粗化现象;在不同的等温时效过程中,合金的表面皆表现出比较高的硬度值(420~460 HV),其显微硬度随保温时间的延长呈下降趋势。

热处理消除大尺寸铸态高Nb-TiAl基合金组织中的β相偏析

研究了热处理对大尺寸铸态高Nb-TiAl基合金组织中β相偏析的影响。实验结果表明,通过在α+γ两相区保温适当时间可以消除合金组织中的β相偏析。合金试样经1250℃/24h+900℃/30min/AC热处理后,可以有效消除晶界处的β-偏析和片层内的α-偏析;而经1280℃/6h+900℃/30min/AC就可以达到1250℃保温24h的效果,保温12h后β相完全被消除,但片层团平均晶粒尺寸有所长大,从原来的75μm增长到123μm左右。

包套锻造对高Nb-TiAl基合金组织的影响

通过两次包套锻造工艺细化了高 Nb- Ti Al合金铸态近片层组织。研究发现 ,两次锻造后接近二次锻造表面基本上是由大量的直线型或者流线型片层组织和少量的再结晶组织组成 ,而除此以外的大部分区域都发生了较大程度的再结晶 ,并且晶粒均匀细小。在 (α+γ)两相区长时间热处理二次锻后组织可以有效消除 β相 。

高Nb-TiAl合金凝胶注模成形的制备研究

以球形的预合金粉末Ti-45Al-8.5Nb-0.2B-0.2W-0.1Y和元素混合粉Ti+45%Al+10%Nb(%,原子分数)作为原料,研究了凝胶注模成形和氩气烧结制备高Nb-TiAl合金的工艺。研究结果表明球形的预合金粉悬浮液浆料流变性良好,其悬浮液固相含量最高达70%(体积分数),经过凝胶注模体系成形干燥后的坯体在1480℃氩气气氛下烧结2h后,烧结体相对密度达到99.1%,而元素混合粉的固相含量只有50%(体积分数),烧结体的相对密度为85.5%。通过X射线衍射分析和扫描电镜观察表明,以预合金粉为原料得到的样品主要成分是γ-TiAl和β-Ti2Al,以元素粉为原料得到的样品主要成分是γ-TiAl,并含有少量的α和β相,其组织是近片层。高Nb-TiAl合金的预合金粉末经凝胶注模成形和烧结后,可获得组织均匀的高致密度合金,其抗压强度为1715MPa,相对压缩率为1.85%。

铸态高Nb-TiAl合金高温蠕变变形及断裂机制

通过XRD、OM、SEM和TEM分析铸态合金组织,并进行800~850℃、250~325 MPa范围内的高温蠕变性能测试,以探究铸态Ti-46Al-6Nb-2.5V-0.2B_(4)C合金的显微组织及高温蠕变变形与断裂行为。结果表明:该铸态合金为全层片组织,多种形态的TiB于片层团内部及晶界处弥散析出,而C原子则固溶于基体中。根据蠕变性能数据计算,Ti-46Al-6Nb-2.5V-0.2B_(4)C合金在测试范围内的应力指数n和蠕变激活能Q_(C)分别为5.71和313.316 kJ/mol。该合金的蠕变变形主要由位错攀移与孪生变形控制,并且蠕变诱导产生动态回复与动态再结晶,发挥软化作用。同时,蠕变过程中Ti_(2)AlC会在TiB与基体的界面处动态析出,并与TiB保持[111]_(TiB)//[1210]_(Ti_(2)AlC)和(110)_(TiB)//(1010)_(Ti_(2)AlC)位向关系。此外,该合金的蠕变断裂机制主要为孔洞的萌生和聚合以及裂纹的扩展。

高Nb-TiAl合金连续升温过程的组织演变

采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X线衍射仪(XRD)、差热分析仪(DSC)和热膨胀仪(DIL)等研究高Nb-TiAl合金(Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y,摩尔分数,%)在连续升温过程中的相变行为与显微组织演变。结果表明:高Nb-TiAl合金在升温过程中存在2个相变过程,1有序α2相→无序α相转变,2四方γ相→α相扩散型转变;在α2相→α相转变结束后,γ相→α相转变开始前,显微组织的近片层团尺寸随温度升高而减小,板条间距随温度升高而增大;随着温度的逐渐升高,γ相在母相α相的晶界、边界处逐渐消失。

高Nb-TiAl基合金锻压饼材的拉伸性能

用自制的拉伸夹具测试了两种高Nb TiAl基合金的室温和高温拉伸性能 ,并对实验结果进行了分析讨论。结果表明 ,双态组织比片层组织有更高的强度 ,这符合一般TiAl合金的强度规律。且两种合金的室。

高Nb-TiAl合金α2→α等温相变中的组织演变

采用热膨胀法结合金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)和显微硬度等测试手段,系统研究了固溶处理后Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)合金在等温过程中的显微组织演变规律。结果表明:高Nb-TiAl合金α2→α相变温度区间为1140~1209℃;α2→α等温相变过程中,α相的形成呈“S”形曲线,合金在等温过程中显微组织主要由α2、γ相和少量β相形成的片层结构组成,随保温时间的延长,晶界处存在的β相逐渐减少;沿晶界产生的细小等轴γ晶粒逐渐增大;显微硬度随保温时间延长呈先增大后减小的趋势。

高Nb-TiAl基合金板材的微观组织与力学性能

采用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）和力学拉伸试验等方法对粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的微观组织以及力学性能进行了研究.结果表明,热等静压态合金的组织为近γ组织,其织构强度呈随机分布;轧态合金的组织为双态组织,板材中存在较强的{ 100}＜010＞立方织构和较弱的{110} ＜112＞黄铜型织构;室温下,不同拉伸方向上该高Nb-TiAl合金板材的屈服强度在708 ～ 725 MPa之间,延伸率均不到1％;高温条件下,随温度的升高,合金板材的强度逐渐降低,延伸率逐渐升高,最高为15.6％,其塑脆性转变温度在800～850℃之间;粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力学性能呈现出相对较弱的各向异性,可以归因于{100}＜010＞立方织构.

β-γ高Nb-TiAl合金准等温锻造过程模拟

采用Deform-3D有限元软件模拟了β-γ高Nb-TiAl合金Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(原子分数,%)的准等温锻造过程,分析了合金内部等效应力场、等效应变场、温度场的分布以及结合热压缩实验确定了该合金在特定工艺参数下的临界损伤因子.结果表明,随应变速率的增大,锻件的温度损失不明显,等效应力增大,最大等效应变值增加,变形均匀性系数下降,工件变形更加均匀.结合模拟和实验结果,确定了β-γ高Nb-TiAl合金在1150℃,应变速率5×10^(-2)s^(-1)条件下进行包套准等温锻造过程中的临界损伤因子为0.206.

高熵铝化物微叠层复合材料增-等材制备及组织性能研究

目的研究高熵合金和铝增-等材复合制备材料的成形性能,以及制备的高熵铝化物微叠层复合材料的组织和力学性能。方法首先研究了高熵合金和铝的复合材料增-等材制备各环节的成形性能,然后使用SEM、EDS、XRD分析了复合材料铝化物层的微观组织和生长动力学,最后从显微硬度、三点弯曲性能、断裂韧性、动态压缩强度的角度研究了复合材料的力学性能。结果选区激光烧结成形的实物没有翘曲、弯曲等明显宏观缺陷,渗流铸造的复合材料孔洞较多,个别区域出现了较大尺寸的缺陷,真空热压烧结使复合材料结合紧实;复合材料的扩散行为是高熵合金扩散到Al层,Al基本不发生扩散;复合材料铝化物层的显微硬度高于铸造和SPS制备的高熵合金的显微硬度,随着靠近Al层,硬度呈降低现象,三点弯曲性能和断裂韧性随反应时间的延长而降低,动态压缩强度随反应时间的延长而提高。结论高熵铝化物微叠层复合材料的增-等材复合制备材料成形性能良好;复合材料铝化物层的组织组成是Al3(Co,Cr,Fe,Ni),扩散层生长是晶内扩散和界面反应控制的混合型生长;铝化物层对复合材料性能的影响很大,其厚度增加,使复合材料三点弯曲性能和断裂韧性降低,动态压缩强度提高。

表面塑性变形对高Nb-TiAl合金扩散连接界面组织演化的影响

采用喷丸的方法对高Nb-TiAl合金待连接表面进行机械处理,研究表面塑性变形对高Nb-TiAl合金扩散连接界面组织演化的影响。结果表明,经过表面塑性变形的高Nb-TiAl合金,扩散连接过程中在界面处形成了一层连续的α2相,且α2相的体积分数随表面塑性变形程度的增加而增大;表面塑性变形引入的畸变能促使扩散连接试样在随后的退火中发生再结晶,表面塑性变形程度较大时,再结晶晶粒向界面处α2相长大,使α2相的体积分数逐渐减少,直至消失。因此,采用表面塑性变形与再结晶退火相结合的方法可有效提高高Nb-TiAl合金扩散连接的性能。

工作液电导率对高Nb-TiAl合金电火花加工小孔精度的影响

采用聚丙烯酸钠(PAAS)的水溶液作为电火花小孔加工工作液,研究了工作液电导率对高Nb-TiAl合金(Ti-44Al-8.5Nb-0.2Mo-0.2B)电火花加工小孔孔径精度、孔口微观形貌的影响规律。结果表明,随着电导率增大,其中的载流子数量将不断增多,在放电和电解溶解的共同作用下,小孔放电间隙迅速增大,小孔精度下降,此时放电间隙增大幅度不足以快速排除电蚀产物,电蚀产物在冷却的孔壁上再凝固,重铸层厚度快速增加。电导率增长后期,击穿电压不断下降,电解作用减弱,工作介质流动交换充足,电蚀产物快速排除,放电间隙和再铸层厚度增长速度均减慢。

高Nb-TiAl合金高温力学行为本构建模仿真技术

针对新研制的高Nb-TiAl合金(Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(原子分数/%)),开展了750℃条件下不同应变速率的单轴拉伸、低周疲劳、疲劳-蠕变交互和蠕变试验,获得了相应试验条件下的试验数据和曲线,基于宏观唯象Chaboche黏塑性统一本构模型,采用Ohno-Wang修正项准确表征材料的循环硬化/软化行为。另外,为了准确模拟材料的加速蠕变阶段,在Chaboche黏塑性统一本构模型中耦合Kachanov损伤演化率,采用自适应的显式Euler法将微分形式的本构模型离散为差分方程组,并植入到有限元软件ABAQUS的用户材料子程序UMAT中,实现对高Nb-TiAl合金在不同试验条件下力学行为的仿真模拟。结果表明,采用考虑Ohno-Wang修正并耦合Kachanov损伤的Chaboche黏塑性统一本构模型能够准确模拟高Nb-TiAl合金不同应变速率的单轴拉伸、低周疲劳、疲劳-蠕变交互和蠕变行为,且预测精度较高,满足实际工程需要。

基于田口试验的高Nb-TiAl合金小孔电火花加工试验研究

采用D703F高速电火花小孔加工机床在高Nb-TiAl合金(Ti-44Al-8.5Nb-0.2Mo-0.2B)板材上加工直径为1mm小孔,运用田口试验法研究电火花加工参数(电流、脉宽和冲液压力)对加工速度和加工质量的影响,并对试验结果进行方差分析和灰关联度分析。结果表明:电流为10 A、脉宽为32μs、冲液压力为3 MPa时加工速度和孔径精度较高,对实现高Nb-TiAl合金的高效率、精密加工具有一定的实用价值。

基于ProCAST的高Nb-TiAl合金叶轮熔模铸造

通过铸造模拟软件ProCAST实现高Nb-TiAl合金叶轮熔模铸造充型凝固过程的模拟仿真,研究浇注充型工艺对合金熔体充型、缩孔缩松等充型凝固特性的影响,优化相应工艺;进行浇注实验与铸件的无损检测分析,并进行铸件的解剖分析验证缩孔缩松分布;使用附注试棒研究叶轮在室温和高温下的力学性能。结果表明:ProCAST软件对高Nb-TiAl铸件缩孔缩松预测较为准确,通过模拟仿真预测结果优化了工艺方案从而避免了铸件中大尺寸缩孔缩松的形成,在最终的铸件中只存在尺寸小于22μm的显微缩孔;所有铸件均实现完整充型,铸件室温抗拉强度约580 MPa,850℃高温抗拉强度约450 MPa。

高Nb-TiAl合金排气阀铸造成形工艺研究

以汽车用排气阀为研究对象,对利用高Nb-TiAl合金制备排气阀的铸造成形工艺进行了实验研究。制备了高强度氧化物陶瓷模壳。采用真空悬浮熔炼炉,熔模铸造和离心铸造相结合的工艺浇注。结果表明,陶瓷模壳面层浆料的粘度随搅拌时间的延长呈先下降后升高的趋势;获得了完整的排气阀铸件,存在的主要缺陷是卷入性气孔、缩松和浇注不足。

热压烧结制备高Nb-TiAl合金烧结工艺研究

以Ti-45Al-8Nb-0.2B-0.2W-0.1Y元素粉末为原料,采用真空热压烧结工艺制备了高Nb-TiAl合金。结果表明,烧结温度对合金的显微组织影响显著,当烧结温度高于1350℃时,可制备出致密度高、晶粒尺寸在20~30μm间的全片层组织高Nb-TiAl合金；提高烧结温度可促进Nb在基体相中的扩散,有助于加强Nb的固溶强化效果；合金的室温力学性能与显微组织密切相关,当烧结温度为1350℃时,其显微硬度为744.5 HV 0.1/15,抗弯强度为674 MPa,显示出较好的室温力学性能。

基于正交试验的铸造高Nb-TiAl合金收缩率研究

采用正交试验法研究了几何形状、是否受阻收缩和试样尺寸3个因素对两种高Nb-TiAl合金熔模铸造的线收缩率的影响。结果表明:Ti_45Al_8Nb平均线收缩率为2.12%〜3.28%,Ti_48Al_7.5Nb的平均线收缩率为2.55%~3.39%,后者线收缩率更大。受阻收缩试样在非受阻方向上的线收缩率比自由收缩试样的线收缩率高出44.8%77.7%,几何形状与尺寸对线收缩率影响较小,凝固收缩受阻情况对线收缩率影响较大。随着试样尺寸的增加,线收缩量虽然增大100%,但线收缩率逐渐减小到20%.

全片层高Nb-TiAl合金损伤与断裂机理的研究

通过原位拉伸,分析试样表面与断口的SEM,对全片层高Nb-TiAl合金的断裂起始点、损伤行为、裂纹扩展及断裂机理进行研究。结果表明:材料呈沿层断裂和穿层断裂的混合形态,裂纹前端取向不利的层团附近出现大量微裂纹,当应力集中和外载荷共同作用时,引起微裂纹进一步贯穿。断裂机理为外载荷引起材料起裂和扩展,满足Griffiths断裂条件时,材料发生脆性解理断裂。起裂源一般出现在应力集中处,如缺口根部和材料薄弱处。