Ti-Mo系钛合金β晶粒长大规律及晶粒尺寸对硬度的影响

对不同Mo含量β 单相区锻造的Ti-Mo系二元合金在相变点以上温度进行固溶处理,然后对不同固溶条件下合金的原始β 晶粒尺寸进行统计分析,并测试了若干不同晶粒尺寸下合金的硬度。合金的晶粒尺寸统计结果显示：原始β 晶粒尺寸不仅与固溶的温度和时间有关,也与合金中Mo元素的含量有关。晶粒尺寸与固溶时间呈指数关系;在固溶时间一定的条件下,晶粒尺寸随固溶温度的升高而增大,随合金中Mo含量的增加而显著减小, Ti-4Mo和Ti-20Mo合金在试验研究温度范围内β 晶粒长大激活能分别为83.30l和272.16 kJ/mol。从热力学和动力学角度对Ti-Mo合金晶粒生长规律进行分析。硬度分析结果表明,Ti-Mo合金的硬度随晶粒尺寸的减小而提高,并对影响机理进行了探讨     

The turning point in Paris region of fatigue crack growth in titanium alloy

通过对比钛合金不同显微组织下疲劳裂纹扩展速率Paris区转折点的位 置, 发现原始β晶粒尺寸是影响Paris区转折点位置的主要因素, 晶 团尺寸以及片层厚度对转折点位置没有影响. 并且通过分析转折点前、后 疲劳裂纹扩展微观阶段的转变及断裂方式变化, 得出转折点的出现是 疲劳裂纹尖端塑性区尺寸超过晶粒尺寸所致. 具有β晶粒的马氏体组 织疲劳裂纹扩展速率Paris区并不存在转折点, 说明转折点的出现不仅仅是 由于原始β晶粒的存在, 还和显微组织类型有关. 通过分析还发现, 钛合金片层组织中裂纹尖端塑性区实际尺寸大于计算得到的单向塑性 区尺寸以及循环塑性区尺寸.     

钛合金疲劳裂纹扩展速率Paris区中的转折点

通过对比钛合金不同显微组织下疲劳裂纹扩展速率Paris区转折点的位置,发现原始β晶粒尺寸是影响Paris区转折点位置的主要因素,晶团尺寸以及片层厚度对转折点位置没有影响.并且通过分析转折点前,后疲劳裂纹扩展微观阶段的转变及断裂方式变化,得出转折点的出现是疲劳裂纹尖端塑性区尺寸超过晶粒尺寸所致.具有β晶粒的马氏体组织疲劳裂纹扩展速率Paris区并不存在转折点,说明转折点的出现不仅仅是由于原始β晶粒的存在,还和显微组织类型有关.通过分析还发现,钛合金片层组织中裂纹尖端塑性区实际尺寸大于计算得到的单向塑性区尺寸以及循环塑性区尺寸.     

TA15(ELI)钛合金厚板损伤容限性能研究

研究了两相区双重退火工艺对β相区加工的TA15(ELI)(Extra Low Interstitial,低间隙元素含量)钛合金厚试样的断裂韧性和裂纹扩展速率的影响.结果表明,β相区加工、两相区双重退火的钛合金试样具有很高的断裂韧性和较低的裂纹扩展速率.这主要是由于在该加工和热处理工艺下获得了片层状组织.随着退火温度升高,α片层厚度的增加,疲劳裂纹扩展速率降低,断裂韧性升高.对疲劳裂纹扩展试样断口分析表明,在预裂区和疲劳裂纹稳态扩展区,裂纹以准解理方式扩展.     

锻造工艺对TC4-DT和TC21损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展速率的影响

研究了不同锻造工艺（近β锻造、准β锻造、两相区锻造）对TC4-DT和TC21损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展速率的影响,对比分析了不同锻造工艺的微观组织和疲劳裂纹扩展路径的关系。研究结果表明,与两相区锻造和近β锻造相比,TC4-DT和TC21钛合金经准β锻造后的疲劳裂纹扩展速率最低。准β锻造的锻件疲劳裂纹扩展路径曲折程度大,断口表面粗糙度大,有效地降低了疲劳裂纹扩展速率。     

7075高强度铝合金锻造晶粒细化原理的数值仿真研究

采用考虑热机耦合效应的刚塑性有限元方法,对正方体形7075铝合金的锻造过程和晶粒细化过程进行了数值模拟,所采用的晶粒细化模型为Yada模型.结果表明,锻件内的应力、应变、应变速率、温度分布不均,模型中心区域为易变形区,4个纵向棱边区和以上下接触表面为底面的接触锥形区为难变形区.细化首先开始于易变形区,再相继扩展到纵向棱边区和接触锥形区.应变速率和温度是决定晶粒尺寸的主要因素.增加应变速率,可使晶粒尺寸变小,但高应变速率使得锻件升温;而温度升高,使得晶粒尺寸长大.有利于晶粒细化的锻造工艺条件为:温度350℃～400℃,应变速率70 s-1～100s-1,道次压缩比20%～25%.讨论了Yada模型的局限性,指明了它的适用范围.     

水热法制备纳米氧化锆煅烧过程中晶粒生长特性研究

对水热法制备的纳米氧化锆在不同温度和保温时间条件下进行了煅烧,采用X射线结合全谱模型方法分析了晶粒尺寸和晶粒尺寸分布的变化。结果表明,当煅烧温度在300℃时,纳米氧化锆晶粒开始生长并伴随着晶粒尺寸分布宽化。纳米氧化锆的晶粒生长速率及晶粒尺寸分布与煅烧温度和保温时间有关。根据分析结果,计算了晶粒生长指数和晶粒生长活化能。讨论了晶粒生长机理,晶粒旋转合并是纳米氧化锆晶粒生长的主要方式。     

β锻造Ti-6Al-4V合金力学性能各向异性（英文）

研究β锻造Ti-6Al-4V(Ti64)合金拉伸性能和断裂韧性的各向异性。对饼材不同取向的显微组织和晶体学织构进行分析，同时研究取样方向对拉伸性能、断裂韧性的影响。结果表明，Ti64饼材原始β晶粒呈扁平状。室温下合金主要由α相构成，β锻造后β→α相变产生的多个α相变体导致α相织构强度较低。力学性能各向异性的主要影响因素为原始β晶粒形貌以及与α织构相关的滑移。采用J积分阻力曲线法测定合金的起裂韧性，并将起裂韧性KJIC分为内在韧性和外在韧性。内在断裂韧性各向异性主要与原始β晶粒对裂纹尖端塑性区范围的影响相关；外在断裂韧性主要与α片层与集束对裂纹曲折程度的影响相关。     

显微组织对TC4-DT钛合金疲劳裂纹扩展速率的影响

对TC4-DT钛合金进行不同热处理,获得不同的显微组织,研究不同显微组织的TC4-DT钛合金疲劳裂纹扩展速率。结果表明:两相区处理,较高的初生α相含量提供了较高的裂纹扩展阻力,不同的β晶粒尺寸使不同裂纹扩展阶段的扩展机理不同;在近门槛区,疲劳裂纹扩展速率主要受晶粒尺寸的影响;随着裂纹扩展,在裂纹扩展的低速阶段,β晶粒内片层α对裂纹扩展起主要作用;在中速扩展区,裂纹以条带机制扩展,并且粗糙的断口具有较低的裂纹扩展速率。     

水热法制备纳米氧化锆煅烧过程中晶粒生长特性研究（英文）

对水热法制备的纳米氧化锆在不同温度和保温时间条件下进行了煅烧,采用X射线衍射结合全谱模型方法分析了晶粒尺寸和晶粒尺寸分布的变化。结果表明,当煅烧温度在300℃时,纳米氧化锆晶粒开始生长并伴随着晶粒尺寸分布宽化。纳米氧化锆的晶粒生长速率及晶粒尺寸分布与煅烧温度和保温时间有关。根据分析结果,计算了晶粒生长指数和晶粒生长活化能。讨论了晶粒生长机理,晶粒旋转合并是纳米氧化锆晶粒生长的主要方式。     

β处理对Ti-6Al-4V钛合金组织和力学性能的影响

系统研究了β处理对Ti-6Al-4V钛合金组织和力学性能的影响。结果表明:β处理主要影响Ti-6Al-4V合金的晶粒尺寸,而对晶内组织形态影响较小。β晶粒尺寸是由β处理温度和保温时间共同决定的。在β处理温度为T_β+30℃条件下,只有当在β区保温时间100 min以上时,β晶粒才明显长大。当β处理温度为T_β+45℃时,70 min的保温时间就可使合金β晶粒明显粗化。不同β处理工艺下合金强度及断裂韧性波动较小,而塑性变化较大。T_β+30℃×70 min,空冷+730℃×150 min,空冷的热处理工艺能使合金获得较好的强度、塑性及韧性匹配。     

低碳贝氏体钢焊接热影响区中不同亚区的组织特征与韧性

根据焊接热影响区中不同亚区的热循环特征对低碳贝氏体钢进行了焊接热模拟实验.采用示波器载荷冲击试验机检测焊接热模拟试样的冲击韧性,结合OM,SEM,TEM以及EBSD技术对模拟显微组织的观察,分析了不同亚区的显微组织特征与冲击韧性之间的关系.结果表明,当冷却时间t_(8/5)=30 s时,各亚区的裂纹形核功相差并不太大,其值在40—70J之间.细晶区(FGHAZ)具有良好的止裂能力,裂纹扩展功高达122 J;而部分相变区(ICHAZ)和粗晶区(CGHAZ)的裂纹扩展功较小,分别为51.8和17 J.随t_(8/5)的延长,各亚区的裂纹形核功和扩展功均下降,其中CGHAZ的裂纹形核功和FGHAZ的裂纹扩展功的下降最为显著.不同冷却速率下,M-A组元尺寸和形态的变化是影响裂纹形核功的重要因素.对于裂纹扩展功来说,高冷却速率下,具有高密度大角晶界的FGHAZ具有良好的抗裂纹迅速扩展的能力,但当冷却速率降低,由于原始奥氏体晶粒长大而使裂纹扩展功下降.ICHAZ有效晶粒尺寸不均匀,并随冷却速率的降低,晶粒尺寸明显增大,裂纹扩展功下降.而在CGHAZ中原始奥氏体晶粒显著粗化,大角晶界密度的下降导致裂纹扩展功降低;随冷却速率...     

SA508-3钢保温过程奥氏体晶粒长大规律研究

锻造时需要确定始锻温度及控制锻造时的晶粒度.利用箱式电阻炉进行一系列保温实验,研究了核电压力容器材料SA508-3奥氏体不锈钢在不同保温温度和保温时间下的奥氏体晶粒长大规律.结果表明:当保温时间一定时,奥氏体晶粒随保温温度的升高呈指数关系长大.当保温温度超过1200℃时,奥氏体晶粒尺寸急剧增大,晶粒明显粗化.根据实验结果建立了奥氏体晶粒长大规律的数学模型,为确定SA508-3钢始锻温度提供了微观组织判断依据.     

硬质相晶粒尺寸对MO2FeB2基金属陶瓷断裂韧性的影响

以Mo、Fe、FeB等为原材料,采用最高烧结温度（保温时间）分别为1170℃（0min）、1250℃（0min）以及1250oC（40min）的真空烧结工艺制备了硬质相晶粒尺寸不同的M02FeB：基金属陶瓷,所得烧结体的硬质相晶粒尺寸分别为1．12、1．31和1｜73wm。利用压痕法测定了M02FeB：基金属陶瓷的断裂韧性。结果表明：M02FeB：基金属陶瓷的断裂韧性随着硬质相晶粒尺寸的增加而增大,当晶粒尺寸从1．12μm增加到1．73μm时,Mo2FeB2基金属陶瓷的断裂韧性从11．4MPa·m^1/2增加到14．2MPa·m^1/2。随着硬质相晶粒尺寸增加,裂纹偏转增强,并出现裂纹桥联和晶粒拔出现象,导致裂纹扩展路径和能量消耗增大,从而提高了Mo2FeB2基金属陶瓷的断裂韧性。     

铸造工艺对K4648合金热疲劳性能的影响

通过调整铸造工艺参数,研究了K4648合金的组织结构与工艺参数变化之间的关系,进而获得铸造工艺对热疲劳性能的影响规律。对合金经90020℃循环条件下热疲劳试验后的试样表面形貌进行观察分析,研究了晶粒尺寸及晶界结构对合金热疲劳性能的作用机制。研究结果表明:随着浇注温度的升高,合金的晶粒平均尺寸增大,而模壳温度的提高对合金的晶粒尺寸影响不大,采用沙箱+保温棉造型方式可细化合金晶粒。热疲劳主裂纹从V形缺口处萌生,裂纹以穿晶模式扩展。通过调整浇注工艺细化晶粒,并使得晶界结构呈锯齿态,可降低裂纹扩展速率,提升合金的热疲劳性能。     

TA15钛合金疲劳裂纹扩展与显微组织的关系

对TA15钛合金的疲劳裂纹扩展速率及其影响因素进行了研究.结果表明,在β区锻造的模锻件,其低倍组织为清晰可见的β晶粒,属于较粗大的网篮组织.在α β区锻造的模锻件,其组织为双态组织.β区锻件的塑性偏低,但其da/dN疲劳裂纹扩展速率明显比α β区锻件的慢.β区锻件的da/dN疲劳裂纹的断口形貌中,包括裂纹扩展的初期、中间阶段和末尾断裂阶段,都明显存在二次裂纹和解理脆性特征.     

300M钢奥氏体晶粒等温长大模型

为研究300M钢奥氏体晶粒保温长大规律,在不同保温时间(5~120 min)和保温温度(900~1150℃)下开展了加热炉保温实验,并通过腐蚀法获得了不同条件下的晶粒尺寸。实验结果表明,晶粒尺寸随保温温度的升高和保温时间的延长而增大,但晶粒长大速率随保温时间的延长而减小。晶粒尺寸与保温时间整体上呈幂指数小于1的幂函数形式。同时,温度越低晶粒尺寸越快趋于稳定。保温温度在1000℃以上时,晶粒生长迅速。基于实验结果建立了晶粒尺寸与初始晶粒尺寸、保温时间、保温温度关系的复合模型,模型的平均相对误差为4.38%,最大相对误差为12.47%。与Sellars模型和Anelli模型相比,该模型具有更高的精度。     

晶粒尺寸对纳晶双峰材料断裂韧性的影响

为了描述由纳晶基体和粗晶颗粒组成的纳晶双峰材料的断裂韧性,通过建立一个粘聚力模型来研究纳晶双峰材料的临界应力强度因子K_(IC)(表征材料断裂韧性)。考虑到纳晶双峰材料的一个典型情况:裂纹位于2个纳晶颗粒的交界面处,裂纹尖端与粗晶粒的晶界相交,假设粘聚区的尺寸等于纳晶颗粒的尺寸d。裂纹的钝化和扩展过程受位错和粘聚力的共同影响,刃型位错是从粘聚力裂纹的尖端发射,该过程对裂纹产生屏蔽效应。模型计算结果显示:当粗晶颗粒尺寸D确定时,K_(IC)随着纳晶材料晶粒尺寸d的增大而增大;当纳晶材料晶粒尺寸d确定时,K_(IC)随着粗晶材料晶粒尺寸D的增大而增大;相对于纳晶颗粒的尺寸,断裂韧性对粗晶晶粒的尺寸更加敏感。     

TB17钛合金β相区晶粒长大行为

以新型超高强韧TB17钛合金棒材为研究对象,研究了TB17钛合金β相区晶粒的长大行为。考察了TB17钛合金在不同温度和保温时间的条件下,β晶粒尺寸的变化,通过Beck公式计算了晶粒长大参数,采Arrhenius公式计算了晶粒长大激活能。结果表明,加热温度及保温时间对TB17钛合金β晶粒长大行为具有重要影响。在860~1 045℃进行等温加热,TB17钛合金β晶粒等温长大曲线近似符合指数关系,β晶粒长大指数n在0.12~0.23之间。短时保温,β晶粒长大过程中动力学影响因素占主导作用,延长保温时间,动力学影响因素作用降低。TB17钛合金β晶粒长大激活能为48.26 k J/mol。     

17-4PH钢加热中的晶粒长大和高温铁素体的析出条件

锻件加热时的晶粒演化和高温铁素体的析出情况决定了锻件的锻造性能。利用箱式真空电阻炉进行加热保温实验,通过设计一系列不同的加热温度和保温时间,研究17-4PH钢的晶粒长大行为,分析不同的加热温度和保温时间对17-4PH钢奥氏体晶粒尺寸的影响,建立晶粒长大模型;通过观察不同温度条件下高温铁素体的形成情况,确定高温铁素体的析出条件。综合晶粒尺寸和高温铁素体形成情况,确定了17-4PH钢的锻造温度。研究表明,从避免高温铁素体形成角度,始锻温度应不超过1200℃;从控制晶粒度角度,始锻温度不超过1175℃。