李雷[1]2008年在《TiAl基合金在压缩状态下的损伤断裂行为研究》文中指出本文主要进行了TiAl基合金在压缩状态下的变形、损伤以及断裂机理的研究,并结合实际应用进行了连接试验和有限元模拟计算工作。得出了TiAl基合金在压缩状态下的损伤描述参数、全层组织和双态组织的断裂机理以及加载速度对性能及断裂形态的影响。结果表明:(1)压缩状态下TiAl基合金的性能优于拉伸状态下的性能,压缩状态下预加载-卸载过程对TiAl基合金整体的压缩性能几乎没有影响,直至卸载应力超过最大的压缩应力之后,由于损伤的积累程度较大,形成主裂纹,使得有效承载面积下降,从而在再加载过程中断裂应力整体下降;(2)压缩状态下,当外加压缩应力达到800MPa时,试样表面产生四种裂纹:(a)平行于压缩轴方向的纵向沿层裂纹;(b)与压缩轴方向成较小角度的纵向沿层裂纹;(c)与压缩轴方向成较小角度的纵向穿层裂纹;(d)纵向的穿晶(γ晶粒)裂纹。随着加载应力的增加,试样表面裂纹密度明显增加,但裂纹长度仅限于晶粒尺寸的大小;(3)全层组织和双态组织在压缩状态下,首先在试样端部产生剪切裂纹,双态试样由于晶粒尺寸较小,裂纹形成和扩展程度均较小,在正应力的作用下,产生平行于压缩轴方向的纵向裂纹,最后裂纹之间互相贯穿,使得试样发生最后的正断,因而纵向正裂纹主要控制着整个试样的最终断裂;而对于全层试样来说,由于晶粒尺寸较大,层间的结合力较弱,裂纹形核和扩展更加容易,而正向断裂应力又较高,所以试样端部产生的剪切裂纹得以继续扩展,最后在剪应力的作用下,两端的剪切裂纹通过中间剪切韧带的断裂相互连接起来,所以剪切裂纹控制了试样的整体断裂;(4)加载速度不仅对宏观的力学性能参数有一定的影响,而且对两种组织的微观断口形态也有一定的影响;(5)轴套材料、轴套壁厚以及TiAl基合金涡轮轴直径,轴直臂段长度,过盈量大小,连接件机械加工质量以及装配温度和环境的稳定性对实际机械工程应用中增压涡轮器的连接强度均有一定的影响;(6)通过ABAQUS有限元计算分析表明连接件内部伴生内应力的大小和分布与连接件的几何尺寸以及结构有密切的关系。整个连接件整体处于弹性变形状态,但在局部区域内有微小的塑性变形产生,在配合面末端部位产生应力突变和应力集中,当添加去应力槽后,对应力突变和应力集中有一定的释放效应。
公衍生[2]2003年在《TiC颗粒增强TiAl金属间化合物基复合材料的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理TiAl金属间化合物由于具有低的密度、高的熔点、良好的高温比强度、比刚度以及抗氧化性,成为高温结构材料开发的热点之一。但是室温脆性以及中高温强度的不足严重地阻碍了TiAl基合金的实际应用。陶瓷颗粒增强增韧TiAl基复合材料是克服以上缺陷的有效途径。本文在充分分析本领域国内外研究现状的基础上,利用放电等离子(SPS)烧结技术,首先合成TiAl金属间化合物粉末,然后通过加入TiC陶瓷颗粒,制备TiC/TiAl复合材料,以达到利用TiC颗粒来增强TiAl化合物和改善其韧性的目的。基于燃烧合成工艺,利用快速升温技术,合成了TiAl金属间化合物粉末,研究了工艺参数对生成TiAl化合物粉末的影响。实验结果证实,Ti与Al金属粉末可以不经预成型直接合成TiAl化合物,该过程受扩散反应的控制,经过一定中间产物,最终形成TiAl,并含有少量的Ti3Al。提高预热温度和延长保温时间有利于TiAl化合物的生成。采用SPS烧结技术,制备了TiAl金属间化合物及其TiC/TiAl复合材料。研究发现,在SPS烧结过程中,烧结主要是发生在烧结升温阶段,TiAl和TiC/TiAl复合材料的烧结收缩曲线的变化趋势基本相同。TiC/TiAl复合材料具有如下的组织结构特征:微米级的TiC颗粒主要弥散分布在基体内,基体为TiAl和Ti3Al相间的结构。实验研究表明,所得的复合材料中含有TiAl、Ti3Al和TiC叁相。适量TiC颗粒的引入,不但可以提高材料的抗弯强度,而且对材料的室温断裂韧性也有很大的改善。该复合材料具有较好的综合力学性能。材料的抗弯强度和断裂韧性均随TiC的加入量,先增加后降低,并在TiC含量分别为10wt%和5wt%时达到最大值。此外,TiC/TiAl复合材料的显微硬度较TiAl金属间化合物也有了明显的改善。
曹睿[3]2006年在《γ-TiAl基合金的损伤及断裂行为研究》文中进行了进一步梳理γ-TiAl金属间化合物作为侯选的航空材料,它具有相当低的密度、高的高温强度和蠕变抗力等独特性能,受到人们的广泛重视,但是其室温塑性、断裂韧性及抵抗裂纹扩展的能力都很低,同时γ-TiAl基合金在很小载荷下就产生很大程度的损伤,这极大地限制了其在工程上的使用。因此,这就需要结合细观断裂力学、断裂物理与损伤力学对γ-TiAl基合金的断裂机理、断裂过程、韧化机理、拉伸性能与断裂韧性之间相反关系的本质机理以及微裂纹损伤的作用进行深入的研究。 本论文采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜以及拉伸试验机等仪器,对以上提到的这些内容进行了研究。 论文对典型γ-TiAl基合金的断裂机理、断裂过程以及韧化机理进行了详细的研究,结果表明:裂纹优先产生于层间,层间是最薄弱的环节,沿层断裂的强度低于穿层断裂的强度,沿层裂纹在弹性范围内起裂并扩展。解理裂纹起裂与扩展的驱动力是拉伸应力,而不是剪切应力或者塑性应变。预裂纹或缺口试样的断裂过程是:几个沿层裂纹直接起裂于预裂纹尖端或缺口根部,并沿着缺口根部的层间及晶粒边界扩展,一旦遇到位向不利的障碍晶粒时,裂纹就停在障碍晶粒边界上。随着拉伸应力的增加,主裂纹进一步穿层扩展并穿过障碍晶粒。裂纹尖端的超钝化、分叉、沿层偏转,形成了显微裂纹区,裂纹停在层位相与裂纹扩展方向不利的障碍晶粒边界处或障碍晶粒与γ晶粒的边界,这些现象都减少了裂纹扩展的动力,使得裂纹扩展比较困难,引起材料的韧化。 通过对定向凝固形成的全层组织γ-TilAl基合金的拉伸、原位拉伸、预损伤后卸载试验以及预损伤后断裂试验的综合研究,可得出裂纹扩展阻力曲线的强化机制来源于两个方面:其一是由于表面裂纹并没有穿透试样的整个厚度,要使裂纹沿着厚度方向进一步扩展,必须增加外加应力:其二是当裂纹从沿层方向进入穿层方向开裂、扩展或者相反时才出现裂纹扩展阻力的变化。定向凝固γ-TiAl基合金材料发生损伤的主要原因是在拉伸时试样内部产生大量的微裂纹,产生的微裂纹导致材料损伤,同时在材料内部产生了不可恢复的应变。论文提出裂纹面密度可以作为衡量γ-TiAl基合金损伤的一个基本参量,微裂纹损伤的作用表现为体积效应和面积效应。不同程度的损伤使得材料的弹性模量即刚度下降,弹性模量的降低取决于在预加载过程中整个试样长度范围内所产生的微裂纹引起的损伤程度,即体积效应。在最薄弱面上产生的微裂纹决定了最终的断裂载荷,即面积效应。 通过另一批典型γ-TiAl基合金连续循环加载的拉伸试验,微裂纹损伤对断裂行为的影响进一步得到了研究。论文分析了在载荷控制下微裂纹损伤引起的两种效应的作用,在载荷控制的拉伸试验中,微裂纹损伤引起的面积效应是可见的,在较高预载荷下在最薄弱横截面上产生的微裂纹损伤降低了试样的断裂应力,然而微裂纹损伤的体积效应在
周毅[4]2013年在《Mo_f/TiAl复合材料的制备及变形断裂行为研究》文中研究指明高温结构材料是航空航天推进系统实现革命性变革与发展的关键因素。TiAl基合金因具有密度低、强度高、抗氧化性能好及抗蠕变性能优异等优点成为非常有竞争力的高温结构材料，目前已应用于发动机叶片、涡轮与排气阀等构件。但航空航天工业的迅猛发展，对发动机材料提出了更高的要求。TiAl基合金要想获得更广泛的应用并满足更为苛刻的服役条件，需要进一步改善其室温断裂韧性，并提高高温强度。本文通过采用连续Mo纤维增强的方式来实现TiAl基合金强韧化的目的。采用了粉末浆料铸造与真空热压烧结相结合的工艺方法成功地制备了Mo_f/TiAl复合材料，研究了制备工艺参数对复合材料显微组织与力学性能影响，观察分析了复合材料的变形与断裂行为，揭示了复合材料的强韧化机理。本文采用改进的粉末浆料铸造法简便有效地实现了纤维与基体粉末的预复合。选用PMMA、丙酮与Ti、Al混合粉末制备粉末浆料，并在叁者配比为10g:70ml:60g时，成功地获得了致密无空洞、纤维排布均匀、Ti、Al粉末分散良好的品质优良的预制体。预制体经除气与热压烧结两步最终制得复合材料。制备的复合材料中纤维排布均匀，保持了制备前的高长径比的纤维组织形貌；基体以TiAl相为主，并含有少量的Ti3Al相。热压烧结温度升高与时间延长，有利于基体致密化程度及组织均匀性的提高，但加剧界面反应，使界面处生成两个连续的反应层，由Mo纤维到基体依次为呈现放射型柱状晶形貌的δ-(Mo,Ti)3Al相和粗大等轴晶形貌的β'-(Mo,Ti)A1相。纳米压痕测试表明，δ相的硬度及弹性模量高于β'。纤维推出试验测得的界面剪切强度大于367MPa，Mo/δ界面发生脱粘。界面相的生长动力学研究表明，δ相与β'相的生长均遵循抛物线规律，二者的生长速度随温度的升高而加快。复合材料的性能受制备工艺参数影响，最优工艺参数为380℃保温除气1h，并经1100℃热压烧结1h。制备的单向纤维增强的复合材料的室温纵向与横向弯曲强度分别为735.4MPa与249.3MPa，纵向弯曲强度受加载方向影响很小。正交纤维增强的复合材料的室温弯曲强度下降至374.4MPa。700℃-1000℃范围内，单向纤维与正交纤维增强的复合材料的弯曲强度均随温度的升高先增加后降低，二者均在800℃时达到最高值，分别为762.9MPa与564.4MPa。复合材料的压缩屈服强度随测试温度的升高而减低；纵向压缩屈服强度比法向略高，纤维排布方式对复合材料的法向压缩强度影响较小。单边缺口梁法测得的单向纤维增强的复合材料的断裂韧性为23.55MPa·m1/2，较基体TiAl提高50%以上。由于脆性基体与韧性连续纤维的共同作用，Mo_f/TiAl复合材料的变形与断裂过程不同于均质材料，变形与断裂过程相互交织，其间伴随着基体与纤维承载作用的变化。室温纵向弯曲与拉伸时，复合材料的变形断裂过程分为叁个阶段：第一阶段，复合材料的整体变形来自于纤维与基体间协同发生的弹性变形，纤维与基体共同承载；第二阶段，基体与纤维变形失配，脆性基体通过裂纹的不断萌生扩展匹配复合材料的变形，其有效承载下降，纤维则继续发生弹性变形，承载不断增加；第叁阶段，基体因裂纹数量饱和而完全失效，纤维独自承载，复合材料的变形完全由纤维的弹、塑性变形提供，并最终在纤维颈缩断裂后复合材料完全破坏。复合材料中裂纹萌生于基体，发生沿TiAl相晶界及穿过Ti3Al相晶粒的扩展后，直接穿过δ与β'两界面相而受阻于纤维，两界面相与基体一同变形开裂。Mo/δ、δ/β'与β'/TiAl叁界面在纤维塑性变形前均完好无损，之后因脆性δ相与韧性纤维难以协调变形，Mo/δ界面脱粘。Mo纤维对裂纹不敏感，基体裂纹难以扩展穿过纤维，纤维在达到自身的抗拉强度后萌生裂纹并断裂。高温下复合材料的弯曲变形与断裂方式与室温时不同，塑韧性大为提高的基体能够通过较大的变形而非裂纹的萌生扩展来匹配复合材料的整体变形，在纤维发生颈缩断裂后，复合材料因基体承载能力的不足而快速断裂。纵向压缩载荷作用下，复合材料中纤维在与纵向成45°方向的最大切应力作用下发生较大弯曲而不断裂，其间基体则沿纤维轴线破碎，并造成界面Mo/δ开裂。法向压缩载荷作用下，复合材料的剪切破坏面平行于纤维轴向，并呈现台阶状。高温时，复合材料塑韧性增加，基体与纤维变形协调一致，复合材料发生墩粗变形而不破裂。通过对复合材料力学性能及变形与断裂行为的综合分析，揭示了复合材料的强韧化机理：较高的基体致密度、良好的界面结合及较少的纤维损耗三者之间的平衡是复合材料强度得到最大提高的保证；纤维的桥接、塑性变形、脱粘与拔出以及裂纹的偏转枝生是复合材料的主要韧化机制，其中，纤维的塑性变形使强韧性优异的Mo纤维的增韧效果远胜于脆性陶瓷纤维。
秦永和[5]2015年在《稀土掺杂TiAl金属间化合物结构和性能的第一性原理研究》文中提出TiAl金属间化合物由于低密度、高温抗氧化和抗蠕变能力较强、比强度和比弹性模量高等优异性能,是目前新型航空航天材料的发展目标。然而其室温脆性严重地阻碍了TiAl金属间化合物的应用与发展。合金化方法可改变金属间化合物的机械、高温等性能。在TiAl金属间化合物中适量加入稀土元素可以提高其的室温压缩延性。本论文计算稀土掺杂TiAl金属间化合物的电子结构、弹性性质和力学性能,以其揭示稀土掺杂对TiAl合金结构和性能的影响规律。本文应用密度泛函理论的第一性原理计算方法,采用Materials Studio计算软件的Visualizer模块模拟建立了TiAl的晶体模型及La、Ce、Nd、Sm、Yb元素分别掺于TiAl合金中的模型,并应用CASTEP分别计算所建立模型的电子结构和力学性能。通过CASTEP模块对所建立的TiAl单胞模型进行优化计算,得到的晶格常数和体积模量计算结果与文献报道的实验数值相符。表明本论文计算所采用的计算参数是比较恰当的。通过计算得到TiAl的态密度图,表明在TiAl晶体内部,Ti-Al相互作用主要是Ti原子的3d电子轨道和Al的3p电子轨道的相互作用。Al的3s电子轨道3p电子轨道电子的杂化导致Al原子与Al原子之间存在很强的作用。布居数计算结果表明,Ti Al金属间化合物中Al-Al键的共价键作用较强,金属键结合因素相对较弱,成键方向性较强。差分密度图也表明材料表现出较强的各向异性。通过计算分析得到TiAl的体积模量为127.89GPa、剪切模量为69.60GPa、杨氏模量为170.46GPa,G/B_0和泊松比的计算值表明材料表现为脆性。通过对TiAl掺杂稀土元素La、Ce、Nd、Sm、Yb后的结构和性能的计算,结果表明:La、Ce、Sm稀土元素在TiAl中的占位更倾向于占据Al的位置,而Nd、Yb更倾向于占据Ti的位置;稀土元素的掺入,均使模型的晶格常数增加、轴比下降;La元素的掺入TiAl中,La与Ti成键,使模型的成键方向性下降,TiAl内部键合作用强弱差距较大,使得TiAl抗剪切能力下降,剪切模量下降。La掺入降低了TiAl的共价性的同时使模型内部原子间作用力减小,体模量减小。离子性增强,硬度下降,延性提高。Nd原子的掺入使得TiAl中Ti-Al键的共价性增强、成键方向性增强,离子性降低,硬度提高,延性下降。Ce原子的掺入使TiAl共价性增强,Ce原子的电子均匀贡献给Ti原子和Al原子,使TiAl原子间结合力增加,体模量大幅度增加,而剪切模量基本不变,使得延性和硬度均有所提高。Sm、Yb原子的掺入使得TiAl模型的成键方向性增加,共价性增强,使TiAl的硬度提高,延性下降。在几种元素中,Ce元素的掺杂在五种稀土元素掺杂中效果最佳。Ti_(16)Al_(15)Ce的Ti-Ti键、Al-Al键的共价性均大于Ti_(16)Al_(15)La。Ti-Ce键的金属性要高于Ti-La键。改变Ce元素的掺杂浓度,对Ce掺杂Ti Al超晶胞模型的计算结果表明:稀土元素Ce掺入使Ti Al轨道相互作用,共价性增强,成键方向性增加、硬度提高。Ce原子与Ti、Al原子之间成离子键,离子性增强,延性提高。随着Ce掺杂浓度的提高,Ti Al延性和硬度均有所提高。将稀土掺杂Ti Al金属间化合物结构和性能的第一性原理分析研究结果与文献报道的理论研究结果和实验研究的结论进行对比分析表明,得出结论一致,可为稀土掺杂TiAl金属间化合物的研究和开发提供理论指导。
林有智[6]2007年在《TiAl基金属间化合物疲劳损伤与断裂机理的研究》文中研究指明本文通过对TiAl基合金进行拉伸、压缩、原位拉伸、弯曲、拉伸疲劳及弯曲疲劳等宏观试验结果的分析，以及对试样断口和其表面的裂纹起裂、扩展形貌的SEM观察与分析，得出了该全层状TiAl基合金在不同加载方式下的断裂机制和断裂机理，并总结如下：(1)裂纹沿着晶粒边界或沿层起裂，层间是薄弱环节，断裂方式是穿层断裂和沿层断裂的混合体，以穿层断裂为主。(2)当材料的裂纹扩展到一个Griffiths的临界裂纹长度时，外加的应力使该裂纹迅速扩展，并穿透整个试样。(3)在拉伸和弯曲试验时，当外加载荷达到某一值时，这种Griffiths裂纹可立即出现；而在应力较低的拉伸疲劳试验，当应力循环使试样的裂纹扩展到一定程度时才会产生这种Griffiths裂纹。(4)在压缩试验时，当加载到一定程度，在一定的塑性变形后，裂纹首先在与外加载荷平行或接近平行的方向起裂和扩展；压缩断裂机制是剪应力和正应力共同作用的过程，并由两个不同方向裂纹的扩展而导致试样最终的断裂。(5)对于缺口试样的弯曲试验，其断裂方式也为解理断裂，断裂过程是先在缺口处产生微裂纹，一旦裂纹在缺口根部产生，由于材料已积累足够的能量使得材料快速失稳解理断裂。(6)对于弯曲疲劳试验，疲劳时裂纹直接起裂于试样的缺口根部，并随着加载应力的循环裂纹一步一步的扩展。当疲劳的应力幅较低时，所产生的疲劳裂纹能不断的扩展，直至穿透了试样；而在较高的应力幅下，该疲劳裂纹扩展到一定程度时，会引起试样发生突然的脆性解理断裂并贯穿整个试样。
樊宁霞[7]2014年在《掺杂强化Al_2O_3/TiAl高温复合材料的研究》文中研究说明TiAl基高温复合材料具有轻质、高强、耐腐蚀及优良的高温性能，是一种理想的高温结构材料，在航空航天及汽车工业领域的应用具有显着的优势。然而TiAl基高温复合材料还存在多方面的不足，如室温脆性较大，在更高温环境中强度不足，这严重阻碍了其在更广范围的应用。因此，目前对TiAl基高温复合材料的研究重点在于在不影响材料自身优良性能的前提下，改善其综合性能。本研究采用热压烧结工艺，原位生成增强相，同时引入第叁微合金元素，制备掺杂强化Al2O3/TiAl高温复合材料。探讨了Ti-Al-TiO2基础体系中分别掺杂不同量的MoO3、La2O3、Mo，以及Ti-Al-TiO2-Nb2O5体系中掺杂不同量MoO3对复合材料性能的影响。通过第叁微量金属元素的固溶强化与第二相颗粒强化相结合，软硬相相互协同作用提高材料的综合性能。采用XRD、SEM及EDS分析了产物的物相组成与微观结构，结合力学性能测试，分析了复合材料组成、结构与性能之间的关系。XRD分析得出：在Ti-Al-TiO2-MoO3体系中主要物相有TiAl、Ti3Al基体相、Al2O3增强相及少量的MoAl5相和Ti2AlMo相；Ti-Al-TiO2-La2O3体系产物主要由TiAl、Ti3Al、Al2O3和少量的LaAl4相组成；Ti-Al-TiO2-Mo体系产物主要物相由TiAl、Ti3Al、Al2O3和少量的MoAl5相组成。同时引入Nb2O5和MoO3掺杂的体系中，主要物相包括TiAl、Ti3Al、Al2O3和少量的NbAl3和MoAl5相。SEM分析得出：在复合材料中，细小的Al2O3增强颗粒均匀地分布在TiAl基体晶界处，控制了TiAl基体晶粒尺寸的长大；当引入适量的第叁元素固溶于基体中，改善了Al2O3颗粒与TiAl基体界面之间的润湿性，促成了Al2O3颗粒分布的均匀性。但当掺杂量超过一定比例时，导致Al2O3颗粒发生一定的团聚现象，材料微观结构的变化，使材料的相关性能也随之发生变化。机械性能测试得出：各体系随着掺杂含量的增加，试样密度和维氏硬度随之逐渐提高。但每种体系所得试样的力学性能却呈峰值变化趋势。Ti-Al-TiO2-MoO3体系中当MoO3掺杂量为3.78wt%时，材料的弯曲强度达到峰值702MPa，断裂韧性也达到最大值8.3MPa·m1/2。Ti-Al-TiO2-La2O3体系中引入8.56wt%La2O3时到试样的抗弯强度达到最大值为695.96MPa，同时试样的断裂韧性也达到了峰值7.79MPa·m1/2。当掺杂Mo含量为2.5wt%时Ti-Al-TiO2-Mo体系产物的断裂韧性达到最大值742.47MPa，同时试样的抗弯强度也达到最大值7.81MPa·m1/2。复合引入Nb2O5和MoO3体系中当掺入MoO3含量为1.54wt%时，Al2O3/TiAl试样的抗弯强度和断裂韧性分别达到最大值672.96MPa和7.20MPa·m1/2。对比分析可以看出，各体系试样的机械性能比未掺杂试样均有显着提高，MoO3掺杂合成Al2O3/TiAl复合材料的断裂韧性最高，而Mo掺杂所得复合材料的抗弯强度最大，显示出材料体系对掺杂元素与掺杂方式有较高的选择性。
陈国庆[8]2007年在《TiAl金属间化合物电子束焊接接头组织及防裂纹工艺研究》文中研究表明本文对板厚2.5mm的TiAl/TiAl、TiAl/TC4电子束焊接进行了研究。TiAl金属间化合物电子束焊接性较差,焊后接头极易产生冷裂纹。目前,国内外有关裂纹产生的机理和如何有效防止裂纹产生的报道较少。为此,本文在综合分析接头组织演变规律的基础上,结合焊接热循环中热致应力的分布特征,提出了一种TiAl电子束复合控制焊接方法,最终获得了TiAl/TiAl、TiAl/TC4电子束焊宏观无裂纹接头。TiAl电子束焊接头极易产生宏观冷裂纹,其原因主要包括接头组织的脆化和热致应力两个致裂因素。首先分析了接头组织对裂纹产生的影响,快速冷却抑制了α(α2)相分解,转变产物以α2相为主,这种单一的脆硬相结构显着地降低了接头塑韧性,成为接头易产生冷裂纹的组织因素。接头抗拉强度普遍不高,拉伸断裂发生在焊缝及热影响区,为脆性穿晶断裂。计算了TiAl电子束焊接接头形成第一道裂纹的冷却时间和温度,该温度定义了有利于接头组织充分转变的高温区间下限。由此可间接评价冷裂纹产生的敏感性,并作为复合控制焊接方法的主要理论基础。TiAl/TC4电子束焊接接头冷裂纹仅产生在TiAl一侧。由于两种母材化学成分和热物理参数存在差别,焊缝Al原子含量相对较低,接头强度较TiAl/TiAl有所提高。根据这些特点采用偏Ti进行侧偏焊,侧偏量hs值在一定范围内增大时接头抗拉强度有所提高。计算了侧偏量与两侧母材熔化量比值之间的关系。分析了同为Ti-Al系金属间化合物的Ti3Al和TiAl电子束焊接性差别的原因。电子束焊接特有的快速加热和冷却过程使接头形成较大的热致应力,这是造成接头易产生裂纹的力学因素。TiAl/TiAl沿焊缝方向均为残余拉应力,在焊道中部达到较高水平,所以冷裂纹均为垂直于焊缝分布。TiAl/TC4接头沿焊缝方向叁向应力均为残余拉应力,且幅值均较高。此外,因为两种母材材料参数存在差别,板厚方向表现出较高的残余拉应力。当开裂处拉应力达到最大值590MPa时接头还处在高温塑性状态,可通过自身塑性变形释放一部分应力,因此接头冷裂纹在非最大应力作用下产生。由于室温时接头中仍有153MPa的残余拉应力,加载时迭加到外加载荷上,从而使接头在低应力下拉伸断裂。根据上述研究结果,本文提出一种TiAl金属间化合物电子束无裂纹复合控制焊接方法。其步骤及作用包括:采用添加隔热垫板、焊前逐级预热和随焊热处理的方式调控焊接热循环曲线,增加接头在高温区间的停留时间以改善组织;改变待焊试件的夹持方式以减小拘束,缓解和释放热致应力。采用该方法最终成功获得了板厚2.5mm的TiAl/TiAl、TiAl/TC4电子束焊接无裂纹接头。对比了常规焊接方式和复合控制焊接方式所获接头组织在相含量、晶粒尺寸和组织类型等方面的不同,采用X射线衍射技术测定了复合控制焊接方法接头的残余应力场分布特征,从定量分析方面论证了这种方法的可行性。采用电子束复合控制焊接方法除了获得平板对接无裂纹接头之外。还对Ti-43Al-9V-0.3Y、Ti-45Al-5Nb-0.3Y等不同金属间化合物、不同壁厚的管材进行了环焊缝连接,说明该方法具有工实际应用意义。
曹睿[9]2003年在《TiAl金属间化合物断裂机理的研究》文中研究指明TiAl基合金比强度高，是最具潜力的航空、航天用高温结构材料之一，但因其具有较低的抗损伤能力，较低的室温塑性、断裂韧性和高裂纹扩展速率，这些断裂特性阻碍了这种材料的应用，因而仍有必要研究其断裂机理。另外随着晶粒尺寸的增加TiAl基合金的室温塑性与断裂韧性呈现相反依赖关系，这种相反依赖关系的本质至今还不是很清楚，要解决这些问题，也必须搞清楚其断裂机理。 本文通过光滑试件机械性能的测定，原位拉伸试件的表面观察、相应的断口观察及有限元计算；缺口弯曲宏观参数的测定、断口观察及其有限元计算；裂纹弯曲参数的测定、裂纹卸载试样剖面的观察及其有限元模拟与计算研究了TiAl基合金全层组织和双态组织的室温断裂机理。在这些实验与模拟计算的基础上，我们初步分析了TiAl基合金室温断裂机理，得到了以下几个方面的结论：这种材料的拉伸与压缩性能存在很大差异，拉伸性能远低于压缩性能，在拉伸时测得比较差的性能是由于材料在很小载荷拉伸时产生微裂纹，导致了材料的损伤；大量微裂纹产生于弹性阶段，其驱动力是拉伸应力，而不是剪切应力或者塑性应变；沿层强度低于穿层强度，甚至低于屈服强度；双态组织的拉伸性能高于全层组织，而双态组织的断裂韧性低于全层组织，这与晶粒尺寸的大小有一定的关系；双态组织的断裂形态表现出更多的沿晶粒边界断裂和小沿层面断裂，而全层组织中表现出更多的穿层断裂；疲劳裂纹的断裂形态与加载过程中产生的裂纹断裂形态没有本质差别，加载过程中产生的裂纹是疲劳裂纹的延续，是逐渐扩展的过程；无论缺口试件，裂纹试件还是光滑试件，都是逐渐扩展的过程，所以解理断裂为扩展控制，控制的因素为拉伸应力；裂纹扩展时遇到取向不利的经历而引起裂纹尖端的超钝化，分叉，方向偏移是其主要的韧化机理，在裂纹很短时表现出上升的阻力曲线。
陈树海[10]2009年在《Ti/Al异种合金激光熔钎焊工艺与连接机理》文中提出钛合金和铝合金的复合结构在航空、航天和汽车等工业领域具有巨大的应用潜力,但是由于热物理化学性能的巨大差异,使二者之间的焊接一直存在着很大的困难。抑制金属间化合物的形成是Ti/Al异种合金焊接的主要问题。本文采用激光熔钎焊方法,利用激光能量的精确可控性有效地限制了金属间化合物的厚度,获得了具有熔焊与钎焊双重特性的复合型接头,实现了Ti/Al异种合金的可靠连接。本文全面地研究了Ti/Al异种合金激光熔钎焊特性,阐明了影响焊缝成形、界面反应、接头力学性能的本质因素,为焊接接头的质量控制提供了依据,在此基础上,首次实现了在快速加热和冷却的热循环条件下反应层厚度的准确计算。同时,本文的该研究成果对其它的异种合金的焊接也具有普遍的借鉴意义。本文以5A06铝合金和Ti-6Al-4V钛合金为母材;考虑到Si元素可有效地抑制Ti/Al界面反应的冶金特性,选用Al-12Si焊丝作为填充材料;采用CO2激光为热源对激光熔钎焊工艺特性进行研究。针对激光局部加热、高温停留时间短等特点,重点研究了光斑模式(圆形、矩形)、辐照位置、坡口形式等对焊缝成形与接头强度的影响规律。试验结果表明,采用能量均匀分布的矩形光斑配合V形坡口形式,一方面大大提高了焊接过程的稳定性,能够获得双面成形良好的焊缝;另一方面解决了由于激光局部加热的高温度梯度导致的界面反应层在板材厚度方向上不均匀分布的缺点,促进了界面反应的均匀化,使得界面结合强度可高于焊缝,接头平均抗拉强度为278Mpa,比现有研究成果提高39%。通过微区XRD衍射分析、SEM和TEM电子显微研究精确鉴定了反应层物相组成,描述了界面反应层的微观组织特征。界面反应层主要由极薄连续反应层和锯齿状非连续反应层组成,其物相分别为纳米颗粒Ti7Al5Si12和TiAl3。若钛发生微熔,界面反应会变得极为复杂,将会出现固态相变、共晶、亚共晶、过共晶等多种类型反应层,主要物相结构为TiAl3、TiAl、Ti3Al和Ti5Si3。基于界面物相精确鉴定、元素扩散行为分析、化合物形成自由能的计算分析和界面微观组织演变的物理模拟分析,揭示了界面反应机理。发现Si元素在界面反应过程的明显的偏聚效应对界面反应产物的形成具有重要影响。以Miedema生成热模型为基础建立了叁元合金系化学势的预测模型,实现了Ti-Al-Si叁元合金系Si元素化学势的计算,阐明了硅元素在界面反应过程中发生偏聚的本质原因。通过物理模拟的结果证实了TiAl3反应层是由溶解的母材通过结晶的方式形成,而Ti7Al5Si12是依赖于反应扩散通过界面化学反应形成。针对于激光熔钎焊过程温度的瞬间变化特点,结合界面反应机理的研究结果,综合考虑通过结晶形成的TiAl3和界面反应形成的Ti7Al5Si12两方面对反应层厚度的贡献,建立了温度瞬间变化的热循环条件下界面反应层厚度的计算模型。实现了反应层厚度的准确计算,证明在激光熔钎焊条件下钛合金母材溶解之后通过金属间化合物的结晶才是反应层的主要组成部分,与传统钎焊反应层成长理论存在本质不同。进一步,通过有限元数值模拟方法计算了界面不同位置的热循环曲线,进行了不同热输入条件下反应层厚度的预测。为其他类似条件下的反应层厚度的控制建立理论基础。为揭示反应层结构与接头力学性能之间的内在联系,采用原位拉伸方法对界面的裂纹萌生与扩展规律进行了测试与分析,并以组织结构形态标准对界面进行了分层制样的拉伸试验。确认了具有薄层状、锯齿状和棒状的界面反应层能够形成可靠连接,特别是锯齿状反应层有助于抑制裂纹的扩展,具有最佳的力学性能,为接头力学性能的控制提供依据。
参考文献：
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[2]. TiC颗粒增强TiAl金属间化合物基复合材料的制备与性能研究[D]. 公衍生. 济南大学. 2003
[3]. γ-TiAl基合金的损伤及断裂行为研究[D]. 曹睿. 兰州理工大学. 2006
[4]. Mo_f/TiAl复合材料的制备及变形断裂行为研究[D]. 周毅. 哈尔滨工业大学. 2013
[5]. 稀土掺杂TiAl金属间化合物结构和性能的第一性原理研究[D]. 秦永和. 哈尔滨工程大学. 2015
[6]. TiAl基金属间化合物疲劳损伤与断裂机理的研究[D]. 林有智. 兰州理工大学. 2007
[7]. 掺杂强化Al_2O_3/TiAl高温复合材料的研究[D]. 樊宁霞. 陕西科技大学. 2014
[8]. TiAl金属间化合物电子束焊接接头组织及防裂纹工艺研究[D]. 陈国庆. 哈尔滨工业大学. 2007
[9]. TiAl金属间化合物断裂机理的研究[D]. 曹睿. 兰州理工大学. 2003
[10]. Ti/Al异种合金激光熔钎焊工艺与连接机理[D]. 陈树海. 哈尔滨工业大学. 2009
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