钛合金高温形变强韧化机理
钛合金强化方法
钛合金强化方法
钛合金是一种重要的工程材料，具有优越的力学性能和耐腐蚀性能，被广泛应
用于航空航天、医疗器械、电子设备等领域。
为了进一步提高钛合金的性能，人们对其进行强化处理。
下面我们来介绍一些常见的钛合金强化方法。
一、固溶处理固溶处理是将钛合金加热至固溶温度，使合金中的固溶体达到均匀分布，然后在适当的温度下，熔化合金中的过饱和溶质，从而得到固溶态的处理方法。
这种方法可以有效地改善钛合金的塑性和韧性。
二、时效处理时效处理是在固溶处理后，将钛合金在适当的温度下保持一段时间，使固溶体中的溶质原子重新排列并析出出相，从而形成强化相，提高合金的强度和硬度。
时效处理是钛合金强化的重要方法之一。
三、变形处理变形处理是通过冷加工或热加工的方式改变钛合金的晶粒结构和内部应力状态，从而使合金的力学性能得到提高。
常见的变形处理包括冷轧、热轧、拉伸等，这些方法可以显著提高钛合金的强度和韧性。
四、沉淀硬化沉淀硬化是在固溶态的钛合金中加入适量的溶质元素，使得这些元素在固溶体中析出出相，形成细小的沉淀相，从而提高合金的抗拉强度和硬度。
沉淀硬化是一种有效的强化方法，能够显著改善钛合金的性能。
以上是一些常见的钛合金强化方法，通过这些方法的合理应用，可以有效提高
钛合金的力学性能和耐腐蚀性能，满足不同领域对钛合金材料的需求。
希望这些强化方法能够为钛合金材料的研究和应用提供一些参考，推动钛合金材料的进一步发展和应用。
钛合金硬化处理方法
钛合金硬化处理方法1.引言1.1 概述钛合金具有优异的机械性能和化学稳定性，因此在航空航天、汽车制造和医疗设备等领域得到广泛应用。
然而，纯钛合金具有较低的硬度，为了提高其硬度和强度，常常需要进行硬化处理。
钛合金硬化处理方法可以通过改变钛合金的晶粒结构和间隙固溶体的相变来增强其材料硬度和强度。
目前，常用的钛合金硬化处理方法主要包括热处理、冷变形和表面处理等。
热处理是一种常见的钛合金硬化处理方法，通过加热钛合金到一定温度，然后快速冷却来改变其晶体结构和相组成。
这种方法可以使钛合金中的晶粒细化、位错密度增加，并且可能形成新的强化相，从而提高材料的硬度和强度。
冷变形是通过机械变形来增强钛合金硬度和强度的方法。
通过对钛合金进行拉伸、压缩等形变操作，可以引入位错、晶界滑移等复杂变形机制，从而增强材料的硬度和强度。
表面处理是一种局部提高钛合金硬度的方法，通过在钛合金表面形成一层硬化层，可以提高材料的耐磨性和抗腐蚀性。
目前常用的钛合金表面处理方法包括阳极氧化、喷丸处理和涂层等。
在本文中，我们将详细介绍钛合金硬化处理方法1和方法2的具体步骤和工艺参数，并对其效果进行评估。
通过对这些硬化处理方法的研究和应用，我们可以更好地理解钛合金硬化处理的原理，为钛合金的应用和开发提供技术支持。
1.2文章结构文章结构部分的内容可以参考以下写法：1.2 文章结构本文主要介绍了钛合金的硬化处理方法。
文章分为引言、正文和结论三个部分。
具体结构如下：1. 引言1.1 概述：介绍钛合金在工程领域的广泛应用以及对其硬度提出的要求。
1.2 文章结构：阐述本文的组织结构和各个部分的主要内容。
1.3 目的：明确本文的目标和意义。
2. 正文2.1 钛合金硬化处理方法12.1.1 方法介绍：详细描述该方法的原理和步骤，包括材料准备、处理过程及所需设备。
2.1.2 工艺参数：列举该方法中需要控制的关键参数，并对各项参数进行说明。
2.2 钛合金硬化处理方法22.2.1 方法介绍：阐述该方法的实现方式及其优势，同时指出存在的问题和限制。
钛合金各热处理作用
钛合金各热处理作用钛合金是一种重要的结构材料，在航空航天、汽车制造、医疗器械等领域具有广泛应用。
而钛合金的性能主要由其热处理过程决定。
本文将介绍钛合金常见的几种热处理工艺及其作用。
1. 固溶处理（Solution Treatment）固溶处理是钛合金最常见的热处理工艺之一。
它的主要目的是通过高温加热使合金中的固溶元素均匀地溶解在钛基体中，以提高合金的韧性和塑性。
固溶处理温度一般在β转变温度以上进行，时间根据合金成分和尺寸而定。
固溶处理后，钛合金具有良好的塑性和可锻性，适合进行后续的加工和成形。
2. 时效处理（Aging Treatment）时效处理是将固溶处理后的钛合金在较低温度下进行热处理，以进一步调整合金的性能。
时效处理的主要目的是通过固溶相分解和析出相的形成来提高钛合金的强度和硬度。
时效处理温度和时间根据合金的成分和要求而定。
时效处理后，钛合金的强度和硬度会显著提高，但塑性和韧性会相应降低。
3. 淬火处理（Quenching Treatment）淬火处理是将固溶处理后的钛合金迅速冷却至室温的热处理工艺。
它的主要目的是通过快速冷却来固定固溶相的结构，防止析出相的形成。
淬火处理可以提高钛合金的硬度和强度，但会降低其塑性和韧性。
淬火处理的冷却介质可以是水、油或空气，选择不同的冷却介质会对钛合金的性能产生不同的影响。
4. 回火处理（Tempering Treatment）回火处理是将淬火处理后的钛合金进行加热再冷却的热处理工艺。
它的主要目的是通过回火来消除淬火过程中产生的内部应力，并提高合金的韧性。
回火温度和时间根据合金的成分和要求而定。
回火处理后，钛合金的塑性和韧性会得到改善，但硬度和强度会相应降低。
5. 等温处理（Isothermal Treatment）等温处理是将钛合金在固溶温度或其他特定温度下保持一段时间进行的热处理工艺。
等温处理的主要目的是通过保持温度来稳定固溶相或促进析出相的形成，以调整合金的微观结构和性能。
钛合金介绍
钛合金合金化原理强韧化机制及其应用前言钛发现于18世纪末，但由于化学活性高，提取困难，直到1910年金属钛才被美国科学家用钠还原法(亨特法)提炼出来。
1936年卢森堡科学家克劳尔用镁还原法(克劳尔法)还原TiCl4，制得海绵钛，奠定了金属钛生产的工业基础。
其技术转让到美国，1948年在美国首先开始海绵钛的工业生产。
中国继美、日、前苏联之后，于1958年开始钛的生产。
一钛合金的合金化原理1 将钛的合金元素分成三类：α相稳定元素，能提高α→β相的转变温度，扩大α相区，如铝和氧、氮等；中性元素，在α相和β相中均有较大固溶度，对α⇔β相变温度影响不大，如锡、锆等。
β相稳定元素，一般是降低β相的转变温度，扩大β相区，它又可分两小类。
产生β相共析分解的元素，如Cr、Mn、Fe、Cu、Ni、Co、W等。
随温度降低，β相发生共析分解，析出α相及金属间化合物（图c）。
二元相图上不产生β相共析分解，但慢冷时析出α相，快冷时有α’马氏体相变，包括Mo、V、Nb、Ta等。
稳定β相的能力是Mo＞V＞Nb＞Ta。
2 β相稳定元素含量与淬火快冷组织关系当β相稳定元素含量较低时，β发生马氏体相变，形成α’相。
当含量达到C1之前，β相发生完全的马氏体相变；在C1到C2区间，可以有部分β相残留，得到α’＋残余β相组织。
当含量达到C2时，马氏体转变完全被抑制，只有残留β相（机械不稳定，在应力作用下分解）存在。
当含量≥C3时，为机械稳定β相（非热力学稳定，回火时分解）。
当元素含量超过C4时才得到室温热力学稳定的β相。
3 气体杂质元素的分类与作用氧稳定α相元素，提高α→β相转变温度。
占据八面体间隙位置，产生点阵畸变，提高强度、降低塑性。
氮与氧类似，是强稳定α相元素，提高α→β相转变温度，强烈提高强度而降低塑性。
氢稳定β相，降低塑性和韧性。
钛中的氢很容易引起“氢脆”。
335℃时氢在α-Ti中的溶解度为0.18%，并随温度降低而迅速下降，从钛固溶体中析出氢化钛而引起的脆性。
钛合金中fe元素含量对其热变形的影响
钛合金中fe元素含量对其热变形的影响钛合金是一种重要的结构材料，具有优异的力学性能和耐腐蚀性能。
其中，铁元素是钛合金中的一种重要合金元素，对其力学性能和耐腐蚀性能有着重要的影响。
本文将探讨钛合金中Fe元素含量对其热变形的影响。
一、钛合金中Fe元素的作用钛合金中的Fe元素主要通过固溶强化和析出强化的方式来提高其力学性能。
固溶强化是指将Fe元素溶解在钛合金的α相中，使其晶格发生畸变，从而提高了钛合金的强度和硬度。
析出强化是指在钛合金中形成Fe的化合物，如FeTi、Fe2Ti等，这些化合物可以在晶界和晶内析出，从而提高了钛合金的强度和耐腐蚀性能。
二、钛合金中Fe元素含量对热变形的影响钛合金在高温下容易发生热变形，如热膨胀、热裂纹等。
钛合金中Fe 元素含量的变化会对其热变形性能产生影响。
1. 热膨胀性能钛合金中Fe元素含量的增加会导致其热膨胀系数的增加。
这是因为Fe元素的加入会使钛合金的晶格发生畸变，从而增加了其晶格的热膨胀系数。
因此，在钛合金的设计和制造中，需要根据具体的应用要求来选择合适的Fe元素含量。
2. 热裂纹敏感性钛合金在高温下容易发生热裂纹，而Fe元素的加入会增加钛合金的热裂纹敏感性。
这是因为Fe元素的加入会使钛合金的晶界和晶内析出Fe的化合物，从而增加了钛合金的晶界和晶内的应力集中程度，从而增加了其热裂纹敏感性。
因此，在钛合金的设计和制造中，需要控制Fe元素的含量，以减少其对钛合金热裂纹敏感性的影响。
三、结论钛合金中Fe元素含量对其热变形性能有着重要的影响。
Fe元素的加入可以通过固溶强化和析出强化的方式来提高钛合金的力学性能和耐腐蚀性能，但同时也会增加钛合金的热膨胀系数和热裂纹敏感性。
因此，在钛合金的设计和制造中，需要根据具体的应用要求来选择合适的Fe元素含量，以实现最佳的性能表现。
第二讲 钛的合金化原理
第二讲钛的合金化原理1、钛的固态相变钛的两种同素异体结构密排六方（HCP）——α相，低温相，难变形。
体心立方（BCC）——β相，高温相，易变形。
纯钛的相变点882℃相变会使晶胞体积、变形能力、塑性、扩散系数等发生重大改变。
2、合金元素与钛的相互作用由于合金元素原子结构、原子尺寸和晶体结构三者的差异，合金元素与钛的作用分四类：第一类：形成离子化合物的元素；O、C1、F，与提取冶金、化工关系大。
第二类：形成有限固溶体和金属间化合物的元素；A1、C、N、B。
第三类：形成无限固溶体的元素；Zr、Hf与α、β相均形成无限固溶。
Mo、V、Cr、Ta、Nb，只在β-Ti 中无限固溶，在α-Ti中为有限固溶。
第四类：与Ti基本不反应或完全不反应的元素，包括：惰性气体、Na、K、稀土（钪除外）微量稀土可细化晶粒。
3、相——相图相——物质体系中物理和化学都均匀的部分，它是描述物质状态的一个概念，如水的固相、液相、气相。
相图——表征合金相组成与合金元素含量、温度三者关系的图形。
4、Ti-A1二元相图铝是钛合金最重要的合金元素，它质轻、价廉、合金化效果好，应用最广。
Ti-A1相图最有代表性与基础性。
从Ti-A1相图可以看出：①Ti与A1相互作用，可形成4个相。
α相（HCP），A1≤7%~11%，无序固溶体，低塑性相。
β相（BCC），无序固溶体，高塑性相。
α2相（正方），A1＞11%，Ti3A1有序金属间化合物，脆性相。
γ相（六方）A1＞50%，TiA1有序金属间化合物，晶型，脆性相。
②α2相和γ相结构③常用钛合金（低A1合金）：含α相、β相超轻型耐热钛合金（高A1合金），含α2或r相组成，可在650-900℃下使用。
④A1提高α/β相变点。
A1提高再结晶开始温度，提高强度（30-50MPa/1%A1）A1降低塑性与韧性。
A1超过溶解度极限8%，导致α2（TiA1）相析出，合金脆化。
4、合金元素的分类按照元素对钛α/β相变点影响，分三类：①α稳定元素：升高相变点，扩大α相区，如A1、O、C、N、B，较多溶于α相。
钛基复合材料热变形
钛基复合材料热变形
钛基复合材料是指以钛合金为基体，通过添加一些强化材料，如陶瓷、碳纤维等，以改善其力学性能、耐磨性、耐腐蚀性等。
热变形是指在高温条件下，材料的形状和尺寸发生变化的现象。
钛基复合材料的热变形主要受到材料本身的性质、温度和加载等因素的影响。
以下是一些影响钛基复合材料热变形的主要因素：
1. 温度：钛基复合材料在高温下可能会发生热变形。
温度的升高可以导致材料分子的热运动增加，从而使材料更容易发生形变。
高温条件下，钛合金的塑性可能增加，而强化材料（如陶瓷、碳纤维）的性能也可能发生变化。
2. 加载：加载是指对材料施加的外部力或应力。
在高温下，加载可能导致材料的塑性变形。
强化材料的添加可以提高材料的抗拉强度和硬度，但在高温下，可能会影响材料的热变形性能。
3. 强化材料的类型和含量：不同类型和含量的强化材料对钛基复合材料的热变形性能有不同的影响。
碳纤维通常具有较好的高温稳定性，而陶瓷可能在高温下变得脆弱。
因此，复合材料的设计需要考虑强化材料的类型、形状和含量。
4. 材料制备工艺：制备钛基复合材料的工艺也会影响其热变形性能。
不同的制备方法，如粉末冶金、热压、热等静压等，可能导致不同的微观结构和性能。
为了改善钛基复合材料的热变形性能，可以采取以下措施：
* 选择适当的强化材料，考虑其在高温下的稳定性。
* 调整强化材料的含量，以平衡强度和热变形性能。
* 优化材料的制备工艺，以获得更好的微观结构。
* 进行合适的热处理，以提高材料的高温稳定性。
综合考虑这些因素，可以设计和制备具有良好高温性能的钛基复合材料。
钛合金材质的高温抗氧化性能研究
钛合金材质的高温抗氧化性能研究一、引言随着现代工业技术的不断进步，高温工况下的先进材料需求愈发迫切。
而“钛合金”作为一种“高强度、低密度、高温抗氧化性能好、耐腐蚀、可加工性强”的材料，被广泛应用于航空、航天、化工等领域，成为了当代材料研究领域的一个热点。
本文主要探讨钛合金材质在高温条件下的抗氧化性能研究，分别从“高温氧化”与“材料结构调控”两方面进行讨论。
二、高温氧化1.高温氧化产物的形成钛合金高温热氧化一般按以下两种反应过程进行：2Ti + O2（氧气）→ 2TiO（钛氧化物）4Ti + 3O2（氧气）→ 2Ti2O3（二氧化钛）其中，TiO的发生温度较高，一般为850℃左右，而Ti2O3的发生温度较低，甚至在常温下也会有一定的生成率。
对于钛合金而言，该材质的高温氧化产物主要为TiO和Ti2O3。
2.高温氧化的影响高温氧化会导致钛合金表面出现氧化层，对材料的性能产生影响。
非均匀的氧化层会导致应力集中，从而影响到材料的强度和韧性；同时，氧化层的生成还会影响到材料的电阻、热导率和光学性能等。
然而，氧化层也不是全然的坏处，它可以在一定程度上保护金属表面不被腐蚀和磨损，同时还能够在一定程度上减少摩擦和腐蚀的功率损失。
三、材料结构调控1.表面处理为了提高钛合金在高温条件下的抗氧化性能，研究人员找到一种方法，即采用化学助剂等对合金表面进行处理。
比如，采用氟化氢、氯化铝等选择性腐蚀剂，可以去除表面一定深度的氧化层，达到增强性能的目的。
2.添加合金元素在制造钛合金时，可以针对不同的工作条件添加不同的合金元素，比如钒、铁、氮等。
通过合金元素的添加可以改变钛合金内部的组织结构，以达到提高高温抗氧化能力的目的。
3.氧化层再生钛合金高温氧化后，表面会形成氧化层。
但在某些情况下，该氧化层会出现裂缝等问题，导致氧化层结构急剧变化，从而影响到钛合金的抗氧化性能。
为了解决这一问题，研究人员提出了一种新的方法，即氧化层再生。
专门的技术人员通过特定的处理方法重新生成氧化层，提高钛合金的抗氧化性能。
钛合金热成形技术_概述及解释说明
钛合金热成形技术概述及解释说明1. 引言1.1 概述钛合金热成形技术是一种利用高温和压力对钛合金进行塑性变形的方法。
通过在特定温度下将钛合金加热到其塑性区域，然后施加压力来实现成形。
这种技术在航空航天、汽车制造、医疗器械等领域中得到广泛应用，并且在近年来取得了显著的发展和突破。
1.2 文章结构本文将从几个方面对钛合金热成形技术进行全面介绍和解释说明。
首先，我们将概述该技术的定义、原理以及其历史发展情况。
然后，我们将详细介绍该技术在不同领域的应用，并探讨其在实际生产中的工艺流程。
接下来，我们将深入分析钛合金热成形技术的优势，并提出当前面临的挑战以及相应的解决方法。
最后，我们将总结主要观点并对该技术未来发展进行展望。
1.3 目的本文旨在全面介绍和解释钛合金热成形技术，并分析其优势和挑战。
通过对该技术的准确理解，读者可以更好地了解钛合金热成形技术在工业生产中的应用和潜力，并为相关领域的研究和实践提供参考依据。
2. 钛合金热成形技术概述2.1 定义和原理钛合金热成形技术是一种通过将钛合金材料加热至其塑性变形温度，然后进行成型的制造工艺。
它基于钛合金在高温下具有良好的塑性和可变形性的特点，通过控制温度和应力来实现对钛合金材料的可控变形。
该技术主要依靠热胀冷缩原理，即在加热过程中，钛合金材料会膨胀并变软，使其容易成形；而在冷却过程中，由于收缩效应，材料会保持所需的形状。
通过精确控制加热、保温、成形和冷却阶段的参数和时间，可以实现对钛合金材料复杂三维几何形状的成型。
2.2 历史发展钛合金热成形技术起源于20世纪50年代。
当时，在航空航天工业领域对功能强大、轻量化及高机械性能要求极高的部件需求推动了该技术的发展。
最初的试验主要集中在单晶和多晶钛合金的热加工方面，通过探索适宜的加热温度和形变速率以及工艺参数的优化，成功实现了钛合金材料的热成形。
随着技术的不断进步和先进材料的开发，钛合金热成形技术得到了广泛应用。
如今，它已在航空、航天、汽车、医疗器械等领域得到广泛应用，并为这些领域带来了许多新的设计可能性和解决方案。
钛合金的相变及热处理
钛合金的相变及热处理钛合金的相变及热处理The document was prepared on January 2, 2021第4章钛合金的相变及热处理可以利用钛合金相变诱发的超塑性进行钛合金的固态焊接，接头强度接近基体强度。
同素异晶转变1.高纯钛的β相变点为℃，对成分十分敏感。
在℃发生同素异晶转变：α（密排六方）→β（体心立方），α相与β相完全符合布拉格的取向关系。
2.扫描电镜的取向成像附件技术（Orientation-Imaging Microscopy , OIM）3.α/β界面相是一种真实存在的相，不稳定，在受热情况下发生明显变化，严重影响合金的力学性能。
4.纯钛的β→α转变的过程容易进行，相变是以扩散方式完成的，相变阻力和所需要的过冷度均很小。
冷却速度大于每秒200℃时，以无扩散发生马氏体转变，试样表面出现浮凸，显微组织中出现针状α′。
转变温度会随所含合金元素的性质和数量的不同而不同。
5.钛和钛合金的同素异晶转变具有下列特点：（1）新相和母相存在严格的取向关系（2）由于β相中原子扩散系数大，钛合金的加热温度超过相变点后，β相长大倾向特别大，极易形成粗大晶粒。
（3）钛及钛合金在β相区加热造成的粗大晶粒，不像铁那样，利用同素异晶转变进行重结晶使晶粒细化。
钛及钛合金只有经过适当的形变再结晶消除粗晶组织。
β相在冷却时的转变冷却速度在410℃/s以上时，只发生马氏体转变；冷速在410～20℃/s时,发生块状转变；冷却继续降低，将以扩散型转变为主。
1.β相在快冷过程中的转变钛合金自高温快速冷却时，视合金成分不同，β相可以转变成马氏体α′或α"、ω或过冷β等亚稳定相。
（1）马氏体相变①在快速冷却过程中，由于β相析出α相的过程来不及进行，但是β相的晶体结构，不易为冷却所抑制，仍然发生了改变。
这种原始β相的成分未发生变化,但晶体结构发生了变化的过饱和固溶体是马氏体。
②如果合金的溶度高，马氏体转变点M S降低至室温一下，β相将被冻结到室温，这种β相称过冷β相或残留β相。
热还原法制作钛合金的原理
热还原法制作钛合金的原理热还原法是将氧化钛固体还原成钛合金的一种常用方法。
它是通过在高温条件下，用还原剂来还原氧化钛，使之脱氧、析出纯钛的过程。
热还原法制备钛合金的原理如下：1. 根据热力学性质选择适当的还原剂：在热还原法中，还原剂的选择对反应过程至关重要。
常用的还原剂有铝、镁、硅等。
选择还原剂的基本原则是热力学性质要适合，即还原剂与氧化钛反应生成的化合物具有较低的形成焓。
2. 还原剂与氧化钛反应：在高温条件下，还原剂与氧化钛反应。
以还原铝与氧化钛为例，反应方程如下：2TiO2 + 3Al →Al2O3 + 2Ti在反应过程中，还原剂中的铝与氧化钛发生强烈的反应，将氧化钛还原成纯钛，并同时生成氧化铝。
同时，还原剂中的铝也发生氧化反应，将铝氧化成氧化铝。
3. 氧化铝的去除：生成的氧化铝需要进行去除，以保证制备出的钛合金质量。
常用的方法有熔融盐法和酸洗法。
熔融盐法是将含有氧化铝的钛合金浸入氯化钠、氯化钾等盐类混合物中，在高温条件下，使氧化铝溶解于盐中，然后进行滤杂等步骤，最终得到纯净的钛合金。
酸洗法则是将含有氧化铝的钛合金浸入稀硫酸或稀盐酸中进行酸洗，将氧化铝溶解掉，并用水清洗后得到纯净的钛合金。
4. 进一步处理和制备：经过去除氧化铝的处理后，得到的纯净钛合金可以进一步进行处理和制备。
根据不同的需求，可以通过热加工（如锻造、轧制等）、冷加工（如拉伸、挤压等）等方法对钛合金进行加工处理，制备出所需的产品。
总结起来，热还原法制备钛合金的原理是通过在高温条件下，用合适的还原剂将氧化钛还原成纯钛，并去除生成的氧化铝，最终得到纯净的钛合金。
这种方法可以制备出高质量、高纯度的钛合金，并且可以根据需要进一步进行处理和制备，具有广泛的应用前景。
Ti-55531_钛合金室温强-塑-韧匹配化热处理工艺研究
精 密 成 形 工 程第15卷 第12期68 JOURNAL OF NETSHAPE FORMING ENGINEERING2023年12月收稿日期：2023-10-25 Received ：2023-10-25基金项目：山东省军民融合项目（2020****0501）Fund ：Key Research and Development Program of Shandong Province (2020****0501)引文格式：李艳英, 李旻萱, 欧阳斌, 等. Ti-55531钛合金室温强-塑-韧匹配化热处理工艺研究[J]. 精密成形工程, 2023, 15(12): 68-78.LI Yan-ying, LI Min-xuan, OUYANG Bin, et al. Investigation into the Heat Treatment Technology to Enhance the Compatibility among the Tensile Strength, Ductility, and Fracture Toughness of Ti-55531 Alloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2023, 15(12): 68-78.*通信作者（Corresponding author ） Ti-55531钛合金室温强-塑-韧匹配化热处理工艺研究李艳英1，李旻萱2，欧阳斌1，葛金峰1，刘成1，常旭升2，綦育仕1,2，张宇2，陈刚2*（1.贵州安大航空锻造有限责任公司，贵州 安顺 561005；2.哈尔滨工业大学（威海） 材料科学与工程学院，山东 威海 264209）摘要：目的 采用Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr （Ti-55531）钛合金，研究了不同热处理工艺条件下室温强-塑-韧性能的匹配关系，为满足不同强度、断裂延伸率、断裂韧度综合服役性能要求提供热处理工艺参考。
高温合金强韧化机理的研究
高温合金强韧化机理的研究高温合金是一种应用广泛的材料，主要用于高温环境下的航空、航天和能源等领域。
然而，由于高温环境下的应力和温度的共同作用，高温合金往往容易发生塑性变形和断裂，影响其使用寿命和性能。
因此，对高温合金的强韧化机理进行研究具有重要意义。
高温合金的强韧性取决于其微观结构和组织特征。
首先，高温合金中的相数量和组成是影响其强韧性的重要因素之一。
相数量过多会导致局部应力集中，增大断裂的可能性；相组成的变化则会影响其热稳定性和塑性变形的能力。
因此，在高温合金的制备过程中，需要控制相的数量和组成，以实现强韧化。
其次，高温合金中的晶粒尺寸和晶界特征也对其强韧性起到重要作用。
较小的晶粒尺寸可以提高材料的强度和塑性，因为较小的晶粒尺寸会导致弥散硬化效应的增强，从而增加材料的韧性。
晶界是晶粒之间的界面，其特征也会对材料的强韧性产生影响。
优化晶界的特征，可以增加晶界的强化作用，提高材料的抗拉强度和韧性。
此外，高温合金中的位错密度和位错类型对其强韧性的影响也不可忽视。
位错是晶格的缺陷或错配，可以通过运动和堆积来影响材料的塑性变形和断裂行为。
高位错密度会增加材料的强度但降低其韧性，而位错类型的变化则会影响材料的断裂方式和应力传递机制。
因此，研究位错密度和类型的调控策略对高温合金的强韧化具有重要意义。
除了微观结构和组织特征外，高温合金的化学稳定性和表面处理也会影响其强韧性。
高温合金处于极端的高温和气氛环境下，容易发生氧化、腐蚀等化学反应。
因此，通过调整合金的化学成分和采取适当的表面处理方法，可以提高高温合金的化学稳定性和耐腐蚀性，从而改善其强韧性。
需要指出的是，高温合金的强韧化机理是一个复杂而综合的问题，涉及多个方面的相互作用。
在实际应用中，还需要结合具体的工艺条件和使用环境，针对性地进行材料的设计和工程改进。
同时，高温合金的强韧化研究需要借助先进的实验手段和计算模拟方法，结合理论分析和实验验证相结合，以全面深入地揭示其机理。
TC4钛合金的高温压缩变形行为
TC4钛合金的高温压缩变形行为摘要：本文采用高温压缩试验，研究了TC4钛合金在不同温度、应变速率和应变程度下的高温压缩变形行为。
结果表明，随着温度的升高，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能显著增加；随着应变速率的增加，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能逐渐下降；在较高的应变程度下，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能也会逐渐下降。
本文探讨了这些变形机制的可能机理，并提出了对进一步研究TC4钛合金高温变形行为的建议。
关键词：TC4钛合金；高温压缩试验；流动应力；塑性变形能正文：Ⅰ.引言随着钛合金在航空、航天、船舶、汽车等领域的广泛应用，对其高温性能的研究越来越受到关注。
TC4钛合金是目前应用最广泛的一种钛合金，其高温性能与材料的微观结构和化学成分密切相关。
在高温条件下，TC4钛合金的变形行为受到多种因素的影响，包括温度、应变速率、应变程度等。
因此，深入研究TC4钛合金在不同条件下的高温变形行为，对优化材料性能、提高材料应用效率具有重要意义。
Ⅱ.实验方法本文采用高温压缩试验来研究TC4钛合金的高温变形行为。
试验在真空条件下进行，温度范围为700℃~950℃，应变速率范围为0.001~0.1s^-1，应变程度在0.2~0.8之间。
在试验过程中，记录基本应力应变曲线、流动应力、塑性变形能等参数，并对试验结果进行分析。
Ⅲ.结果与讨论试验结果表明，在不同温度、应变速率和应变程度下，TC4钛合金的高温变形行为存在明显差异。
在同一温度下，随着应变速率的增加，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能逐渐下降。
这是因为应变速率引起了材料的应力状态变化，导致位错活动、吞吐及再生等发生变化。
在较低的应变程度下，随着温度的升高，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能显著增加；在较高的应变程度下，随着温度的升高，TC4钛合金的流动应力和塑性变形能也会逐渐下降，这是因为当应变程度较大时，高温软化效应的影响逐渐减小。
此外，试验还发现，TC4钛合金的高温变形行为受组织和成分的影响较大，随着成分的变化和晶粒的细化，材料的高温变形行为也会有所改善。
钛合金热变形
钛合金热变形
钛合金是一类特殊的金属合金，具有轻质、高强度、耐腐蚀等优异性能。
在高温条件下，钛合金可能发生热变形，这是由于高温下金属晶格结构的改变和原子热运动的增强导致的。
热蠕变（Creep）：在高温和应力作用下，钛合金可能会发生热蠕变。
这是一种渐进性的塑性变形，主要是由于晶格内部的原子滑移导致的。
热蠕变的发生速率与应力、温度和合金的化学成分等因素密切相关。
高温氧化：高温下，钛合金容易与氧气发生反应，形成氧化物。
这种氧化可能导致表面的脆化和剥落，进而影响合金的性能。
晶粒长大：在高温条件下，钛合金的晶粒可能会发生长大。
这种现象可能导致材料的塑性降低和抗拉强度下降。
为了减缓钛合金的热变形，可以采取以下措施：
合金设计：通过调整合金的成分，可以改变其晶格结构和相变温度，从而提高其高温稳定性。
表面涂层：对钛合金进行表面涂层，可以提高其耐高温氧化的
能力，减缓氧化对合金性能的影响。
热处理：通过合适的热处理工艺，可以调整合金的晶粒结构，改善其高温性能。
总的来说，了解钛合金的热变形特性对于在高温环境下使用这类材料的工程应用至关重要。
合理的材料选择、设计和工艺控制可以最大程度地减缓钛合金的热变形，保障其在高温环境下的可靠性和稳定性。
钛合金屈服强度 温度
钛合金屈服强度温度钛合金是一种重要的结构材料，具有优异的力学性能和高温稳定性。
其中一个关键的力学性能参数就是屈服强度，它能够反映材料在承受外力时的抗变形能力。
然而，钛合金的屈服强度会随着温度的变化而发生变化。
本文将探讨钛合金的屈服强度随温度变化的规律和影响因素。
钛合金的屈服强度在一定温度范围内通常呈现出先增加后降低的趋势。
在较低温度下，钛合金由于晶体结构的紧密排列和化学键的强度，展现出较高的屈服强度。
随着温度的升高，材料的热振动和晶格缺陷增加，导致屈服强度逐渐减小。
同时，高温下的钛合金容易发生晶间滑移，也会影响材料的屈服强度。
温度对于钛合金的屈服强度影响的主要因素包括固溶体析出、晶粒尺寸和相变行为。
固溶体析出是指在加热过程中，合金中的溶质在晶网点上析出形成相，导致晶体结构中的缺陷增加。
这些析出物会阻碍晶体的滑移，从而增加合金的屈服强度。
晶粒尺寸也会影响屈服强度，细小的晶粒通常具有更高的屈服强度。
此外，钛合金中的相变行为也会对屈服强度产生影响。
相变过程中晶体结构的变化会导致材料的塑性改变，从而影响屈服强度。
除了这些因素，合金的成分和热处理也会对钛合金的屈服强度产生重要影响。
钛合金可通过添加合适的合金元素来改变材料的力学性能。
合金元素的种类和含量将直接影响屈服强度和其他力学性能的变化。
同时，热处理过程中的冷却速率、热处理温度和时间也会对钛合金的晶体结构和屈服强度产生影响。
合适的热处理可以改善钛合金的力学性能并提高屈服强度。
总结起来，钛合金的屈服强度受到温度的影响，呈先增加后降低的趋势。
固溶体析出、晶粒尺寸和相变行为是温度对屈服强度影响的主要因素。
此外，合金的成分和热处理也会对屈服强度产生重要影响。
通过研究和适当的技术手段，可以优化钛合金的力学性能，提高材料在不同温度条件下的应用性能。
这对于钛合金在航空航天、汽车制造和生物医学等领域的应用具有重要意义。
钛合金防融合的原理
钛合金防融合的原理
钛合金防融合的原理是利用钛合金材料的高熔点和优良的综合性能，防止融合的发生。
钛合金的高熔点一般在1600以上，远高于许多其他常见金属材料，如铝和铜。
这使得钛合金可以在高温环境下保持稳定的形状和结构，不容易熔化。
此外，钛合金还具有良好的耐腐蚀性能和机械性能，能够有效抵抗化学腐蚀和磨损。
这使得钛合金在高温、高压、强腐蚀环境中使用时不易受到损害。
钛合金防融合的原理主要包括以下几个方面：
1.高熔点：钛合金的高熔点使得在高温环境下，其不易熔化和变形，从而实现防止融合的作用。
2.氧化膜形成：钛合金表面会形成一层致密的氧化膜，提供了优良的耐腐蚀性能，可以防止材料与环境中的腐蚀介质接触，降低材料的腐蚀速度。
3.合金元素控制：适当的合金化可以增加钛合金的强度和硬度，提高其耐磨性和耐腐蚀性能，降低融合的风险。
综上所述，钛合金防融合的原理主要是通过钛合金的高熔点、氧化膜形成和合金元素控制等方式来防止融合的发生，确保钛合金在高温、腐蚀等恶劣环境下的稳
定性能。
几种典型钛合金的热变形抗力
几种典型钛合金的热变形抗力
钛合金的热变形抗力受其组成、微观结构、热处理状态、变形温度、应变速率等因素的影响。
以下是几种常见的钛合金和其相应的热变形抗力：
1. 纯钛（Grade 1-4）：纯钛的热变形抗力较低，容易发生热变形。
在高温下，纯钛的变形抗力会进一步降低。
2. α+β型钛合金（如Ti-6Al-4V）：这是一种常见的钛合金，在高温下具有较高的热变形抗力。
它具有良好的塑性和强度，适用于高温下的热变形加工。
3. β型钛合金（如Ti-10V-2Fe-3Al）：这种钛合金在高温下也具有较高的热变形抗力。
β相的
存在使其在高温下呈现出较好的塑性和稳定性。
4. Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo钛合金：这种钛合金具有较高的热变形抗力，适用于高温下的热加工和
变形。
需要注意的是，以上只是一些典型的钛合金，实际上还有很多其他的钛合金，它们的热变形抗力也会有所不同。
同时，热变形抗力的具体数值还受到具体实验条件的影响，例如变形温度、应变速率等。
如何增加钛合金弹性的方法
如何增加钛合金弹性的方法
增加钛合金的弹性可以通过以下几种方法来实现：
1. 调整合金配比：钛合金通常是由钛和其他金属元素的合金组成。
通过调整不同金属元素的含量和配比，可以改变钛合金的晶格结构和硬度，从而影响其弹性特性。
2. 热处理：通过热处理可以改变钛合金的晶体结构，从而改善其弹性。
热处理包括固溶处理和时效处理两个步骤。
固溶处理是将钛合金加热至合金元素溶解的温度，然后迅速冷却，这样可以获得均匀的固溶体。
时效处理是将固溶体再次加热至适当温度，然后再冷却，这样可以使合金元素形成稳定的析出相，进一步改善钛合金的弹性。
3. 冷变形加工：通过冷变形加工，如冷拔、冷轧等，可以增加钛合金的弹性。
这是因为冷变形加工会引入更多的位错和晶界，从而增加材料的强度和韧性。
4. 精确控制微结构：通过控制钛合金的微观结构，如晶粒尺寸、晶界特性等，可以改善其弹性。
采用合适的制备工艺和热处理方法，可以获得细小均匀的晶粒和优良的晶界特性，从而提高钛合金的弹性性能。
需要注意的是，钛合金的弹性性能是与其他性能指标相互关联的，因此在提高弹性的同时，也需要考虑其他性能的平衡。
具体的方法和步骤可能因具体的合金组
成和应用需求而有所不同，建议在专业人士的指导下进行钛合金的设计和处理。
钛合金时效后硬度的变化
钛合金时效后硬度的变化钛合金是一种广泛应用于航空航天、汽车、医疗器械等领域的重要材料。
其优异的性能使得钛合金在工程设计中扮演着重要的角色。
然而，钛合金在加工制造过程中存在一定的变形和应力，为了提高材料的硬度和强度，常常需要进行时效处理。
本文将重点探讨钛合金时效后硬度的变化规律。
我们需要了解时效处理的基本原理。
钛合金通过时效处理可以改变其组织结构，进而影响其硬度和强度。
一般来说，时效处理分为两个步骤：固溶处理和时效处理。
固溶处理的目的是通过高温加热使钛合金中的固溶体溶解，消除组织中的偏析相，使合金组织均匀化。
然后通过快速冷却将其固化，形成固溶体。
时效处理是在固溶处理后，通过适当的时间和温度进行二次热处理，使固溶体中的溶质原子重新排列，形成新的相，提高材料的硬度和强度。
时效处理后，钛合金的硬度会发生明显的变化。
具体来说，硬度会随着时效时间的增加而增加，达到一个峰值后逐渐减小。
这是因为时效处理过程中，固溶体中的溶质原子重新排列形成新的相，导致材料的晶体结构发生变化。
新相的形成增加了晶体的位错密度和晶界能量，从而提高了材料的硬度。
然而，随着时效时间的增加，新相的再结晶和晶界的粗化逐渐发生，导致晶体结构的恢复和晶界能量的降低，使得材料的硬度逐渐降低。
时效处理温度也对钛合金的硬度变化有重要影响。
一般来说，时效处理温度越高，钛合金的硬度越高。
这是因为高温时效处理可以促进溶质原子的扩散和再结晶，使得新相的形成更充分，晶粒尺寸更大，从而提高了材料的硬度。
然而，过高的时效处理温度也会导致晶界能量的降低和晶体结构的恢复，从而降低材料的硬度。
除了时效处理温度，钛合金的初始状态和化学成分也会影响其硬度的变化。
一般来说，初始状态较软的钛合金经过时效处理后，其硬度增加的幅度较大。
而初始状态较硬的钛合金经过时效处理后，其硬度增加的幅度相对较小。
此外，钛合金的化学成分也会对硬度变化有一定影响，不同的合金元素在固溶体中的溶解度和扩散速率不同，会导致不同的硬度变化规律。
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第35卷1999 第1期年1月金属学报ACTA METALLURGICA SINICAVol.35No.1January1999钛合金高温形变强韧化机理*周义刚 曾卫东 李晓芹 俞汉清(西北工业大学材料科学与工程学院,西安710072)曹春晓(北京航空材料研究院,北京100095)摘 要 详细研究并讨论了钛合金高温形变强韧化机理.结果表明,三态组织中少量等轴 相与基体 相没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,对变形起着协调作用,因而合金具有较高的塑性;大量网篮交织的条状 ,不仅增加了相界面,提高了合金的强度与抗蠕变能力,而且不断改变裂纹扩展方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,断裂韧性好.新的变形理论适用于 ,近 ,( + )和近 型钛合金.关键词 高温形变,强韧化机理,三态组织,钛合金中图法分类号 T G146.2 文献标识码 A 文章编号 0412-1961(1999)01-0045-48AN INVESTIGATION OF HIGH-TEMPERATURE DEFORMA TION STRENGTHENING AND TOUGHENINGMECHANISM OF TITANIUM ALLOYZ H O U Yigang,ZEN G Weidong,LI Xiaoqin,YU H anqingCol lege of M aterials Science and Engineering,Northw estern Polytechnical Universi ty,Xi an710072CAO Chunx iaoBeijing Institute of Aeronauti cal M aterials,Beijing100095Cor resp ondent:ZH OU Yigang,p r o f essor,Tel:(029)8493939,Fax:(029)8491000,E-mail:z engjiang@M anuscript received1998-05-12,in revised form1998-08-11ABSTRAC T T he high-temperature deformation strengthening and toug hening mechanisms have been investigated.It is found that equiax ed alpha phases in tri-modal m icrostructure have no inherent orien taion w ith transformed beta m atrix,dislocations can easily find their slip plane,so they give coordination of materials deform ation,and result in higher ductility.The striature alpha phases not only increase the strength and creep properties,but also change the cracks propagation directions,thus cracks make a more w inding w ay along or cross grain boundary between striature alpha phases,and materials show a higher fracture toug hness.T his new deformation theory applies to ,near ,( + )and titanium alloys. KEY W ORDS hig h-tem perature deformation,streng thening and toug hening mechanism,tri-modal microstructure,titanium alloy国内外对( + )钛合金的变形通常是在相变点以下3050!进行,称为常规锻造.常规锻造获得的等轴组织具有室温强度高、塑性好等优点,但其高温性能、抗疲劳裂纹扩展能力和断裂韧性较差[1].50年代后期,C roan等人[2]提出了 锻造工艺,其优点是提高了合金的抗蠕变性能、冲击和断裂韧性,但是明显降低塑性和热稳定性,导致∀ 脆性#和∀组织遗传性#[3].60年代初,She egarev等人[4]提出的形变热处理理论,有效地提高了合金的强度和韧性,但是*收到初稿日期:1998-05-12,收到修改稿日期:1998-08-11作者简介:周义刚,男,1930年生,教授锻后水冷的组织在随后的低温时效过程中分解,降低合金的热稳定性.因此,如何解决钛合金强度-塑性-韧性的相互匹配,一直是钛合金科学工作者努力解决的课题.本文提出的钛合金高温形变强韧化工艺(又称近 锻造工艺),是在相变点以下1015!加热、变形.为控制变形温度,以坯料的平均相变点确定名义加热温度,并采用金相试样法测定和控制炉温精度.变形后快淬的锻件经两次高温加一次低温的强韧化处理后,获得由一定数量的等轴初生 、条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织,从而克服了以往研究的不足,使合金的强度-塑性-韧性得以兼顾.1 高温形变强韧化的设计文献[5]指出,魏氏 的断裂韧性和抗蠕变能力比等轴 好.单就提高合金蠕变性能和断裂韧性而言,应尽量增加合金组织中魏氏 相的相对含量,但要受塑性下降的限制,等轴初生 含量不能过低.研究结果证明[6],只要组织中含有10% 15%的等轴 ,塑性不会过于下降,超过20%对塑性也无裨益,而会抑制其它性能的发挥.因此,钛合金强韧化设计的理论基础是将初生 含量控制在20%左右,可获得强度-塑性-韧性的最佳匹配.TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo -1.5Zr -0.3Si(质量分数,%))合金等轴初生 含量( ,体积分数)随加热温度的变化关系见图1.由图可以看出,加热温度低于960!时图1 TC11合金加热温度与等轴 含量的关系Fig.1 Correlation betw een the volume fraction of equiaxed alpha ( )and theheating temperatur e of T C11alloy ∃equiax ed %transfor med(相变点以下40!左右),初生 含量随温度的变化不大;只有当温度升高到相变点以下10 15!时,初生 才能迅速降至10% 15%,加上变形及热处理发生的再结晶增加的10%左右的等轴 相,可以使 相的总含量控制在20%左右.2 实验结果与分析2.1 显微组织从图2可以看到,传统的常规锻造获得等轴组织(图2a ), 锻造获得网篮组织(图2c ),而近 锻造得到三态组织(图2b).三态组织是由体积分数(下同)分别为10% 20%的等轴 ,50% 60%网篮交织的条状 和转变 基体构成的多层次组织.等轴 是坯料加热未超过相变点而被保留下来的;一定宽长比的条状 是变形及冷却产生的次生 相在均匀化和高温处理时进一步聚集长大形成的.由于变形后采用快速水冷,保留了大量的晶体缺陷,因而结晶核心多,条状 和转变 基体中的魏氏 相尺寸细小、无固定方式排列且呈网篮状交织.2.2 力学性能从表1中可以看出,等轴 相的含量对室温强度无明显影响,常规、近 和 锻造处于同一水平.这与Henning 等人[7]的研究一致.但其高温性能有明显差异,近 锻造样品520!的高温性能相当于常规锻造样品500!的性能水平.520!,100h,300MPa 条件下的蠕变性能明显优于常规锻造(表2),其原因与三态组织中交织分布的条状 和片间 条内点状析出物(图3)阻碍位错滑移有关[8].近 锻造的塑性和热稳定性与常规锻造处于同一数量级,即使试样经过520!,100h 热暴露后,!值仍保持在30%左右,未出现脆性和失稳现象(表1);疲劳-蠕变交互作用寿命高于常规锻造的性能水平,主要是拉伸保时过程中蠕变应图2 常规锻、近 锻和 锻获得的显微组织Fig.2 Opt ical microstr uctures developed by conv entional for ging,near beta for ging and beta forg ing (a)equiaxed microstr ucture developed by conventional forg ing (b)tr i-modal microstructure developed by near beta forg ing (c)lamellar micr ostructur e developed by beta forg ing46金 属 学 报35卷表1 T C11钛合金的室温拉伸性能和热稳定性Table 1 Roo m-temperatur e tensile and thermal stability of T C11alloy For ging method Room-emperatur e tensile proper ty∀b ∀0.2#!M Pa M Pa %% T hermal stability 500!,100h 500!,100h ∀b #!∀b #!M Pa %%M P a %%Conventional 1061101814.846.2108714.038.8108112.031.7N ear1098104916.843.8110915.037.7115316.636.6108399012.819.6106911.317.0109410.216.4表2 T C11钛合金的高温拉伸、持久和蠕变性能Table 2 High-temperature tensile ∀b (t),duration ∀b (d)and creep str ength (∃)o f T C11alloyFo rging met hod∀b (t),M Pa 500!520! ∀b (d),M Pa 500!,100h520!,100h∃,% 500!,100h,343M P a520!,100h,343M PaConvent ional 748698598-0.1290.224N ear7747497066070.1030.1347727617066080.0630.125表3 T C11钛合金的低周疲劳、疲劳蠕变性能和断裂韧性Table 3 L ow-cycle fatigue life,N f (l),fatigue-creep life,N f (c)and fracture toughness,K ,of T C11alloy Forg ing methodN f (l),cyc20!,715M PaN f (c),cyc520!,3min,480M P aK M Pa &m Conventional 6658252973.1N ear 14376829888.676311178091.9图3 三态组织中 条内析出物Fig.3 Separation substance in beta phase in tri -modal microstr ucture变积累和空洞形核机制不同造成的[9].近 锻造的断裂韧性值与 锻造的水平基本相当(表3).可见,近 锻造获得的三态组织,其力学性能具有明显的优越性.3 高温形变强韧化机理3.1 细观结构模型文献[10]指出,钛合金拉伸断裂的空洞,主要是由微区变形不均匀造成应力集中引起的,而这种微区变形不均匀的程度与滑移带的长度和间距有关.Terlinde 等人根据位错基本理论和对位错滑移模型的近似假设,推导出拉伸塑性应变∃mi n 同位错滑移带间距D 的关系表达式∃mi n =ln(1+0.15NbD)式中,∃m in 为拉伸塑性应变,N 为位错塞积的总数目,b 为Burgers 矢量长度,D 为滑移带之间的间距.可见,材料的塑性变形能力与位错滑移带间距呈相反的变化趋势,即随着滑移带间距的减小.材料断裂前所能承受的塑性变形能力增加,塑性值提高.本文采用干扰法测量了三种组织形态的滑移带平均间距D 分别为:等轴组织0.09%m,三态组织0.27%m,片状组织3.63%m.这足以说明三态组织的塑性远优于片状组织、接近于等轴组织水平的原因.3.2 强韧化机理已有研究表明,等轴和片状组织拉伸塑性明显差异的原因是两者的变形机理不一样[11].等轴组织材料的拉伸变形是在 相个别晶粒中以滑移开始的,随着变形程度的增加,滑移占据越来越多的 晶粒,并向周围的转变 组织扩展,滑移带间距小(0.09%m),晶界处位错塞积应力小.因而推迟了空洞的形核和发展,断裂前将产生更大的变形,从而获得更高的塑性.片状组织中由于同一 束具有47 1期周义刚等:钛合金高温形变强韧化机理相同的惯析面,位错能毫无阻碍地穿过互相平行的 束,垂直滑距长(3.63%m),易出现粗滑移带和微区变形不均匀,在晶界处易产生严重的位错塞积,促进空洞的形成和发展,导致试样过早断裂.三态组织中既有等轴 又有条状 ,因而是上述两种变形机理的综合.少量等轴 同基体没有固定的位向关系,位错容易找到可开动的滑移面,因而对变形起协调作用;同时,50%60%网篮交织的条状 降低了等轴 间的平均自由程[12],使滑移带间距减小(0.27%m),位错线分布均匀、细密,没有局部的位错严重塞积现象(图4),从而推迟了空洞的形核和发展,显示出较高的塑性.文献[13]指出,造成片状和等轴组织断裂韧性不同的原因,主要与裂纹扩展路径和曲折程度有关.三态组织中,由于含有50%60%厚度为35%m的条状 相,裂纹不能象在等轴组织中那样平直地穿过转变 基体中的魏氏 相,只能沿着 / 相界面扩展或穿过 集束.若 集束的位向与主裂纹扩展方向相近,裂纹沿 片间通过;若 集束的位向与主裂纹走向很不一致,裂纹穿过集束,但裂图4 三态组织的位错形貌Fig.4 Dislocation morpholog y in tri-modal microstr ucture图5 三态组织中裂纹扩展路径Fig.5 Winding crack propagation path in tri-mo dal mi crostructure 纹扩展至集束边界,将产生停滞效应或被迫改变方向(图5).因此,裂纹随着 片和 集束位向的变化不断改变扩展方向.路径越曲折,消耗能量越多,断裂韧性越高.基于上述原因,三态组织不仅具有好的塑性,同时具有高的热强性和断裂韧性.4 结论(1)接近钛合金相变点的近 锻造,可获得由一定数量的等轴初生 ,条状 构成的网篮和转变 基体组成的三态组织.(2)三态组织既有好的塑性、又有高的强度和韧性的原因,取决于组织中不同成分的不同变形机理.少量等轴 对变形起着协调作用,推迟了空洞的形核和发展,断裂前将产生更大的变形,从而显示较高的塑性;大量网篮交织的条状 不仅增加了相界面,提高了合金强度与抗蠕变能力,而且裂纹扩展将随着 片和 集束的位相不断改变方向,导致裂纹路径曲折、分枝多,因而断裂韧性好.所以,三态组织是等轴和片状组织两种变形机理的综合.参考文献[1]Okad a M.In:Froes F H,Caplan I L eds.,Titanium 92,Scien ceand Technology,San Diego,Cali fornia,T MS,1992:1551[2]Croan L S,Ri zzitano F J.W AL Repor t401/268,Watertown ArsendLaboratories,Watertown,Mass,1958[3]Zhou Y G.A cta Metall Sin,1980;16:302(周义刚.金属学报,1980;16:302)[4]Sheegarev A S,Glyaooev A P.Research on High-Strength Alloysand Ref ined Grain.Moscow:Academy of Science Press,1963:142 &∋()∗+,−,./012∗+,3.455(∗-67+18/)97+: 57;7927<8:=59(1-+1=/8/>∗+/68:=;2/5>1( (1=.?758+1:4≅6-+7,Α333Β,1963:142)[5]Fenti man W P,Goosey R E.In:Jaffee R I,Promi sel N E eds.,T h eScience Te chn olog y and Application of T itanium.London:Pergamon Press,1970:987[6]Wang J Y,Ge Z M,Zhou Y B.Titanium Alloy in A viation I n dustry.Shanghai:Shanghai Sci ence Press,1985:221(王金友,葛志明,周彦邦.航空用钛合金.上海:上海科学技术出版社,1985:221)[7]Henning H J.DMIC Re port S-24,Defen se Metal s Information Center,Battelle M emorial Institute,1968[8]Zhou Y G,Zhang B C.Acta A eronautica A stronautica Sinica,1989;10(1):A64(周义刚,张宝昌.航空学报,1989;10(1):A64)[9]Zhou Y,Zh ou Y G,Yu H Q.A cta Metall Sin,1992;28:A132(周煜,周义刚,俞汉清.金属学报,1992;28:A132)[10]Terlinde G,Luetjering G.Metall Trans,1982;13A:1283[11]Zhou Y G,Zeng W D,Yu H Q.Mater Sci Eng,1996;A221:58[12]Tobin A.A D-A007427,1975[13]Minomi M,Kobayashi T.ISIJ I nt,1991;31:84848金 属 学 报35卷。