一、热暴露对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织的影响（论文文献综述）
张利祥[1]（2021）在《热暴露对半固态锻造Ti-Cu合金组织及力学性能的影响》文中指出钛合金由于其出色的性能而广泛应用于多个领域,特别是在航空航天领域,飞行器服役过程中钛合金部件会长期暴露在高温条件下。Ti-Cu合金经过热暴露后,微观组织结构及应力分布状态会发生显着变化,导致合金性能迅速恶化影响结构件服役周期。针对Ti-Cu合金在高温环境中存在的问题,研究在不同热暴露条件下其组织和力学性能的影响,为提高在高温环境中Ti-Cu合金服役的热稳定性提供理论指导。本文通过研究热暴露对三种Ti-Cu合金（Ti-2.5Cu、Ti-7Cu、Ti-14Cu）组织稳定性的影响,结合组织演变规律对热暴露过程中Ti2Cu相的粗化行为进行了定量研究,并建立了不同粗化阶段微观组织演变模型;系统研究了热暴露引发组织演变对Ti-Cu合金力学性能的影响,明确了不同形貌Ti2Cu相对Ti-Cu合金力学性能的强化机制。研究发现,随着热暴露时间增加,三种合金均出现组织粗化现象。但Ti-7Cu合金由于全片层组织热稳定性较好,组织粗化速率相对缓慢。热暴露过程中,Ti-Cu合金内颗粒状加片层状组织粗化较为明显,粗化过程由快速粗化阶段和稳定粗化阶段组成,在快速粗化阶段,Ti2Cu相的体积分数增加了6.44%,而在稳定粗化阶段Ti2Cu相的体积分数仅增加了6.13%。这两个阶段分别受到终端迁移机制和Ostwald熟化机制的控制,颗粒状Ti2Cu相破坏了片层组织稳定性发生粗化行为,热暴露时间从0 h增加到200 h后,Ti-14Cu合金中Ti2Cu相的间距减小了48.7%。由于Ti2Cu相之间的间距减小,减小了位错滑移长度,导致合金延伸率降低,而Ti2Cu相粗化后α/Ti2Cu界面附近位错密度降低,合金抗拉强度下降。热暴露过程中由于温度升高促进了溶质原子发生扩散,层状Ti2Cu相随热暴露温度的增加粗化速率加快,在400℃下热暴露仅100 h后Ti-2.5Cu合金中层片Ti2Cu相厚度高达1.59μm。Ti-14Cu合金内Cu原子在α相基体中固溶度大,热暴露温度升高过程中Cu原子被大量激活发生扩散,导致Ti2Cu相粗化速率高于Ti-2.5Cu合金,Ti2Cu相大量粗化导致合金内位错密度下降,残余热应力对性能的影响占主导地位,合金强度出现下降趋势,而Ti2Cu相的粗化以及片层状Ti2Cu相的增加,降低了位错滑移长度与密度,造成了合金塑性下降。
李咪[2]（2020）在《WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究》文中研究指明WSTi3515S阻燃钛合金在适当的变形条件下,具有良好的粗晶超塑性。该合金在超塑性变形过程中存在多尺度效应:宏观层面上的应力、应变变化;细观层面上的多晶整体响应及晶界效应;微观层面上的微观组织演变等。多尺度效应不仅反映了WSTi3515S钛合金的力学性能,还可以揭示其变形机制。目前对WSTi3515S阻燃钛合金超塑性能的研究主要集中在试验方面,通过研究变形行为和显微组织演变规律确定获得良好超塑性的工艺参数。然而试验研究无法描述变形的动态演化过程,难以揭示超塑性变形过程中复杂的微观物理现象。因此本文通过建立多尺度模型来模拟WSTi3515S阻燃钛合金的超塑性拉伸变形行为,深入研究该合金超塑性变形的力学行为及组织演变规律,主要研究的内容与结果如下:分析了WSTi3515S阻燃钛合金在超塑性拉伸变形过程中材料的宏观力学响应和细观应力分布。在变形开始,首先发生中心位置的塑性流动,此处流动应力迅速升高;随着应变的增大,中心位置的流动应力受其它位置应力的牵制,从中心区域向四周发展,最终达到一定的平衡,从而实现变形的均匀化。该合金的变形行为受温度、应变速率和变形量影响较大,温度越高,应变速率越低,变形量越大,应力应变的分布越均匀,因此高温低应变速率能够有效地缓解应力集中,使变形持续均匀地进行,从而获得较好的超塑性。研究了晶界在多晶模型中的整体效应及协调作用。变形伊始,晶界处的应力明显大于晶粒内部,晶界易成为应力集中区,随着变形的继续,晶界区域开始出现软化,直至晶界应力完全小于晶粒内部的单元平均应力,从而协调了晶界处的变形;在整个变形过程中,晶界处的塑性应变总是大于晶内的塑性应变量,随着变形的继续,晶内对变形贡献越来越显着,说明晶界和晶内共同参与变形;而不同的晶界厚度对变形的影响也不同,晶界相对厚度增大,单位晶界面积所承受的力小,晶界处和晶内的应变差小,促进了晶内的协调变形,从而提高材料整体变形的能力。探究了WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸变形过程中晶粒尺寸的变化规律。在整个变形过程中,晶粒大小是均匀的有规律的轴对称分布;在变形过程中,平均晶粒尺寸先减小而后增大,这是因为再结晶晶粒发生变化,而单位晶界面积也随之变化,单位晶界面积的增多使得晶界参与协调变形的作用越大,更有利于该合金的超塑性变形;提高变形温度,减小应变速率,能够促进动态再结晶,从而使材料塑性变形能力增强;该合金微观组织模拟变形过程中晶粒变化趋势与试验基本符合,因此WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸变形的微观组织模拟具有一定的参考价值。
惠玉强[3]（2020）在《WSTi3515S阻燃钛合金超塑性能及显微组织预测研究》文中研究说明WSTi3515S阻燃钛合金是我国近年来研制成功的一种新型高合金化β型阻燃钛合金,具有良好的阻燃性和综合性能,但其晶粒粗大,变形抗力大,加工过程容易开裂,难以通过常规加工方法成形。超塑性成形技术可以有效解决钛合金的加工难变形问题,但超塑性变形是一个非线性过程,超塑性能对温度、应变速率等热力参数非常敏感,且粗大晶粒在超塑性变形过程中会发生显着变化。因此,采用数值模拟的方法,建立预测模型研究热力参数对WSTi3515S合金的超塑性能及微观组织演变的影响,对于预测和控制合金的超塑性能和组织变化,制定合适的超塑性成形加工工艺,缩短工艺周期,具有非常重要的意义。BP神经网络算法和元胞自动机法在塑性加工领域应用广泛。BP神经网络算法非常善于处理非线性系统,且预测精度高。元胞自动机法能呈现晶粒长大和再结晶过程的微观组织动态演化规律。因此,基于BP神经网络法和元胞自动机法,可对WSTi3515S合金超塑性变形过程中的超塑性能和显微组织演变过程进行有效地预测研究。本文以WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸试验所获得的力学性能及组织性能为基础,采用BP神经网络算法建立超塑性能预测模型,采用元胞自动机法建立显微组织预测模型,研究超塑性变形过程中合金的热力学行为及组织演变规律。主要研究内容和结果如下:基于WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸试验的力学性能数据,以变形温度、应变和应变速率为输入参数,流变应力为输出参数,建立了3×10×12×1双隐含层的流变应力BP神经网络预测模型,流变应力的试验值和预测值的拟合相关系数达0.99963,平均相对误差为1.08%,预测结果与试验数据均吻合良好,表明所建BP神经网络模型精度较高,能够较好地预测WSTi3515S阻燃钛合金的超塑性力学性能。基于WSTi3515S阻燃钛合金超塑变形的组织参数数据,以变形温度、应变和应变速率为输入参数,延伸率、再结晶体积分数和平均晶粒尺寸为输出参数,建立了3×21×14×3双隐含层的组织参数BP神经网络预测模型,各组织参数的试验值和预测值的拟合相关系数达0.99568,平均相对误差为4.34%,预测结果与试验数据均吻合较好,表明所建BP神经网络模型在组织参数数据预测方面具有较高的精度。根据WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形过程的BP神经网络模型预测结果,分别建立了流变应力、延伸率、再结晶体积分数及平均晶粒尺寸三维图。该图能够很好地描述WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形时超塑性能与各热力学参数之间的变化规律,并可对任意变形条件下的真应力-真应变曲线、延伸率、再结晶体积分数和平均晶粒尺寸进行预测。基于元胞自动机原理,结合曲率生长机制及元胞的转变规则,建立了WSTi3515S阻燃钛合金的初始晶粒组织元胞自动机模型,并和试验结果作对比,验证了初始组织模型的可靠性。以初始组织模型为基础,结合动态再结晶理论,建立了WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的动态再结晶模型。通过不同变形条件下合金变形的再结晶过程模拟,分析了变形参数对微观组织演化过程和再结晶体积分数的影响,该模拟结果与试验结果相一致,表明元胞自动机模型能够较为准确地揭示WSTi3515S阻燃钛合金动态再结晶微观组织演变规律,可为WSTi3515S阻燃钛合金的超塑性变形的组织预测提供理论指导。
孙欢迎,赵军,刘翊安,张泉,曹京霞,黄旭[4]（2019）在《C含量对Ti-V-Cr系阻燃钛合金微观组织和力学性能的影响》文中指出用真空自耗熔炼制备了不同C含量的三种阻燃钛合金铸锭（直径120 mm）,其名义成分分别为Ti-35V-15Cr、Ti-35V-15Cr-0.075C和Ti-35V-15Cr-0.15C。将铸锭包套挤压成直径为25 mm的棒材,观察了铸锭和挤压棒材的微观组织,测试并分析了挤压棒材的室温拉伸性能、高温拉伸性能、热稳定性能、高温蠕变以及持久性能。结果表明:添加C使阻燃钛合金热挤压后的晶粒显着细化,使其室温和高温拉伸塑性提高;由于碳化物的吸氧作用,添加C的合金热稳定性能显着提高;添加适量的C可提高阻燃钛合金的高温蠕变和持久性能。
曹宇霞[5]（2019）在《WSTi3515S阻燃钛合金热变形行为研究》文中指出WSTi3515S阻燃钛合金是一种全β型阻燃钛合金,具有良好的阻燃和综合力学性能,但由于钛合金高温变形抗力大,易开裂,限制了其大规模的工程化应用。因此,探索和发展钛合金的塑性加工特性,研究适合于钛合金的热变形工艺具有非常重要的意义。本文以锻后退火态WSTi3515S阻燃钛合金为对象,通过等温热模拟压缩试验,研究该合金在不同热变形条件下的力学行为及组织演变规律,建立相应的本构方程、热加工图以及动态再结晶动力学模型。主要研究内容和结果如下:通过分析WSTi3515S阻燃钛合金在热变形过程中的应力-应变曲线,发现该合金的应力-应变曲线首先骤增达到峰值后逐渐缓慢减小趋于平缓,且随变形温度升高和应变速率降低流变应力减小;当应变速率较小(5×10-4～1×10-2s-1)时,应力-应变曲线为动态再结晶型曲线,应变速率较大(0.1～10s-1)时,流变应力曲线表现为动态回复型曲线;基于Arrhenius方程建立了WSTi3515S合金的热变形本构方程,并计算获得其热变形激活能为252.445KJ/mol,该本构方程可用于描述合金热变形的稳态流动阶段。根据动态材料模型（DMM）并基于Prasad失稳判据建立了WSTi3515S阻燃钛合金热变形加工图。失稳变形区出现在800～840℃,1×10-2～10s-1的变形范围内,在实际生产过程中应避开此变形区域;低能量耗散区集中在800～840℃、5×10-4～1×10-2s-1和840～920℃、1×10-2～10s-1的变形区,此时虽然处于安全区,但变形困难,不利于动态再结晶的进行;能量耗散率峰值出现在较高温度低应变速率区(840～920℃,5×10-4～1×10-2s-1),动态再结晶充分进行,可得到优异的综合力学性能,是最佳变形区。通过对WSTi3515S阻燃钛合金热压缩变形的微观组织演变分析,发现:随变形温度增加,WSTi3515S合金的初始等轴状β晶粒逐渐被动态回复以及动态再结晶形核长大形成的新晶粒取代;在应变速率为10～0.1s-1时,较大的应变速率导致原始β晶粒扭曲变形,晶界破碎,随应变速率减小,微观组织逐渐被动态回复导致的多边形原始晶粒和大量动态再结晶晶核占据;在低应变速率1×10-2～5×10-4s-1的条件下,由于动态再结晶的晶核长大,获得细小、均匀的再结晶等轴晶粒。在组织演变的基础上,结合力学特征,建立了WSTi3515S阻燃钛合金在热变形条件下发生动态再结晶的临界应变方程,并发现该合金热变形时动态再结晶临界应变和临界应力均随Zener-Holomon参数方程的增加而增大;基于KM方程建立了动态再结晶位错密度演变模型,表明随着WSTi3515S合金热变形的进行,位错密度表现出先增大后减小最后保持不变的变化趋势,且随变形温度升高和应变速率减小位错密度逐渐降低;建立了WSTi3515S合金再结晶体积分数模型,当应变量达到临界应变时,随真应变的增加,不同变形条件下的动态再结晶体积分数(XDRX)增长速度由快变慢,直到实现完全动态再结晶。
赖运金[6]（2016）在《Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形基础及应用性能》文中研究表明在航空发动机的高温高压工作环境下,常规钛合金材料因具有较大的燃烧敏感性,在使用上受到了极大的限制。发生“钛火”事故的概率也随着发动机用钛量的增加而增大。阻燃钛合金的发明成为解决“钛火”事故最直接有效的途径,也是先进高推重比发动机成功设计和生产的关键基础。Ti40阻燃钛合金在高温变形韧性开裂准则和热加工图等方面的研究较多,但对于WSTi3515S阻燃钛合金的热变形的开裂机理、再结晶机制和组织演变等基础研究及热物理性能等应用性能方面尚未进行深入研究。目前Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热变形基础及应用性能研究存在的主要问题有:研究欠全面,主要集中在Ti40合金,且研究对象主要为小型铸锭或小试样;单相组织晶粒细化尚未建立工程化物理模型,未明确不同阻燃钛合金显微组织中的各种析出物;应用性能研究以常规性能为主,而更为基础的热物理性能反而未见研究报道;这些都严重制约了国产阻燃钛合金材料的推广应用和工程化进程。本文通过真空自耗电弧熔炼（VAR）试验、热模拟压缩试验、工程化坯料物理模拟镦粗试验、热挤压开坯试验和包套自由锻造试验,结合组织观察（OM、SEM、EBSD、EDS、XRI和TEM）、热物理性能以及力学性能等测试分析手段,对Ti-V-Cr系阻燃钛合金WSTi3515S和Ti40合金的开裂机理、热变形过程中的再结晶行为和组织演化以及工程化制备方法进行了研究,对比分析了两种典型阻燃钛合金的开裂行为、微观组织、力学性能和热物理性能,探索了阻燃钛合金大型铸锭和大尺寸板坯的工程化制备新方法,建立了Ti-V-Cr系阻燃钛合金晶粒细化的物理模型和热物理性能与温度关系数学方程,并揭示了其热变形开裂机理和再结晶机制。获得的主要研究成果和结论如下:（1）基于热模拟压缩试验和小铸锭物理模拟镦粗试验,对Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形行为进行了研究,发现该合金热变形过程中易发生开裂,归纳出该合金最典型的3种开裂形式为:45°剪切开裂、沿“界”开裂和放射状开裂。对其开裂行为研究表明,Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形开裂机制与应力状态、高温氧化、析出物形态等因素密切相关;坯料表面的拉应力、析出物以及高温氧化等促进了孔洞和裂纹的形成,最终在薄弱界面处“爆发”,并不断向薄弱方向延伸扩展。（2）基于Ti40和WSTi3515S合金工程化大规格坯料锻造过程中的组织演化行为,建立了Ti-V-Cr系阻燃钛合金晶粒细化物理模型。Ti-V-Cr系阻燃钛合金的晶界破碎再结晶机制表明,锻造过程中依靠晶界处的变形,在晶界形成亚晶,当亚晶与母晶粒的位向差超过一定数值时,出现从母晶粒上分离的再结晶晶粒,这些晶粒在随后的加热保温过程中长大,促使组织细化和均匀化。大晶粒和强固溶强化效果是Ti-V-Cr系阻燃钛合金出现晶界破碎再结晶机制的最主要的原因,这导致阻燃钛合金在锻造过程中极易产生沿晶界和相界的开裂。（3）WSTi3515S合金的热处理组织演化行为研究结果表明,在900℃以下退火,WSTi3515S合金的组织差别不大,力学性能变化不明显;退火温度超过900℃时,晶界小晶粒开始明显长大,并向原始晶粒扩展。WSTi3515S合金中主要有4种析出相:Ti2C、（TiV）C、Ti5Si3和α相。当加热温度为900950℃时,WSTi3515S合金锻态组织开始发生明显改变;温度为9501000℃时,鸡爪型（TiV）C开始溶解;温度为10001050℃时,点状颗粒Ti5Si3开始溶解;温度升高到1200℃以上时,球状Ti2C发生溶解;在570℃热暴露过程中,在晶界处析出少量的第二相导致WSTi3515S合金热暴露塑性显着降低。（4）基于横向“九点对称中分（NPSM）”和纵向“圆周面五点均分（LCFA）”取样测试分析方法,以及X射线实时成像检测（XRI）结果表明,采用4次真空自耗电弧熔炼技术可以解决Ti-V-Cr系阻燃钛合金大型铸锭的成分偏析问题;大尺寸板坯的力学性能结果表明:借助大型挤压机和大型快锻机可以有效控制阻燃钛合金工程化板坯的组织和性能均匀性。WSTi3515S合金的室温拉伸、硬度、冲击和540oC高温拉伸等性能与Ti40合金相当,但540℃高温蠕变、高温持久以及热稳定性等热强性能较好;V和C元素对Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热强性能影响显着,且C元素还具有促进晶粒细化的作用。（5）Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热物理性能测试结果及采用最小二乘法原理拟合获得的数学方程表明,在室温到600℃范围内,WSTi3515S和Ti40合金的热物理性能受温度的影响变化规律曲线比较稳定,泊松比m随温度的变化不明显,杨氏模量E和剪切模量G随着温度的升高呈线性缓慢下降,比热Cp随着温度的升高呈抛物线增加,热扩散率D和热导率K随着温度的升高呈线性增加,线性热膨胀率ΔL/L0和平均线性热膨胀系数a随着温度的升高呈抛物线增加。
赖运金,张维,王晓亮,马凡蛟,辛社伟,王凯旋,张丰收[7]（2015）在《WSTi3515S阻燃钛合金的工程化制备及力学性能研究》文中研究说明WSTi3515S合金作为一种新型阻燃钛合金,关于其工程化应用的研究刚刚开始。对比分析了由西部超导材料科技股份有限公司生产的WSTi3515S合金?300 mm大规格棒材以及55 mm×270 mm×1 200 mm板坯不同方向的显微组织、室温及高温性能等。结果表明:WSTi3515S阻燃钛合金的可探性好,具有1 000 MPa级的室温强度,且540℃高温拉伸、高温蠕变、高温持久以及热稳定性等性能良好,均可满足工程化应用标准的要求。
赖运金,张平祥,辛社伟,马凡蛟,刘向宏,冯勇,曾卫东,李金山[8]（2015）在《国内阻燃钛合金工程化技术研究进展》文中进行了进一步梳理阻燃钛合金的研制是防止"钛火"事故的最直接的方法。美国、英国和俄罗斯等均在积极开展阻燃钛合金的阻燃机理及其工程化技术研究,我国阻燃钛合金的基础研究起步较早,但在工程化技术开发及应用方面停滞多年,导致被发达国家拉开差距。近五年来,在材料研制单位和应用研究单位的共同努力下,Ti-V-Cr系阻燃钛合金工程化技术取得了显着进步。本文主要综述了近几年来国内阻燃钛合金工程化技术研究的最新进展;重点介绍了Ti40和WSTi3515S合金大型铸锭、大棒材及大尺寸板坯和环锻件的研制情况,并介绍了阻燃钛合金机械加工技术和摩擦点燃阻燃性能评价方法,最后对我国阻燃钛合金未来发展进行了展望。
秦春[9]（2015）在《TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究》文中认为为了解决常规单一合金制造的高性能发动机高压压气机盘难以满足大温度梯度和应力梯度的工作环境问题,采用高温性能优异的金属间化合物与中低温性能优异的钛合金焊接制成双合金盘来替代高温合金压气机盘,能够有效减轻发动机的重量,提高推重比。而异种钛合金连接件和基体合金在化学成分及使用温度下的性能都有区别,探索其变形工艺提高接头组织性能稳定性显得至关重要;由于高压压气机盘的服役环境恶劣,长时间与高温高压气体接触,双合金盘件的接合界面组织变化对性能的影响是一个亟需解决的难题。基于此本文以TC11/Ti-Al-Nb双合金热模拟压缩实验为基础,优化变形参数;同时结合等温锻造实验和热稳定实验,分析了热力作用对连接界面组织的影响规律,确定了不同显微组织对力学性能的影响规律及拉伸断裂机理;建立了析出相的组织参数与拉伸性能之间的定量关系。主要的研究内容及成果如下:TC11/Ti-22Al-25Nb双合金高温变形时的流动应力对变形温度和应变速率敏感。随着变形温度的升高和应变速率的减小,流动应力降低;在高温大应变速率下,应力-应变曲线出现不连续屈服的特征;基于Arrhenius型双曲正弦方程建立的双合金高温变形本构方程能很好的描述双合金的流变行为。基于动态材料模型及Prasad失稳准则构建了TC11/Ti-22Al-25Nb双合金的热加工图。优化了双合金的热加工参数,获得了双合金热加工过程中的安全区域:900-1060℃,0.001-0.6s-1;而当应变速率大于0.6s-1,会出现绝热剪切、焊缝和基体结合处开裂以及局部塑性流动的失稳变形机制;随着变形程度的增加,变形塑性失稳区域由低温高应变速率、高温高应变速率向低应变速率和中间变形温度区域扩展。研究了合金成分对TC11/Ti-Al-Nb双合金连接件界面组织及性能的影响规律,随着Nb元素含量的增加,热处理后焊缝熔合区析出的α2相含量减少;性能对比可以发现,TC11/Ti-22Al-27Nb连接件的拉伸性能较好。焊缝区域组织的演变引起了显微硬度的变化,TC11合金侧热影响区马氏体α’的分解会造成显微硬度的降低,而焊缝熔合区域以及Ti-22Al-27Nb合金侧热影响区二次相的析出会造成显微硬度的增加。焊缝区域弹性模量的分布呈现出“U”型,焊缝熔合区域的数值较低,等温锻造及热处理都能够提高焊缝区域的弹性模量。TC11/Ti-22Al-25Nb双合金接头的组织和性能受热加工历史的影响。焊态下,焊缝熔合区由β相组成;940℃变形及热处理后晶界由断续的α/α2相组成,晶粒内部分布着等轴α2相以及细小的O相;而变形温度升高至980℃和1020℃,等轴α2相消失,β基体中只剩下细小的O相;通过室温拉伸性能可以发现,等温锻造变形使得焊缝熔合区的抗拉强度得到提高;随着变形程度的增加,焊缝熔合区组织中析出的O相厚度增加,导致了连接件的拉伸强度降低;而应变速率升高,组织中析出的O相片层增多,弥散强化作用增强,拉伸强度升高;300℃和500℃高温拉伸过程中,连接件断裂位置转移至TC11合金母材侧。获得了TC11/Ti-22Al-25Nb双合金连接件在热暴露条件下的组织稳定条件。500℃热暴露时TC11合金基体组织中的细片状α相较稳定,热暴露温度升至600℃和700℃,细片状α相厚度随着热暴露时间的增加逐渐变厚,同时组织中还析出了脆性α2相和硅化物;Ti-22Al-25Nb合金在700℃以下热暴露时组织较稳定,当热暴露温度达到700℃时,组织中的B2相发生分解,生成O相和无序结构的β相;随着暴露温度升高和暴露时间的延长,焊缝组织中O相片层厚度逐渐增加,在700℃热暴露下,O相片层厚度增加迅速。随着热暴露时间增加,室温拉伸强度及塑性都呈下降的趋势;500℃热暴露下,拉伸断裂在接头处,600℃和700℃热暴露下,断裂位置转移至TC11合金侧。界面两侧元素的浓度差随热暴露温度的升高而逐渐变缓。双合金接头区域组织形态的改变是造成接头力学性能变化的内在原因。等温锻造+热处理使得双合金连接接头性能强化的主要机制是析出的二次相的强化作用,但由于第二相大小及分布的不均匀性,造成了塑性的降低;细片状α相及粗大的晶界α2相都会造成接头拉伸塑性的降低;热暴露过程中,片状α相和O相发生粗化,都造成了拉伸塑性的降低;随着热暴露温度的升高,α2相沿晶界析出并发生长大,增加了晶界的脆性,同时O相粗化严重,二者共同的作用使得焊缝的冲击韧性降低。计算O相和α相在热稳定时的生长动力学参数可知,O相和α相的生长指数随着温度的提高而增加;而随着保温时间的延长,O相和α相的长大激活能变化较小。构造了O相、α相片层厚度和拉伸性能的定量关系式,屈服强度、延伸率和相的片层厚度能很好的满足霍尔-佩奇公式。
赵红霞,黄旭,王宝,雷力明[10]（2013）在《热处理对Ti-35V-15Cr-0.15Si-0.05C合金热稳定性能的影响》文中指出通过对Ti-35V-15Cr-0.15Si-0.05C合金轧制环件取样进行热处理和热稳定性能实验,研究了850℃和950℃固溶处理和950℃固溶后在600℃和700℃实效后的热稳定性能和微观组织。结果表明:合金仅经过固溶处理α相析出不明显,而经过固溶加时效处理后α相在晶界和晶内大量析出,在热稳定性能测试时,经过540℃100h热暴露后,α相进一步析出。合金α相是影响合金拉伸性能的主要因素,在晶界析出的连续α相导致合金塑性急剧下降;通过850℃固溶热处理能够获得较好的室温拉伸和热稳定性能。
二、热暴露对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织的影响（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、热暴露对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织的影响（论文提纲范文）
（1）热暴露对半固态锻造Ti-Cu合金组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Ti-Cu合金研究现状 |
| 1.3 钛合金热暴露行为研究 |
| 1.3.1 钛合金的表面稳定性 |
| 1.3.2 钛合金的组织稳定性 |
| 1.4 钛合金的热稳定性组织演变研究 |
| 1.4.1 钛合金组织粗化机理 |
| 1.4.2 钛合金组织粗化演变规律 |
| 1.5 本文的主要工作内容 |
| 1.6 本课题的目的及意义 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 热暴露试验方案 |
| 2.2.2 实验技术路线 |
| 2.3 测试分析方法 |
| 2.3.1 组织结构分析 |
| 2.3.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.3 微观组织定量分析 |
| 第三章 热暴露对Ti-Cu合金组织稳定性的影响 |
| 3.1 热暴露时间对Ti-Cu合金组织影响 |
| 3.1.1 热暴露时间对Ti-2.5Cu合金组织影响 |
| 3.1.2 热暴露时间对Ti-7Cu合金组织影响 |
| 3.1.3 热暴露时间对Ti-14Cu合金组织影响 |
| 3.1.4 热暴露时间对不同形貌Ti_2Cu相的影响 |
| 3.2 热暴露温度对Ti-Cu合金组织的影响 |
| 3.2.1 热暴露温度对Ti-2.5Cu合金组织影响 |
| 3.2.2 热暴露温度对Ti-7Cu合金组织影响 |
| 3.2.3 热暴露温度对Ti-14Cu合金组织影响 |
| 3.2.4 热暴露温度对不同形貌Ti_2Cu相的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Ti-Cu合金粗化动力学 |
| 4.1 Ti_2Cu相粗化过程 |
| 4.2 热暴露初期的粗化机理 |
| 4.3 热暴露中后期的粗化机理 |
| 4.4 α相与Ti_2Cu相的协调演变 |
| 4.5 粗化指数与扩散速率 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 热暴露对Ti-Cu合金力学性能影响 |
| 5.1 热暴露对Ti-Cu合金拉伸性能的影响 |
| 5.1.1 热暴露时间对Ti-Cu合金力学性能影响 |
| 5.1.2 热暴露温度对Ti-Cu合金力学性能影响 |
| 5.2 热暴露对Ti-Cu合金硬度的影响 |
| 5.2.1 热暴露时间对Ti-Cu合金硬度的影响 |
| 5.2.2 热暴露温度对Ti-Cu合金硬度的影响 |
| 5.3 Ti_2Cu相厚度对Ti-Cu合金拉伸性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的科研成果 |
| 致谢 |
（2）WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金的发展和应用 |
| 1.2.1 钛合金的发展 |
| 1.2.2 国内外钛合金的应用 |
| 1.3 阻燃钛合金概况 |
| 1.3.1 阻燃钛合金研究现状 |
| 1.3.2 Ti-V-Cr系阻燃钛合金研究现状 |
| 1.4 钛合金超塑性研究 |
| 1.4.1 钛合金超塑性研究现状 |
| 1.4.2 粗晶钛合金超塑性研究现状 |
| 1.5 有限元模拟 |
| 1.5.1 有限元模拟在材料加工中的应用 |
| 1.5.2 多尺度有限元模拟的应用与进展 |
| 1.6 研究意义和研究内容 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 实验方法及实验条件 |
| 2.2 宏观建模 |
| 2.2.1 Marc软件简介 |
| 2.2.2 几何模型的构建 |
| 2.2.3 材料模型的构建 |
| 2.2.4 初始条件和边界条件的确定 |
| 2.2.5 分析工况设定 |
| 2.3 细观建模 |
| 2.4 微观组织建模 |
| 第三章 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形宏-细观模拟研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 动态再结晶热粘塑性本构模型 |
| 3.3 宏观模拟结果分析 |
| 3.3.1 不同变形条件下的应力-应变曲线分析 |
| 3.3.2 不同变形阶段的应力应变分析 |
| 3.3.3 不同变形条件下的应力分析 |
| 3.4 细观模拟结果分析 |
| 3.5 多晶模型整体响应中的晶界效应 |
| 3.5.1 晶界对变形行为的影响 |
| 3.5.2 不同晶界厚度对等效米塞斯应力的影响 |
| 3.5.3 不同晶界厚度对等效塑性应变的影响 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形过程的微观组织模拟研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的微观组织演变 |
| 4.3 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的动态再结晶分析模型 |
| 4.3.1 WSTi3515S阻燃钛合金动态再结晶临界应变模型 |
| 4.3.2 WSTi3515S阻燃钛合金动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 4.3.3 WSTi3515S阻燃钛合金再结晶晶粒长大模型 |
| 4.4 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形微观组织的动态再结晶模拟 |
| 4.4.1 WSTi3515S阻燃钛合金微观组织演化子程序 |
| 4.4.2 WSTi3515S阻燃钛合金晶粒尺寸模拟结果分析 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（3）WSTi3515S阻燃钛合金超塑性能及显微组织预测研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 阻燃钛合金 |
| 1.2.1 Alloy C系列合金 |
| 1.2.2 Ti40合金 |
| 1.2.3 WSTi3515S合金 |
| 1.3 钛合金超塑性变形研究 |
| 1.4 BP神经网络技术在金属塑性成形中的研究现状 |
| 1.5 元胞自动机法在微观组织模拟中的研究现状 |
| 1.6 课题的研究意义与研究内容 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.3 BP神经网络方法 |
| 2.3.1 BP神经网络模型 |
| 2.3.2 BP神经网络的算法原理和流程 |
| 2.3.3 BP神经网络的特点 |
| 2.4 元胞自动机法 |
| 2.4.1 元胞自动机特点 |
| 2.4.2 元胞自动机基本组成 |
| 第三章 基于BP神经网络的WSTi3515S合金超塑性能预测模型 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 WSTi3515S合金超塑变形流变应力的BP神经网络预测模型 |
| 3.2.1 流变应力预测模型数据的选取及划分 |
| 3.2.2 流变应力预测模型数据的预处理 |
| 3.2.3 流变应力预测模型隐含层的确定 |
| 3.2.4 流变应力预测模型的建立 |
| 3.2.5 流变应力预测结果及分析 |
| 3.3 WSTi3515S合金超塑变形组织参数的BP神经网络预测模型 |
| 3.3.1 组织参数预测模型数据的选取及划分 |
| 3.3.2 组织参数预测模型数据的预处理 |
| 3.3.3 组织参数预测模型隐含层的确定 |
| 3.3.4 组织参数预测模型的建立 |
| 3.3.5 组织参数预测结果及分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 基于元胞自动机的WSTi3515S合金变形组织预测模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 初始组织的CA模型 |
| 4.2.1 晶粒生长理论模型 |
| 4.2.2 初始组织生成CA模型的建立 |
| 4.2.3 初始组织算法程序的实现 |
| 4.2.4 初始组织生成结果分析 |
| 4.3 WSTi3515S合金超塑变形的组织演变规律 |
| 4.4 动态再结晶CA模型 |
| 4.4.1 模型的假设 |
| 4.4.2 位错密度演化模型 |
| 4.4.3 再结晶形核模型 |
| 4.4.4 再结晶生长模型 |
| 4.4.5 模拟过程及算法流程的实现 |
| 4.5 动态再结晶CA模拟结果验证与分析 |
| 4.5.1 再结晶CA模型的验证 |
| 4.5.2 应变速率对动态再结晶过程的影响 |
| 4.5.3 变形温度对动态再结晶过程的影响 |
| 4.5.4 应变对动态再结晶过程的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（4）C含量对Ti-V-Cr系阻燃钛合金微观组织和力学性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验方法 |
| 2 结果和分析 |
| 2.1 微观组织 |
| 2.2 室温拉伸性能 |
| 2.3 550℃拉伸性能 |
| 2.4 热稳定性能 |
| 2.5 蠕变和持久性能分析 |
| 3 结论 |
（5）WSTi3515S阻燃钛合金热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛及钛合金的概况 |
| 1.3 新型钛合金的特点及应用 |
| 1.3.1 高强高韧β型钛合金 |
| 1.3.2 高温钛合金 |
| 1.3.3 钛铝基金属间化合物 |
| 1.3.4 阻燃钛合金 |
| 1.4 阻燃钛合金概况 |
| 1.4.1 阻燃钛合金研究现状 |
| 1.4.2 Ti-V-Cr系列阻燃钛合金研究现状 |
| 1.5 钛合金的热变形行为研究 |
| 1.5.1 动态回复型变形机制 |
| 1.5.2 动态再结晶型变形机制 |
| 1.6 研究意义与研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 等温恒应变速率热模拟压缩实验 |
| 2.4 力学性能分析 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 第三章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形力学行为分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的宏观形貌 |
| 3.3 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的流变应力分析 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线特征 |
| 3.3.2 变形温度对流变应力的影响 |
| 3.3.3 应变速率对流变应力的影响 |
| 3.3.4 变形量对流变应力的影响 |
| 3.4 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的本构方程 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形加工图 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热加工模型 |
| 4.3 Prasad失稳判据 |
| 4.4 WSTi3515S阻燃钛合金变形热加工图的建立 |
| 4.4.1 能量耗散率分布 |
| 4.4.2 失稳参数分布 |
| 4.5 WSTi3515S阻燃钛合金热加工图分析 |
| 4.5.1 失稳变形区分析 |
| 4.5.2 稳定变形区分析 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 WSTi3515S阻燃钛合金热变形的微观组织演变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 变形参数对WSTi3515S阻燃钛合金热变形微观组织的影响 |
| 5.2.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 5.2.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 5.2.3 变形量对微观组织的影响 |
| 5.3 WSTi3515S阻燃钛合金热变形过程中动态再结晶的动力学分析 |
| 5.3.1 动态再结晶临界应变模型 |
| 5.3.2 动态再结晶位错密度演变模型 |
| 5.3.3 动态再结晶体积分数模型 |
| 5.4 小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形基础及应用性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 阻燃钛合金 |
| 1.2.1 国外阻燃钛合金发展概况 |
| 1.2.2 国内阻燃钛合金研究现状 |
| 1.2.3 国内Ti-V-Cr系阻燃钛合金工程化应用现状 |
| 1.3 材料开裂机理 |
| 1.3.1 材料断裂（开裂）分类 |
| 1.3.2 裂纹扩展的类型 |
| 1.3.3 微观和宏观韧性断裂 |
| 1.3.4 金属材料高温开裂行为研究模型 |
| 1.3.5 Ti40合金热变形开裂行为研究概况 |
| 1.4 钛合金热变形与热处理过程中的组织演化 |
| 1.4.1 钛合金热变形过程中的组织演化与再结晶行为 |
| 1.4.2 热处理过程中的组织演化与再结晶行为 |
| 1.5 钛合金热物理性能研究概况 |
| 1.6 阻燃钛合金工程化基础研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景和意义 |
| 1.8 本文的主要研究内容 |
| 第2章 研究方案与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 阻燃钛合金铸锭热挤压开坯及包套锻造试验 |
| 2.3 阻燃钛合金热模拟压缩试验和物理模拟镦粗试验 |
| 2.4 阻燃钛合金力学性能和物理性能测试 |
| 2.5 阻燃钛合金的微观组织结构分析 |
| 2.5.1 光学金相分析和扫描电镜分析 |
| 2.5.2 透射电镜分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 第3章 Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形开裂行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti40合金热变形开裂行为 |
| 3.2.1 Ti40合金热压缩开裂形式 |
| 3.2.2 Ti40合金 45o剪切开裂 |
| 3.2.3 Ti40合金自由表面开裂 |
| 3.3 WSTi3515S合金热变形开裂行为 |
| 3.3.1 WSTi3515S合金热压缩过程中的开裂行为 |
| 3.3.2 WSTi3515S合金的典型开裂方式 |
| 3.3.3 裂纹形成的微观机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 阻燃钛合金热变形过程中的再结晶行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti40热变形过程中的组织演化 |
| 4.2.1 Ti40合金不同锻造阶段组织 |
| 4.2.2 Ti40合金组织随加热保温时间变化 |
| 4.2.3 Ti-V-Cr系阻燃钛合金晶粒细化物理模型 |
| 4.3 WSTi3515S合金热加工过程中的组织演化 |
| 4.3.1 WSTi3515S合金锻造组织 |
| 4.3.2 WSTi3515S合金再结晶机制分析 |
| 4.4 阻燃钛合金晶界破碎再结晶机制形成原因 |
| 4.5 再结晶机制对阻燃钛合金锻造性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 阻燃钛合金热处理过程中的组织演化行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同热处理工艺下的组织演化 |
| 5.2.1 热处理过程中组织形态演化 |
| 5.2.2 热处理过程中的析出相 |
| 5.2.3 热处理过程中第二相的溶解与析出 |
| 5.2.4 两种碳化物分析 |
| 5.3 热处理制度对力学性能的影响 |
| 5.3.1 力学性能分析 |
| 5.3.2 微观组织分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ti-V-Cr系阻燃钛合金工程化制备及应用性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti-V-Cr系阻燃铸锭工程化制备及成分分析 |
| 6.3 Ti-V-Cr系阻燃钛合金热挤压开坯与板坯制备 |
| 6.4 冲击、硬度及热强性能 |
| 6.5 拉伸性能与热稳定性能 |
| 6.6 Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热物理性能 |
| 6.6.1 热物理性能测试样品制备 |
| 6.6.2 密度的测试原理 |
| 6.6.3 弹性性能的测试原理 |
| 6.6.4 热扩散率、比热、热导率的测试原理 |
| 6.6.5 热膨胀的测试原理 |
| 6.6.6 Ti-V-Cr系阻燃钛合金热物理性能分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（7）WSTi3515S阻燃钛合金的工程化制备及力学性能研究（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 实验 |
| 2 结果与讨论 |
| 2. 1 大型铸锭的成分均匀性 |
| 2. 2 大规格棒材及板坯的无损探伤结果 |
| 2. 3 室温冲击、高温蠕变及高温持久性能 |
| 2. 4 室温、高温力学性能及热稳定性 |
| 3 结论 |
（8）国内阻燃钛合金工程化技术研究进展（论文提纲范文）
| 1阻燃钛合金发展回顾 |
| 1)Alloy C (Alloy C+)合金 |
| 2) BTT-1和BTT-3合金 |
| 3)Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C (Bu RTi) |
| 2国内阻燃钛合金研究概况 |
| 2.1Ti-14阻燃钛合金 |
| 2.2Ti40阻燃钛合金 |
| 2.3WSTi3515S阻燃钛合金 |
| 3国内Ti-V-Cr系阻燃钛合金工程化研究 |
| 3.1Ti40阻燃钛合金工程化进展 |
| 3.2WSTi3515S阻燃钛合金工程化进展 |
| 3.3阻燃钛合金机械加工技术 |
| 3.4阻燃性能的评价方法 |
| 4阻燃钛合金应用展望及未来研究方向 |
（9）TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金及钛基金属间化合物概述 |
| 1.2.1 钛合金的组织特点和应用 |
| 1.2.2 金属间化合物简介 |
| 1.2.3 TC11合金和Ti_2AlNb基金属间化合物概况 |
| 1.3 双性能构件的研究现状 |
| 1.4 钛合金和钛基金属间化合物连接技术的研究现状 |
| 1.4.1 异种材料焊接相容性研究 |
| 1.4.2 钛合金焊接的方法和特点 |
| 1.4.3 钛合金和钛基金属间化合物真空电子束焊接研究现状 |
| 1.4.4 异种钛合金连接技术研究现状 |
| 1.5 钛合金热稳定性的研究现状 |
| 1.6 异种合金结合界面研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景和意义 |
| 1.8 本文的主要研究内容和研究思路 |
| 第2章 材料和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 TC11合金 |
| 2.2.2 Ti_2AlNb基合金 |
| 2.2.3 Ti_3Al基合金 |
| 2.3 真空电子束焊接实验 |
| 2.4 热模拟压缩实验 |
| 2.4.1 热模拟压缩实验试样制备 |
| 2.4.2 热模拟压缩实验方案 |
| 2.4.3 热模拟压缩实验过程 |
| 2.5 等温锻造实验 |
| 2.5.1 等温锻造实验设备及过程 |
| 2.5.2 等温锻造实验方案 |
| 2.5.3 锻后热处理制度 |
| 2.6 热暴露实验 |
| 2.7 理化实验 |
| 2.7.1 显微组织观察及断口分析 |
| 2.7.2 硬度实验 |
| 2.7.3 纳米力学性能实验 |
| 2.7.4 力学性能试验 |
| 第3章 TC11/Ti-Al-Nb高温变形行为及本构关系研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 变形参数对双合金流动应力的影响 |
| 3.2.1 变形温度的影响 |
| 3.2.2 应变速率的影响 |
| 3.3 本构模型的建立 |
| 3.3.1 本构方程的选择 |
| 3.3.2 本构关系材料常数的确定 |
| 3.3.3 不同应变下的材料常数确定 |
| 3.3.4 流动应力模型验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 基于加工图的TC11/Ti-Al-Nb变形机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于动态材料模型的加工图理论 |
| 4.2.1 动态材料模型 |
| 4.2.2 塑性失稳判据 |
| 4.3 双合金热加工图的建立与分析 |
| 4.3.1 功率耗散率 η 的求解 |
| 4.3.2 双合金热加工图的建立与加工参数优化 |
| 4.4 双合金高温变形微观组织演化 |
| 4.4.1 变形温度对微观组织的影响 |
| 4.4.2 应变速率对微观组织的影响 |
| 4.4.3 双合金高温变形失稳区域分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 合金成分对TC11/Ti-Al-Nb组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TC11/Ti-24Al-15Nb-1.5Mo组织及性能的变化规律 |
| 5.2.1 热处理后显微组织特征 |
| 5.2.2 连接件拉伸性能的研究 |
| 5.2.3 连接件持久性能的研究 |
| 5.3 TC11/Ti-22Al-27b组织及性能的变化规律 |
| 5.3.1 焊缝区域组织特征 |
| 5.3.2 连接件拉伸性能的研究 |
| 5.3.3 连接界面硬度和弹性模量的变化规律 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热力作用对TC11/Ti-Al-Nb组织及性能的影响机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 变形参数对双合金连接件组织的影响 |
| 6.2.1 变形温度的影响 |
| 6.2.2 变形程度的影响 |
| 6.2.3 应变速率的影响 |
| 6.3 变形参数对接头拉伸性能的影响机理 |
| 6.3.1 变形温度的影响 |
| 6.3.2 变形程度的影响 |
| 6.3.3 应变速率的影响 |
| 6.4 变形温度对双合金接头冲击性能的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 TC11/Ti-Al-Nb双合金热稳定性及失效机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 接头组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.2.1 焊缝熔合区域组织的变化规律 |
| 7.2.2 界面区域组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3 双合金基体组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3.1 TC11合金组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.3.2 Ti-22Al-25Nb合金组织在热暴露中的变化规律 |
| 7.4 连接件在热暴露后拉伸性能的变化规律 |
| 7.4.1 500℃热暴露 100h后连接件拉伸性能的变化规律 |
| 7.4.2 热暴露条件对连接件室温性能的影响机制 |
| 7.4.3 热暴露温度对双合金连接件高温性能的影响机制 |
| 7.5 热暴露温度对双合金连接件冲击韧性的影响 |
| 7.6 析出相的粗化及与拉伸性能定量关系研究 |
| 7.6.1 O相和 α 相的长大动力学研究 |
| 7.6.2 O相和 α 相片层厚度与拉伸性能的定量关系 |
| 7.7 热暴露对界面元素分布的影响规律 |
| 7.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（10）热处理对Ti-35V-15Cr-0.15Si-0.05C合金热稳定性能的影响（论文提纲范文）
| 1 实验材料和方法 |
| 2 实验结果及讨论 |
| 2.1 热处理 |
| 2.2 热暴露后组织 |
| 2.3 拉伸性能 |
| 2.4 断裂特征 |
| 3 结论 |
四、热暴露对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织的影响（论文参考文献）
- [1]热暴露对半固态锻造Ti-Cu合金组织及力学性能的影响[D]. 张利祥. 长安大学, 2021
- [2]WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究[D]. 李咪. 长安大学, 2020(06)
- [3]WSTi3515S阻燃钛合金超塑性能及显微组织预测研究[D]. 惠玉强. 长安大学, 2020(06)
- [4]C含量对Ti-V-Cr系阻燃钛合金微观组织和力学性能的影响[J]. 孙欢迎,赵军,刘翊安,张泉,曹京霞,黄旭. 材料研究学报, 2019(07)
- [5]WSTi3515S阻燃钛合金热变形行为研究[D]. 曹宇霞. 长安大学, 2019(01)
- [6]Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形基础及应用性能[D]. 赖运金. 西北工业大学, 2016(05)
- [7]WSTi3515S阻燃钛合金的工程化制备及力学性能研究[J]. 赖运金,张维,王晓亮,马凡蛟,辛社伟,王凯旋,张丰收. 钛工业进展, 2015(06)
- [8]国内阻燃钛合金工程化技术研究进展[J]. 赖运金,张平祥,辛社伟,马凡蛟,刘向宏,冯勇,曾卫东,李金山. 稀有金属材料与工程, 2015(08)
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