發(fā)布時(shí)間：2020-06-06 05:53

【摘要】： 鈦及鈦合金作為一種重要的結(jié)構(gòu)材料,從上世紀(jì)50年代以來就已成為研究的熱點(diǎn)。熱點(diǎn)之一就是通過合金化不斷開發(fā)新的合金體系以提高鈦及鈦合金室溫和高溫性能。論文作者采用真空電弧熔煉和真空自耗電極電弧熔煉技術(shù)制備了Ti-Sc、Ti-Al-Sc以及Ti-Al-V-Sc系的系列合金,借助光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡、差熱分析儀、X射線衍射儀、顯微硬度計(jì)以及熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)等手段,研究了合金化元素Sc對(duì)鈦及鈦合金相轉(zhuǎn)變、相組成、組織演變、高溫變形及其機(jī)制等物理冶金問題的影響,主要研究內(nèi)容及結(jié)論如下: (1)研究了Sc元素的添加對(duì)Ti的α→β相轉(zhuǎn)變過程中組織形態(tài)、顯微硬度、晶格常數(shù)的影響,并從熱力學(xué)角度分析了Sc對(duì)Ti的影響。結(jié)果表明:添加2wt%Sc顯著細(xì)化了Ti的鑄態(tài)顯微組織并將顯微硬度從190HV_(0.01)提高至308HV_(0.01);隨Sc含量增加,合金組織組織形態(tài)由塊狀和針狀α(Ti-2Sc和Ti-5Sc)變化為沿β晶界生長的α片層簇組織(Ti-25Sc)以及螺旋狀組織(Ti-37Sc);合金的晶格常數(shù)a、c和c/a在αTi相區(qū)內(nèi)(＜7wt%Sc)隨Sc含量的變化而呈線性變化,而在(α-Ti+α-Sc)兩相區(qū)內(nèi)(＞25wt%Sc)變化不大;Sc降低了Ti的α→β相變溫度,是Ti的β穩(wěn)定化元素。 (2)研究了Sc對(duì)Ti-Al二元合金和Ti-6Al-4V合金的組織形態(tài)、相組成和顯微硬度的影響。結(jié)果表明:Sc顯著細(xì)化了主要由αTi和Ti_3Al相組成的Ti-6Al和Ti-10Al合金的鑄態(tài)組織,添加Sc后還有AlSc和Al_3Sc相生成。Sc降低了鑄態(tài)Ti-6Al和Ti-10Al合金的顯微硬度,后者顯微硬度高于前者。經(jīng)β相區(qū)、近α+β相區(qū)和α相區(qū)溫度下真空退火后,Ti-6Al合金中Ti_3Al相消失,Ti-3Al-3Sc和Ti-8Al-2Sc合金中Al_3Sc相消失,Ti-10Al合金中有次生Ti_3Al相生成。退火態(tài)Ti-Al和Ti-Al-Sc合金的顯微硬度均高于鑄態(tài)時(shí)的顯微硬度,并且隨退火溫度升高顯微硬度有所增加。添加0.3wt%Sc顯著細(xì)化了Ti-6Al-4V合金中的α片層組織,對(duì)原始β晶粒尺寸影響不大,添加0.5wt%Sc后α片層組織和原始β晶粒均得到細(xì)化,等軸狀α相的體積分?jǐn)?shù)減少,片層狀α相的體積分?jǐn)?shù)增加,Sc提高了片層α相的顯微硬度,合金在鍛造過程中因內(nèi)氧化而生成彌散分布的Sc_2O_3顆粒。 (3)研究了Ti-6Al-4V、Ti-6Al-4V-0.3wt%Sc和Ti-6Al-4V-0.5wt%Sc合金高溫壓縮變形的特點(diǎn)。合金的流變應(yīng)力隨變形溫度升高和應(yīng)變速率降低而減小,850℃下,合金的流變應(yīng)力升至峰值后呈現(xiàn)動(dòng)態(tài)軟化特征。當(dāng)溫度升高至850℃以上時(shí),合金的流變形應(yīng)力升至峰值后呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變特征,并且部分變形條件下呈現(xiàn)應(yīng)變硬化特征。在(?)=1s~(-1)/850℃、(?)=0.1s~(-1)/850℃和(?)=1s~(-1)/1050℃變形條件下,Sc明顯提高了合金的峰值應(yīng)力。以Sellars和Tegart提出的包含變形激活能Q和溫度T的雙曲正弦形式本構(gòu)模型為基礎(chǔ),求得了合金高溫變形的材料常數(shù),并建立了合金高溫變形流變應(yīng)力本構(gòu)方程。Ti-6Al-4V、Ti-6Al-4V-0.3Sc和Ti-6Al-4V-0.5Sc合金的激活能在β相區(qū)分別為134.014kJ/mol、121.643kJ/mol和101.367kJ/mol,在α+β兩相區(qū)分別為670.474kJ/mol、542.273kJ/mol和679.783kJ/mol。合金高溫變形的局部化流變參數(shù)φ值受應(yīng)變速率的影響較大,溫度一定時(shí),隨應(yīng)變速率增加而減小,β相區(qū)的φ值小于α+β兩相區(qū)的φ值,Sc含量對(duì)φ值的影響不大。 (4)基于熱加工圖的基本原理,采用Ti-6Al-4V、Ti-6Al-4V-0.3Sc和Ti-6Al-4V-0.5Sc合金的高溫壓縮實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)分別繪制了合金在應(yīng)變?yōu)?.05、0.2、0.4和0.6時(shí)的熱加工圖,討論了合金的變形穩(wěn)定性。在四種真應(yīng)變條件下,合金在低溫和高溫下共有2～3個(gè)流變失穩(wěn)區(qū)域出現(xiàn),失穩(wěn)區(qū)域的范圍隨真應(yīng)變和Sc含量的增加而變大,主要是應(yīng)變速率范圍的增大。在部分失穩(wěn)條件下的樣品中觀察到了絕熱剪切帶、局部化流變、壓縮試樣表面開裂等失穩(wěn)現(xiàn)象。Ti-6Al-4V合金的峰值功率耗散效率隨Sc含量的增加而降低,即在合金變形初始態(tài)顯微組織由等軸狀向針狀變化時(shí),峰值功率耗散效率降低。三合金在較寬的變形條件范圍內(nèi)均具備動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的條件。 (5)利用光學(xué)金相和透射電子顯微分析研究了Sc(0.3wt%,0.5wt%)對(duì)Ti-6Al-4V合金在β相區(qū)和α+β相區(qū)變形機(jī)制的影響。在β單相區(qū)變形時(shí),合金在低應(yīng)變速率下發(fā)生自擴(kuò)散控制的大晶粒超塑性變形,原始β晶粒清晰可見,β相轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀榴R氏體相;高應(yīng)變速率下試樣邊部發(fā)生再結(jié)晶,內(nèi)部晶粒由于變形被拉長,添加Sc使再結(jié)晶出現(xiàn)時(shí)的應(yīng)變速率減小,此時(shí)再結(jié)晶為靜態(tài)再結(jié)晶;添加Sc使低應(yīng)變速率變形后原始β晶粒尺寸有所減小,對(duì)高應(yīng)變速率變形后的晶粒尺寸沒有太大影響。合金在α+β兩相區(qū)變形時(shí),不管在高應(yīng)變速率還是在低應(yīng)變速率下,α相均發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;Ti-6Al-4V合金出現(xiàn)絕熱剪切帶,再結(jié)晶晶粒呈等軸狀態(tài),合金試樣內(nèi)部晶粒受變形被拉長;添加Sc后使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更為明顯,并且再結(jié)晶晶粒尺寸較大,沒有明顯的絕熱剪切帶出現(xiàn),僅在合金試樣內(nèi)部有局部化流變帶產(chǎn)生。合金變形組織的不均勻性隨變形溫度的升高而變小,變形過程中的絕熱溫升不是影響組織不均勻性的主要因素。在850℃/0.1s~(-1)變形條件下,添加Sc后Ti-6Al-4V合金的變形組織出現(xiàn)孿晶特征的層片狀α相、晶界處的位錯(cuò)塞積、等軸α晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)消失以及細(xì)小彌散析出相等,這也正是在低溫高應(yīng)變速率變形條件下Sc提高合金峰值應(yīng)力的原因。
【圖文】：

為sxlo一”em，欽原子核外22個(gè)電子排列為l、，，25，2P63s23尸63護(hù)452。欽的毛要物理性質(zhì)列于表1一11’]中。欽具有兩種同素異晶體，分別以a和p來表示，其晶體結(jié)構(gòu)見圖1一l。欽的同素異品轉(zhuǎn)變溫度為882.5℃，其低溫晶體a為密排六方點(diǎn)陣(hcP)，在882.5℃以上穩(wěn)定的p品體為體心立力點(diǎn)陣(bec)。a一Ti的點(diǎn)陣常數(shù)在25℃為: a=2.9503士0.0004入，e=4.683一士o.00o4A， e/a=1.587:玉士0.0004。p一Ti(含0.3%C)的點(diǎn)陣常數(shù)在900℃時(shí)為3.3065士0.0001入，用外推法獲得純p一Ti在25℃時(shí)的點(diǎn)陣常數(shù)為3.282入16)。欽的導(dǎo)熱性能較差，其濘熱系數(shù)比不銹鋼略低。欽的一導(dǎo)熱性能一與其純度有關(guān)，雜質(zhì)的存在使欽的導(dǎo)熱系數(shù)降低。工業(yè)純認(rèn)的導(dǎo)熱系數(shù)在0一25OK時(shí)，隨溫度升高逐漸增加

Ti一Sc(vacuumarcmeltingingots，509)Ti，Ti一ZSc，Ti一SSe，Ti一25Sc，Ti一37ScTi一AI一Se(vaeuumaremeltingingots，509)Ti一Al一V-Sc(vaeuumeonsumablearcmeltingTi一6AI，Ti一3AI一3Sc，Ti一10AI，Ti一SAI一ZSe制備合金所用原料為TAI工業(yè)純欽，高純鋁(99.999%)，純Sc(99.983%)、Al一20wt%SC中間合金、一級(jí)海綿欽、Al一55wt%V中間合金、TIOZ。2.2工藝路線圖2一1給出了采用真空自耗電弧爐工藝制備合金棒材的示意圖。主要步驟為:配料一海綿欽壓制電極一熔煉一去頭尾及扒皮~均勻化一開坯及鍛造一去應(yīng)力退火。
【學(xué)位授予單位】：中南大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：博士
【學(xué)位授予年份】：2009
【分類號(hào)】：TG146.23

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本文編號(hào)：2699256