一、全片层(PST)_γ-TiAl基合金单轴拉伸塑性分析（论文文献综述）
谷旭[1]（2021）在《气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究》文中研究指明TiAl合金由于具有较低的相对密度,较高的比模量和比强度以及优秀的高温抗蠕变和抗氧化能力,被认为是在航空航天和汽车工业领域具有巨大应用潜力的理想高温结构材料,但是TiAl合金室温塑性及高温热加工性能较差的特点严重限制了其实际应用。而相比传统成分的TiAl合金,通过体心立方β相区凝固形成的β凝固TiAl合金可以获得晶粒细小的组织结构并具有平衡的机械性能及优良的热加工性能。此外,在TiAl合金中添加适量的钇（Y）元素同样可以显着细化晶粒和片层间距,同时改善室温下的强度和塑性以及高温变形性和抗氧化性。故本文以气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末为原料,采用放电等离子烧结（Spark Plasma Sintering,SPS）技术制备了细晶β凝固TiAl合金,系统地研究了Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织与相结构;Ti-43Al-9V-0.3Y合金的SPS烧结颈和原始颗粒边界（Prior Particle Boundaries,PPBs）的形成与消除机制;SPS态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织及力学性能;Y元素在组织中的存在形式、分布规律及其对显微组织和力学性能的影响规律。首先对Ti-43Al-9V-0.3Y粉末进行了观察,发现粉末尺寸从小到大存在三种凝固组织:无特征平面晶组织、胞状晶组织和枝晶组织。直径小于15μm粉末的组织由马氏体α′相和基体残留β0相构成。直径在20-50μm的中等尺寸粉末组织仅由β0单相构成,没有观察到马氏体。直径大于100μm的粉末组织由β0相、马氏体α′相和α/α2相构成,且随粉末尺寸增大α相含量明显增高且在部分α相中析出了γ相晶粒。大尺寸枝晶粉末中的马氏体相主要分布在枝晶间的富钇析出相富集区域,富钇相由大量的纳米晶YAl2及少量的氧化钇构成,在中小尺寸粉末中富钇相的偏析程度较低,但仍然可以观察到细小的YAl2和Y2O3颗粒。1000℃及以下的不保温烧结试样的显微组织主要由细小的γ和β0两相构成,在原始粉末搭接处形成了主要由α2相构成的烧结颈,且随着烧结温度从900℃升高到1000℃,烧结颈的尺寸发生长大,原始粉末表面氧化层破碎溶解使得氧元素在烧结颈区域局部富集,而氧富集致使α转变温度降低最终导致烧结颈α2相的形成,此外SPS过程扩散增强导致的元素分布差异也对α2相的形成产生促进作用;烧结温度达到1100℃时,可以形成完全致密化的烧结体,但组织中存在明显的PPBs结构,PPBs主要由α2/γ片层团和γ相晶粒构成,PPBs结构是由烧结颈演化而来的,其形成机制也与氧元素富集直接相关;提高烧结温度和延长保温时间,可以促进PPBs区域氧的扩散和基体α相的形成,最终有效地消除PPBs,获得均匀的双态（Duplex）组织结构。研究了放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与室温拉伸性能,发现当烧结温度为1100℃到1150℃（保温5分钟）时,显微组织是由α2/γ片层团、β0相和γ相组成的均匀双态组织,同时基体中均匀地分布着非常细小的富钇析出相颗粒,富钇析出相颗粒共有两种,分别是YAl2及Y2O3,其中Y2O3与γ-TiAl基体之间存在以下取向关系:[011]Y2O3∥[001]γ和（6-33）Y2O3∥（-2-20）γ,而YAl2与γ相基体的取向关系可描述为:[4-61]YAl2∥[123]γ,（320）YAl2∥（-1-11）γ,超细富钇相颗粒可以拖曳晶界的迁移,阻碍晶粒的长大,并在塑性变形时可以对位错的运动起到部分阻碍作用。因此双态组织合金具有优异的室温拉伸性能,最高屈服强度为920.2 MPa,极限抗拉强度为1113.1 MPa,而塑性伸长率也达到1.44%。烧结温度在1200℃及以上时,组织演变为了由大尺寸α2/γ片层团及其周围少量β0相和γ相晶粒构成的近片层（Nearly Lamellar,NL）组织,且部分富钇相发生明显的长大富集,高温烧结合金的片层团粗化、γ相晶粒减少及富钇相发生偏析长大,导致其室温拉伸强度和塑性较双态组织合金均显着下降。对烧结态合金的高温性能研究结果显示,1200℃烧结的NL组织合金在各个拉伸温度下均表现出最高的极限抗拉强度,分别为:700℃-881.57 MPa,750℃-743.63 MPa以及800℃-603.58 MPa,但其高温塑性变形能力却远不如双态组织合金。在800℃拉伸条件下,双态组织中较小尺寸的α2/γ片层团可以协调γ相进行塑性变形,拉伸过程中片层会向拉伸反向弯曲,而近片层组织中大尺寸片层团很难进行协调变形。最后研究了过量钇添加对SPS制备TiAl合金的显微组织与力学性能的影响,发现1100℃烧结的双态组织试样具有最高的室温压缩强度和塑性,而1150℃烧结的近片层组织的室温拉伸性能最好;在双态组织和近片层组织中,YAl2析出物以细小颗粒的形式弥散分布在基体中,而在全片层组织合金中则形成了由硬脆的条状YAl2沉淀相构成的网状结构,导致合金组织被割裂,力学性能显着下降。
戴锐[2]（2021）在《Cr掺杂改善TiAl合金抗氧化性能的第一性原理研究》文中认为TiAl合金因为其优异的性能:轻质、高比强度、耐磨、抗燃烧、抗氧化等,在航空航天、汽车制造等工业领域广泛应用,但拥有两个突出的缺陷:室温塑性差以及高温抗氧化性差。随着合金性能改善技术的不断发展,人们在实验方面对TiAl合金的应用有了更为深入的研究和认识。然而实验结果并不能反映微观上原子间的相互作用,因此本论文采用第一性原理计算的方法,探讨研究了 TiAl合金基本相的性能,γ-TiAl的氧化机理以及Cr原子掺杂对γ-TiAl抗氧化性能的影响,为实验及实际应用研究提供了理论指导。首先,基于Ti-Al二元相图,选取了 TiAl合金的四种基本相,计算结果表明四种构型皆具有热力学稳定性及力学稳定性,泊松比和B/G的计算结果说明了四种构型均为脆性材料。成键情况和电子结构表明TiAl和Ti3Al具有一定的共价性,这与Al-s、Al-p与Ti-d的轨道电子的杂化作用有关,且TiAl的共价性更强,这也是TiAl合金室温塑性差的微观原因。比较之下,Ti3Al的导热性更佳。其次,γ-TiAl为TiAl合金中最稳定的相,能量最低的同时具有最低的平衡体积,其中低指数表面（110）面的表面能较低,表面更稳定,因此探讨了O原子在γ-TiAl（110）表面的吸附及扩散过程。O原子倾向于吸附在富Ti位点,主要原因是O-Ti间的强相互作用。O原子的扩散过程吸热,扩散的关键步骤发生在表面层向亚表面的扩散中,活化能更高,该扩散一旦发生,进一步向体相内扩散就非常容易进行。通过利用Cr原子表面掺杂的方法可以有效抑制O从表面向亚表面的扩散,主要原因在于Cr原子的掺杂弱化了 O原子与合金原子的共价作用。最后,通过第一性原理计算,将Cr原子体相掺杂浓度与合金抗氧化性的关系展示出来。用原子形成能来表征合金抗氧化性能的高低,结果表明当Cr原子掺杂浓度在7%～9%左右时,不仅具备一定稳定性,可以稳定存在,易于制备,而且Al原子扩散能力有所提升,Ti原子扩散能力得到抑制,O原子也不易向合金内部扩散,有利于在合金表面形成致密有保护性的Al2O3膜。其中掺杂体系T4A0是理论上最为理想的掺杂构型。在本论文的最后,我们总结了合金化对γ-TiAl合金抗氧化性能影响的微观机理,并对进一步计算Cr原子掺杂对合金抗氧化性能的影响进行了展望。
沈莹莹[3]（2021）在《真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究》文中研究表明SiCf/γ-TiAl复合材料因其具有优良的综合性能而被认为是一种极具潜力的轻质高温结构材料。尤其是对轻量化有更高要求的航空航天领域,该类材料的应用可以显着提高燃油效率和推重比。然而受γ-TiAl合金较低的室温塑性和较高的热等静压温度影响,传统制备SiCf/γ-TiAl复合材料的方法都比较复杂且成本较高,复合材料尺寸难以做大,限制了该类复合材料的应用。本文中SiCf/γ-TiAl复合材料采用真空吸铸法制备而成。该方法中合金液的充型动力大且凝固速率快,避免了 SiC纤维与合金液之间严重的界面反应。本实验选取了两种不同的SiC纤维增强体,一种为传统的SiC纤维,另一种为在传统SiC纤维表面溅射钛合金涂层的SiC先驱丝。制备态的复合材料中纤维与基体合金结合较好,界面周围无显微裂纹。制备态下两种不同增强体复合材料的界面产物均由细晶TiC层和粗晶TiC层组成。为探究复合材料的界面热稳定性和界面产物长大规律,分别对两种复合材料进行了 700℃、800℃、900℃热暴露实验。研究结果表明,热暴露过程中两种复合材料界面反应层长大遵循Arrhenius规律。SiC（C）f/γ-TiAl复合材料的界面反应层长大激活能Q为 152.8kJ/mol,SiC（C/Ti）f/γ-TiAl 复合材料的Q为 239.8kJ/mol,后者界面热稳定性更好。热暴露过程中界面周围元素扩散更加充分,产物不断的长大同时也有新的界面产物生成。800℃,200h热暴露后,SiC（C）f/γ-TiAl复合材料界面反应产物包含5层,从纤维到基体一侧依次为:细晶TiC+Ti3Si层,粗晶TiC层,Ti2AlC层,Ti5Si4层和Ti3AlC层。SiC（C/Ti）f/TiAl复合材料界面反应产物共有4层产物组成,从纤维一侧到基体一侧依次是细晶TiC层、粗晶TiC层、Ti5Si4层和Ti3Sn+Ti2AlC 层。对界面热稳定性较好的SiC（C/Ti）f/γ-TiAl复合材料进行室温及800℃拉伸测试。结果显示,无论是室温拉伸还是800℃拉伸条件下,复合材料的拉伸强度均高于基体合金。室温下,只有部分界面结合强度适中的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约7%（50MPa）。失效机制主要包括纤维/界面反应层脱粘,裂纹偏转,纤维拔出。而800℃下,几乎所有的纤维对复合材料的强度起到了增强作用,复合材料拉伸强度较基体合金提高了约14%（100MPa）。800℃拉伸过程中其失效机制包括:界面（钛合金涂层/SiC纤维,SiC/钨芯）脱粘开裂,纤维拔出,钨芯塑性变形。同时发现,800℃拉伸时,钛合金涂层的微屈服对裂纹扩展起到了阻碍和延缓的作用。1000℃/180MPa/2h热等静压后,无论是室温拉伸还是800℃拉伸,复合材料的拉伸强度均小于基体合金拉伸强度。热等静压后复合材料界面急剧长大,在界面中存在许多显微裂纹。在拉伸载荷作用下,这些裂纹向基体及纤维中扩展,加速了基体合金的断裂,同时使纤维过早失去承载能力,使得复合材料的强度均低于基体合金的强度。室温拉伸下,复合材料拉伸强度降低了 18.9%（89MPa）,屈服强度下降8.7%（33MPa）。800℃拉伸下,复合材料的拉伸强度降低了约3.7%（18MPa）;屈服强度下降 7.5%（22MPa）。对复合材料进行800℃不同蠕变应力条件下蠕变测试研究。结果显示,高蠕变应力条件（250MPa,300MPa）下,复合材料在蠕变过程中,裂纹在界面反应层处萌生并向纤维内部和基体合金一侧扩展,使得纤维与基体合金几乎同时断裂。其蠕变性能与γ-TiAl基体合金相差不大。而低蠕变应力条件（150MPa,200MPa）下,界面反应层处的裂纹不容易扩展,载荷从基体合金转移到纤维上,纤维周围基体合金发生应力松弛。当基体到纤维的载荷转移速率和纤维断裂将载荷重新转移回基体的速率达到平衡时,蠕变达到稳定蠕变阶段。所以,低蠕变应力下纤维的存在使得复合材料稳态蠕变阶段延长,从而大大提高蠕变寿命。
杨星[4]（2020）在《孪晶界对γ-TiAl塑性变形和力学性能影响的纳米压痕模拟研究》文中研究说明TiAl合金凭借其优良的高温强度、抗蠕变、抗氧化性和高弹性模量、低密度使其成为航天、军事和民用汽车领域最具有竞争力的材料。但是该类合金的室温塑性制约着其进一步的发展,考虑到纳米压痕技术在微观尺度研究材料塑性变形过程的优越性以及在实际工程中晶界对于材料塑性变形的影响,本文基于分子动力学研究了纳米压痕过程中不同晶面上压头位置对γ-TiAl合金塑性变形的影响,分析了室温下孪晶界对γ-TiAl合金纳米压痕过程中缺陷演化和力学性能的影响,比较了不同晶面下压痕过程的差异,阐述了纳米压痕过程中棱柱位错环的形成机制,本文的研究内容如下:（1）研究了室温下在（110）晶面上压头距离晶界5?、10?、15?、25?、40?的纳米压痕过程,得到了不同压头位置下的载荷-位移曲线与压痕过程中的缺陷演化行为,计算了硬度与杨氏模量,分析了不同压头位置下试件的位错线长度、势能以及温度的变化,分析发现:对于（110）晶面下试件的纳米压痕过程,其位错反应以Shockley不全位错为主,并且试样内棱柱位错环与大量层错的产生均于其有关;在压痕过程中,载荷曲线随硬度曲线下降而下降,导致硬度曲线下降的原因有:孪晶界吸收位错;棱柱位错环的产生及滑移;Shockley不全位错的急剧增加。影响硬度升高的因素有:位错与位错核之间的互相反应;孪晶界阻碍位错扩展。（2）研究了室温下在（100）晶面上在压头距离晶界5?、10?、15?、25?、40?以及压头位置在（111）面中心的纳米压痕过程,计算了硬度与杨氏模量,从位错演化的角度比较和分析了孪晶界对不同晶面下纳米压痕结果的影响机理以及晶向对γ-TiAl合金位错演化的影响,观察了（110）晶面和（111）晶面试件在纳米压痕过程中棱柱位错环的形成过程,分析发现:对于（100）晶面下不同压痕位置下的纳米压痕,孪晶界显着影响了加载过程,当压头距离晶界较近,孪晶界会在压痕初期就开始影响压痕过程;当压头距离孪晶界较远时,达到一定的压痕深度孪晶界才会开始影响压痕过程。孪晶界阻碍或吸收位错的活动均出现在所有的（100）晶面下试件的纳米压痕中;对比（100）、（111）和（110）试件下的纳米压痕过程,（111）晶面的弹性模量和硬度最大,其次是（110）,最后是（100）试件。这是因为（111）试件原子的排列方式最为紧密,结合能最大;发现在（110）晶面试件更易产生棱柱位错环;在卸载过程完成后,先产生的位错环停留在晶粒内部,后产生的位错环滑移到压头下方湮灭;总结了γ-TiAl合金中位错环成型机制:由于低层错能和FCT的特殊结构,位错在平行于密排面（111）上的棱柱面上产生和活动,随后产生由不全位错包围层错所产生的内禀层错,两两互相平行的内禀层错互相连接,最后产生棱柱位错环。
刘耀文[5]（2020）在《新型钛铝合金切削加工表面完整性研究》文中研究说明本文采用理论分析与切削加工试验相结合的方法,系统研究了γ-Ti Al合金铣削加工表面完整性,分析了在不同切削参数下表面粗糙度、表面三维形貌、显微硬度和表面缺陷的变化规律及变化机理,研究了切削力和切屑形貌随切削参数的变化规律,并建立了基于脆塑转变的临界状态模型。通过铣削加工γ-Ti Al合金单因素试验研究了切削参数对表面粗糙度、表面三维形貌、显微硬度、表面缺陷以及切削力的影响规律,综合考虑刀具寿命、加工质量及效率确定了γ-Ti Al合金铣削加工切削参数范围为:（1）精加工（0.093μm≤Ra≤0.32μm）时为vc=40～120m/min、ap=0.05～0.2mm和fz=0.005～0.02mm/z;（2）超精加工（0.006μm≤Ra≤0.117μm）时为ap<0.05mm、fz<0.005mmm/z和vc=40～120m/min。对γ-Ti Al合金塑性铣削加工进行了理论和试验研究,基于γ-Ti Al合金本身的材料特性,建立了γ-Ti Al合金塑性加工的几何模型,通过斜面切削试验确定实现γ-Ti Al合金塑性域铣削加工的临界参数为vc=120m/min、fz=0.01～0.025mm/z和ap=0.05～0.1mm,并验证了在塑性域加工方式下可以获得高质量的加工表面,最小表面粗糙度值可达到Ra=0.149μm。通过铣削加工γ-Ti Al合金全因素试验,研究了切削参数对加工表面粗糙度的影响规律。研究表明,影响γ-Ti Al合金铣削加工表面粗糙度的重要效应因素为背吃刀量和每齿进给量,其次是切削速度,而切削速度、背吃刀量和每齿进给量之间的两两交互作用对表面粗糙度的影响不显着。表面粗糙度值随着背吃刀量和每齿进给量的增加而增大,随着切削速度的增加先增大后减小。利用偏最小二乘法回归模型建立了基于切削参数的表面粗糙度的数学预测模型,通过模型的相关性分析以及F检验认为该模型具有较好的精度,能够满足表面粗糙度的一般性预测要求。基于上文的试验数据,根据“质量最优”和“生产率最优”两种不同优化目标对γ-Ti Al合金铣削过程中切削参数进行了优化,研究表明,“质量最优”的切削参数组合为vc=120m/min、fz=0.005 mm/z和ap=0.05mm,此时表面粗糙度和切削力分别为Ra=0.227μm和F=11.484N。“生产率最优”的切削参数组合为vc=120 m/min、fz=0.0097mm/z和ap=0.086mm,此时表面粗糙度、切削力和材料去除率（MRR）分别为Ra=0.2973μm、F=14.858N和MRR=0.4001cm3/min。最后对模型进行验证与分析,发现表面粗糙度和切削力误差范围为在20%以下,模型较为准确。
陈光,陈奉锐,祁志祥,冯辰铭,曹月德,许昊,郑功[6]（2019）在《聚片孪生TiAl单晶及其应用展望》文中研究指明简要回顾了TiAl金属间化合物的研究历程,在TiAl单晶研究的基础上,重点介绍了新型高温高性能聚片孪生（polysynthetically twinned,简称PST）TiAl单晶理论、技术与性能等方面的突破性进展,并分析了尚待开展的主要研究工作,展望了其在航空发动机叶片上的应用前景。
袁勤[7]（2019）在《新型钛铝合金切削加工机理研究》文中进行了进一步梳理深入掌握切削加工机理是提高加工效率及加工质量的基础。目前,国内外学者对钛铝合金切削加工机理的研究尚处于起步阶段,缺乏系统深入的研究。本文采用理论分析与切削加工试验相结合的方法,系统研究了γ-TiAl合金切削加工机理,能为钛铝合金切削加工过程的工艺参数优化、加工质量的保证、刀具寿命的延长提供理论基础。研究了切削参数对刀具寿命、表面质量、切削力的影响规律,确定了车削γ-TiAl合金切削参数的大致范围。综合考虑刀具寿命、加工质量及效率,粗加工、半精加工较优的范围是:切削速度约50m/min、进给量≦0.1mm/r、背吃刀量0.2-0.3mm;精加工较优的范围是:切削速度约50m/min、背吃刀量≦0.2mm、进给量约0.02mm/r。研究了YG8硬质合金刀具在不同切削参数下的失效形式及机理。结果表明:车削γ-TiAl合金主要有磨损和破损两种失效形式;刀具磨损以粘结磨损为主,同时会有一定程度的扩散磨损和氧化磨损,氧化磨损和扩散磨损会随着切削参数的提高而加重,导致刀具寿命降低;切削参数过大会导致刀具在切削极短时间内发生破损,同时刀具磨损也会导致刀具在稳定切削一段时间后发生破损。研究了γ-TiAl合金切屑形成及表面质量。对切屑和已加工表面进行了观察,结果表明:切屑自由端有明显的层片滑出现象,同时随着背吃刀量和进给量的降低,切屑由碎断状切屑过渡到近带状切屑,再演化为带状切屑,形成带状切屑时,可获得无凹坑及裂纹的表面。基于切屑自由端的层片滑出现象,并结合γ-TiAl合金的力学性质和微观组织结构,建立了切屑形成过程模型,同时初步揭示了切屑形成机理,并探讨了切屑形态与工件已加工表面形貌之间的关系。研究了后刀面平均磨损量、切削速度、背吃刀量及进给量对车削力的影响规律,发现切削力与背吃刀量、进给量近似呈线性关系,切削速度对切削力的影响不大,随着后刀面平均磨损量的增大,切削力会明显增大。并从车削过程中车刀几何形状和实际受力情况出发,考虑刀具后刀面磨损对切削力的影响,建立了基于刀具磨损的γ-TiAl合金车削力模型,通过实验确定了模型系数,最后对车削力模型进行验证与分析。验证结果表明:实验值和模型预测值相对误差均在20%以下,且大部分相对误差分布在12%以下,所建模型能较好的反映切削力的变化情况。
丁洁[8]（2018）在《高铌TiAl合金低周疲劳行为和组织演变的研究》文中研究表明高铌TiAl合金的密度低,具有优异的高温强度、抗氧化性和抗蠕变性能,是航空航天等领域最具有应用前景的轻质高温结构材料。经过多年研究的积累,目前对高铌TiAl合金的成分设计、组织调控、加工成形以及常规的力学性能方面已经基本掌握,但对于其高温疲劳变形的微观力学行为和变形机理方面的研究还相对缺乏,此外,对于提高高铌TiAl合金综合力学性能的方法的研究还不够广泛和全面,现阶段主要是通过调控成分和组织或者通过制备具有择优取向的多孪晶合成晶体（PST）的方法提高高铌TiAl合金的性能。基于上述研究背景,本文结合了扫描电镜、透射电镜和同步辐射高能X射线的测试方法,以全片层组织和双态组织的高铌TiAl合金为研究对象,研究了其高温低周疲劳变形行为、变形机理以及断裂方式。以双态组织的高铌TiAl合金为研究对象,通过预扭转变形引入梯度组织,成功提高了高铌TiAl合金高温力学性能。在此基础上,通过透射电镜和同步辐射技术的结合,揭示了预扭转变形对高铌TiAl合金组织和微观力学行为的影响以及梯度组织提高高铌TiAl合金力学性能的机制。高铌TiAl合金低周疲劳变形行为的研究表明:具有不同组织的高铌TiAl合金,其循环应力-应变响应行为也不同。具有全片层组织的高铌TiAl合金有三种循环应力应变响应方式,分别为循环稳定、循环软化和循环硬化响应。具有双态组织的高铌TiAl合金有两种循环应力应变响应方式,分别为循环稳定和循环软化响应。高温低周疲劳变形机制的研究表明,在全片层组织的高铌TiAl合金低周疲劳变形中,γ相在循环变形的初始阶段承受压应变/应力,在循环变形的稳定阶段和软化阶段承受拉应变/应力;α2相在循环变形中承担应变/应力的情况与γ相承受应变/应力的情况相反,这主要和变形过程中应力在γ/α2片层组织的配分有关;ωo相在循环变形中始终承受拉应变/应力。在高铌TiAl合金低周疲劳变形过程中组织演变主要是发生了一系列相变和Y相的再结晶。其中,ωo相在循环变形的初始阶段由α2片层生成,符合取向关系<1120>α2//<0001>ωo;{0002}α2//{1120}ωo和取向关系:<0001>α2//<1120>ωo;{1120}α2//{0002}ωo。随着变形的进行ωo。相长大并逐渐偏离与母相α2片层的取向关系。预扭转变形对高铌TiAl合金力学性能的影响方面的研究结果表明,预扭转变形引入梯度孪晶组织这一方法,可以同时提高高铌TiAl合金的高温拉伸强度和塑性。二次锻造的高铌TiAl合金在850℃拉伸的屈服强度是395MPa,抗拉强度是494MPa,预扭转180°后的试样屈服强度提高到了 450MPa,抗拉强度提高到557MPa;预扭转360°后的屈服强度提高到了 475MPa,抗拉强度提高到592MPa。高铌TiAl合金在850°C拉伸的延伸率由二次锻造合金的4.6%,通过预扭转180°后提高到了 28%,预扭转360°后提高到了 47%。强度的提高是由于在扭转变形过程中生成的孪晶结构,塑性的提高主要与在孪晶-孪晶交界处发生的γ相的再结晶以及梯度组织在拉伸变形中的应力配分有关。高铌TiAl合金中主要承受塑性变形的γ相中存在越大的压应变/应力,合金的性能提高得越多。对高铌TiAl合金断裂方式的研究结果表明,全片层组织和双态组织的高铌TiAl合金在850℃低周疲劳变形时,裂纹都是在试样表面萌生的。不同组织的高铌TiAl合金其断裂方式不同。具有全片层组织的高铌TiAl合金,在相对较低的应变量变形时,主要是以穿片层断裂为主;在相对中等的应变量变形时,是穿片层断裂和沿片层断裂的混合断裂;在相对较高的应变量变形时,主要是以沿片层断裂为主的断裂模式。双态组织的高铌TiAl合金,在850℃低周疲劳变形的断裂模式是准解理断裂模式。此外,在疲劳试样的断口表面有大量的二次裂纹存在,其产生的原因是由于在γ相和α2相中的应力不仅方向相反,而且数值相差也非常大造成的。根据以上四部分工作的研究结果和认识,本工作初步建立了高铌TiAl合金在850℃低周疲劳变形过程中微观应力-显微组织-宏观性能之间的关系,并提出了通过预变形引入梯度组织提高高铌TiAl合金综合力学性能的方法,为得到性能更加优异的TiAl合金的设计和优化提供了实验依据和新的思路。
罗媛媛[9]（2015）在《β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究》文中研究说明TiAl金属间化合物因其具有密度低、熔点高、高温蠕变性能及抗高温氧化性能优异等优点,在近三十年内得到世界各国研究者的广泛关注,成为飞行器发动机的最佳候选材料之一。然而由于其本征脆性,导致该类合金在热塑性加工方面存在颇多问题。一般来说,通过合金化,热处理和热机械加工（如等温锻造,热挤压和轧制等）方式可以获得具有细小片层和良好塑性的TiAl合金。最近,通过添加Mo、W、Nb、V等β稳定元素制备的β型-TiAl合金,由于具有优异的高温变形能力和机加工能力,成为国际上研究的热点之一。本文以新型TiAl合金（Ta-TiAl）为研究对象,基于耗散结构理论,构造该合金的热加工图,分析合金的高温变形行为和变形机制。应用损伤力学理论,研究分析合金在高温变形过程中的开裂机理,从而成功地解决了TiAl合金的挤压开坯开裂的难题,制备出外观完整的大尺寸新型TiAl合金棒材。此外,本文还系统地研究了不同的热处理工艺对新型β型TiAl合金显微组织和显微硬度的影响规律;利用相变细化原理研究循环热处理对显微组织的影响,探讨了显微组织与拉伸性能之间的关系,分析了不同显微组织的断裂机制,其主要研究结果如下:基于合金高温变形的流动应力-应变数据,揭示了合金的高温变形行为与变形温度和应变速率之间的关系,构建了考虑峰值应力的新合金的本构方程。采用动态材料模型,绘制了新型TiAl合金热在应变为0.2与0.6时的加工图,优化了合金的加工窗口,制备出优良的合金锻饼。借助组织观察分析手段,系统分析了合金的高温塑性变形时,动态再结晶的微观机制和影响因素。研究发现该合金的热变形应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低。合金的热变形组织强烈依赖于变形量、变形速率和温度。热变形加工过程中,出现了两种类型的动态再结晶（连续动态再结晶与不连续动态再结晶）。而动态再结晶的类型与应变速率,变形温度等变形参数密切相关。基于热加工图和组织优化控制的考虑,加工参数为:变形温度1200℃左右,应变速率小于0.5s-1,合金的初次变形量低于50%。通过热压缩试验,本文研究了新型TiAl合金的开裂形式和开裂机制。研究结果表明,新型TiAl合金的表面宏观裂纹主要由45°剪切开裂和纵向自由表面开裂裂纹两种形貌组成,且随着热加工变形过程中,变形温度的降低、应变速率和变形程度的增加,合金的宏观开裂程度增多。裂纹容易于片层间形核,在垂直于压缩方向的方向起裂,并且倾向于γ/γ沿着片层晶团的晶界或者沿着γ/α2晶粒的γ片晶界边,以“Z”形扩展。合金在高应变速率下变形,形变孪晶的界面成为形核与扩展的主要位置。同时基于最大应力与微观组织的影响,建立了该合金的热变形开裂准则,达到阀值时,合金高温变形易开裂。利用大规格棒材挤压试验,研究了挤压后合金在不同退火温度、保温时间以及冷却方式的显微组织的演变规律及硬度值的变化。研究发现Ta的添加有利于油冷组织中块状相的析出,在后续的热处理中可利用块状相进行组织细化。研究拉伸性能时发现,近层片组织的室温拉伸强度可达到846MPa,延伸率约为2.16%,与同类合金相比,延伸率接近最优值,并且其拉伸塑性高于全片层组织的。两类组织的断口基本都呈沿层断裂与穿层断裂的混合方式。近片层组织的拉伸裂纹由于晶界β的存在,在扩展过程中易分叉。而全片层组织的拉伸裂纹则更易扩展,且全片层组织中的裂纹扩展方向与不同晶团的片层位向有关。利用三步短时循环热处理研究合金的片层组织的演化规律,研究发现循环温度、时间、循环次数对合金显微组织的细化作用。研究发现γ/α2片层晶团体积分数与热处理温度呈一定比例;随着循环次数的增加,片层组织的细化程度逐渐加剧,且片层特征明显;保温时间影响合金α2/γ片层晶团的体积比,时间越长片层晶团析出越多。短时多次循环对合金的细化作用明显。组织经过循环热处理后,室温拉伸塑性得到明显提高。断口分析发现:细化组织后的合金样品断口呈穿层和沿层混合断裂方式。裂纹扩展时,以“Z”形剪切带穿层扩展,这与晶体的滑移方向有关。显微组织中裂纹扩展方向与片层晶团晶界平行时,裂纹会沿着晶界继续扩展;而与裂纹扩展方向垂直或倾斜一大角度时,裂纹一般会停止从而形成分叉,通过增加剪切带的数量和尺寸来提高塑性变形损耗能。
苏继龙,连兴峰[10]（2015）在《γ-TiAl基合金弹性和塑性尺度效应所对应内在特征尺寸的关系》文中指出将近片层γ-TiAl基合金视为以等轴γ颗粒为夹杂、多孪晶PST单晶组分为微极基体的复合材料,运用微极理论研究与其等效弹性性能尺度效应对应的材料特征尺度lm和塑性流动行为尺度效应对应的材料特征尺度lp之间的关联。结果表明:相对于硬相的PST组分基体,软相等轴γ颗粒夹杂直径d与微极基体的材料内在的弹性特征尺度lm和塑性特征尺度lp相当时,夹杂尺寸将对合金材料的等效弹性模量和塑性流动行为产生一定的影响;合金材料的弹性模量随着夹杂颗粒尺寸的减小而增大,夹杂颗粒越小,合金材料的塑性流动硬化特征越明显。γ-TiAl基合金中与弹性性能尺度相对应的材料特征尺度lm与塑性行为尺度效应所对应的内在材料特征尺度lp相等,并与γ-Al合金复合材料基体组分中PST颗粒的尺寸大小一致。
二、全片层(PST)_γ-TiAl基合金单轴拉伸塑性分析（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、全片层(PST)_γ-TiAl基合金单轴拉伸塑性分析（论文提纲范文）
（1）气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的相图与晶体结构 |
| 1.2.2 TiAl合金的相转变与显微组织 |
| 1.2.3 β凝固TiAl合金 |
| 1.3 SPS制备技术研究现状 |
| 1.3.1 SPS技术概述 |
| 1.3.2 SPS烧结致密化机理 |
| 1.3.3 SPS制备TiAl合金的组织与性能 |
| 1.4 TiAl预合金粉末的制备及其显微组织结构 |
| 1.4.1 气雾化法 |
| 1.4.2 快速凝固TiAl预合金粉末的组织与相结构 |
| 1.5 合金元素对TiAl合金显微组织与性能的影响 |
| 1.5.1 V元素的影响 |
| 1.5.2 Y元素对TiAl合金显微组织和性能的影响 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 材料制备方法 |
| 2.1.1 粉末制备 |
| 2.1.2 放电等离子烧结 |
| 2.2 显微组织结构与成分分析 |
| 2.2.1 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.2.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.4 透射电子显微(TEM)分析 |
| 2.2.5 差热扫描量热法(DSC)分析 |
| 2.2.6 三维x射线显微镜(3D-CT)分析 |
| 2.2.7 电子探针显微分析(EPMA) |
| 2.3 力学性能测试方法 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 第3章 气雾化β凝固TiAl合金粉末显微组织与相结构 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织 |
| 3.2.1 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的表面形貌 |
| 3.2.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的凝固显微组织与相成分 |
| 3.3 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末的相结构 |
| 3.3.1 大尺寸粉末 |
| 3.3.2 中小尺寸粉末 |
| 3.3.3 不同尺寸粉末的相结构演变规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末SPS致密化机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化过程的三维重构 |
| 4.2.1 致密化前粉末的三维重构 |
| 4.2.2 烧结温度对烧结体三维结构及致密度的影响 |
| 4.3 Ti-43Al-9V-0.3Y合金致密化过程的显微组织演变 |
| 4.3.1 粉末致密化过程的组织演变规律 |
| 4.3.2 SPS烧结颈的显微组织与相结构 |
| 4.3.3 SPS烧结颈相结构形成机制 |
| 4.4 放电等离子烧结PPBs的形成机制与消除方法 |
| 4.4.1 PPBs的显微组织与相结构 |
| 4.4.2 PPBs的消除方法与组织均匀化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金显微组织演变及力学性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.1 放电等离子烧结工艺及氧含量 |
| 5.2.2 双态组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.3 近片层组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.3 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的室温力学性能 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 双态组织合金室温拉伸变形与强化机制 |
| 5.4 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温力学性能 |
| 5.4.1 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温拉伸性能 |
| 5.4.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金高温拉伸变形机制 |
| 5.5 过量Y添加对SPS制备TiAl合金组织与力学性能的影响 |
| 5.5.1 烧结温度对高Y添加TiAl合金显微组织的影响 |
| 5.5.2 SPS制备高Y含量TiAl合金组织演变规律 |
| 5.5.3 SPS制备高Y含量TiAl合金的室温力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的创新性成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）Cr掺杂改善TiAl合金抗氧化性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 TiAl基合金 |
| 1.2.1 TiAl二元合金 |
| 1.2.2 TiAl合金组织结构 |
| 1.3 国内外研究现状及分析 |
| 1.3.1 国外研究现状 |
| 1.3.2 国内研究现状 |
| 1.4 TiAl合金的氧化 |
| 1.4.1 TiAl合金的氧化过程 |
| 1.4.2 TiAl合金抗氧化研究 |
| 1.5 本文研究思路和研究内容 |
| 第2章 计算方法和理论基础 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.2 Kohn-Sham定理 |
| 2.2.3 交换关联函数 |
| 2.2.4 自洽场计算 |
| 2.3 本文使用软件包简介 |
| 第3章 Ti-Al二元合金基本相的性能 |
| 3.1 简介 |
| 3.2 计算方法和构型 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 几何结构和性质 |
| 3.3.2 力学性质 |
| 3.3.3 电子性质 |
| 3.3.4 德拜温度及热导率 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 γ-TiAl的氧化机理研究 |
| 4.1 简介 |
| 4.2 计算方法和构型 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 吸附结构和吸附能 |
| 4.3.2 过渡态搜索 |
| 4.3.3 表面Cr掺杂 |
| 4.3.4 电子性质 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 体相Cr掺杂浓度对γ-TiAl抗氧化性的影响 |
| 5.1 简介 |
| 5.2 计算方法和构型 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Cr原子掺杂对γ-TiAl合金稳定性的影响 |
| 5.3.2 间隙O原子的形成能 |
| 5.3.3 Ti、Al空位的形成能 |
| 5.3.4 电子性质 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 本论文的创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术成果和参加的科研项目 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 引言 |
| 1.1 γ-TiAl金属间化合物简介 |
| 1.1.1 γ-TiAl合金的结构组成及特点 |
| 1.1.2 γ-TiAl合金的发展概况 |
| 1.1.3 γ-TiAl合金的组织及力学性能 |
| 1.1.4 γ-TiAl合金的应用和面临的挑战 |
| 1.2 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料 |
| 1.2.1 SiC纤维 |
| 1.2.2 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的界面研究 |
| 1.2.4 SiC_f/γ-TiAl基复合材料的国内外研究进展 |
| 1.3 SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料目前所面临的问题 |
| 1.4 真空吸铸法 |
| 1.3.1 真空吸铸法简介 |
| 1.3.2 真空吸铸法制备γ-TiAl合金 |
| 1.5 本文研究意义和内容 |
| 第2章 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备与测试表征方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基体合金 |
| 2.1.2 SiC纤维增强体 |
| 2.2 SiC_f/γ-TiAl复合材料制备流程 |
| 2.2.1 模具设计及纤维固定 |
| 2.2.2 真空吸铸复合材料成型过程 |
| 2.4 显微组织以及元素扩散表征 |
| 2.5 界面反应产物分析 |
| 2.6 热处理及热暴露实验 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 拉伸测试 |
| 2.7.2 蠕变测试 |
| 第3章 SiC_f/γ-TiAl复合材料界面反应和热稳定性研究 |
| 3.1 制备态SiC(C)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.1.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.1.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.2 800℃热暴露过程SiC(C)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.3 SiC(C)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.4 制备态SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面元素扩散及产物生成过程 |
| 3.4.1 界面反应层形貌及界面元素分布 |
| 3.4.2 界面产物形貌及生成过程 |
| 3.5 800℃热暴露过程SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl界面产物的生成和长大规律 |
| 3.6 SiC(C/Ti)_f/γ-TiAl复合材料界面热稳定性 |
| 3.7 两种复合材料界面反应层随温度变化规律 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能及断裂行为研究 |
| 4.1 制备态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.2 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料理论强度估算 |
| 4.3 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料室温拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.4 制备态SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃拉伸断口及断裂过程分析 |
| 4.5 热等静压态γ-TiAl基体合金及SiC_f/γ-TiAl复合材料拉伸性能 |
| 4.6 热等静压态SiC_f/γ-TiAl复合材料室、高温断口形貌及断裂过程 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 SiC_f/γ-TiAl复合材料800℃蠕变性能研究 |
| 5.1 真空吸铸法制备γ-TiAl合金及其复合材料800℃蠕变性能 |
| 5.2 蠕变速率及应力指数 |
| 5.3 蠕变断口分析 |
| 5.4 蠕变断裂过程分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文和取得的其他研究成果 |
（4）孪晶界对γ-TiAl塑性变形和力学性能影响的纳米压痕模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 TiAl合金在实验和模拟方面的研究现状 |
| 1.2.1 γ-TiAl合金的结构 |
| 1.2.2 基于实验方法研究TiAl合金的力学性能 |
| 1.2.3 基于分子动力学方法研究TiAl合金的力学性能 |
| 1.3 国内外纳米压痕研究现状 |
| 1.3.1 其他材料的纳米压痕研究 |
| 1.3.2 TiAl合金的纳米压痕研究 |
| 1.4 晶体中棱柱位错环形成机制 |
| 1.5 本文研究的目的、意义和内容安排 |
| 第2章 纳米压痕方法介绍 |
| 2.1 纳米压痕原理 |
| 2.2 纳米压痕的分子动力学参数设置 |
| 2.2.1 边界条件 |
| 2.2.2 势函数 |
| 2.2.3 控温方法 |
| 2.2.4 积分算法及步长 |
| 2.2.5 压痕速度与最大压痕深度 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 (110)晶面上压头距孪晶界的距离对γ-TiAl力学行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模型建立 |
| 3.3 缺陷演化及其载荷、硬度和位错长度曲线曲线分析 |
| 3.3.1 L=5?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 3.3.2 L=10?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 3.3.3 L=15?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 3.3.4 L=25?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 3.3.5 L=40?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 能量与温度分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 (100)和(111)晶面上压头距孪晶界的距离对γ-TiAl力学行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 (100)和(111)面试件模型的建立 |
| 4.2.1 (100)面试件模型建立 |
| 4.2.2 (111)面试件模型建立 |
| 4.3 (100)晶面缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.3.1 L=5?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.3.2 L=10?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.3.3 L=15?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.3.4 L=25?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.3.5 L=40?时试件的缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.4 (111)晶面缺陷演化及其曲线分析 |
| 4.5 力学性能分析 |
| 4.6 (100)晶面与(111)晶面能量与温度分析 |
| 4.7 孪晶界和晶向对(100)、(110)、(111)晶面纳米压痕位错演化的影响分析 |
| 4.8 (110)和(111)晶面下位错环成型机制探讨 |
| 4.9 小结 |
| 总结与展望 |
| 本文总结 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（5）新型钛铝合金切削加工表面完整性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景与意义 |
| 1.2 钛铝合金的性能及研究进展 |
| 1.2.1 钛铝合金的发展与存在问题 |
| 1.2.2 γ-Ti Al合金的分类与性能 |
| 1.3 钛铝合金切削加工表面完整性研究现状 |
| 1.3.1 γ-Ti Al合金铣削加工表面形成机理 |
| 1.3.2 γ-Ti Al合金铣削加工表面完整性 |
| 1.3.3 γ-Ti Al合金铣削加工表层微观组织与显微硬度 |
| 1.3.4 硬脆材料塑性域加工研究现状 |
| 1.4 课题来源和主要内容 |
| 1.4.1 课题来源 |
| 1.4.2 论文的主要内容 |
| 2 γ-TiAl合金铣削加工表面完整性研究 |
| 2.1 试验设计 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 实验条件及过程 |
| 2.1.3 实验方案 |
| 2.2 试验结果分析 |
| 2.2.1 切削力分析 |
| 2.2.2 表面形貌 |
| 2.2.3 表面缺陷 |
| 2.2.4 塑性变形与加工硬化 |
| 2.2.5 本章小结 |
| 3 γ-TiAl合金铣削加工脆塑转变临界状态模型 |
| 3.1 γ-TiAl合金铣削加工脆塑转变临界状态模型的建立 |
| 3.1.1 铣削侧面 |
| 3.1.2 铣削底面 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.2.1 斜面铣削原理图 |
| 3.2.2 铣削参数的确定 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 不同切削参数组合下的表面粗糙度值 |
| 3.3.2 不同切削深度下的已加工表面形貌 |
| 3.3.3 不同切削深度下的切削力变化 |
| 3.3.4 不同每齿进给量和切削速度组合下的临界切削深度的确定 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 γ-TiAl合金铣削加工表面粗糙度研究 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.2 试验结果与分析 |
| 4.2.1 正交实验结果 |
| 4.2.2 影响轮廓算术平均偏差R_a的重要效应因素 |
| 4.2.3 影响区域算术平均偏差S_a的重要效应因素 |
| 4.2.4 影响铣削力的重要效应因素 |
| 4.2.5 γ-TiAl表面粗糙度的回归经验模型 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 γ-TiAl合金铣削加工切削参数的优化研究 |
| 5.1 基于切削参数的响应曲面预测模型 |
| 5.1.1 响应曲面分析法模型结构 |
| 5.1.2 响应曲面法预测模型 |
| 5.2 期望函数法优化模型 |
| 5.2.1 期望函数法模型 |
| 5.2.2 利于期望函数法进行模型优化 |
| 5.2.3 模型验证 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 本文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（6）聚片孪生TiAl单晶及其应用展望（论文提纲范文）
| 引言 |
| 1 TiAl金属间化合物研究历程简要回顾 |
| 2 PST TiAl单晶 |
| 2.1 PST TiAl晶体 |
| 2.2 TiAl单晶制备研究回顾 |
| 2.3 高温高性能聚片孪生TiAl单晶 |
| 2.4 聚片孪生TiAl单晶尚待开展的工作 |
| 3 新型高温高性能聚片孪生TiAl单晶在航空发动机叶片上的应用展望 |
（7）新型钛铝合金切削加工机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景与意义 |
| 1.2 钛铝合金的研究进展 |
| 1.2.1 钛铝合金分类 |
| 1.2.2 γ-TiAl合金发展历程及主要问题 |
| 1.2.3 γ-TiAl合金新成形技术研究现状 |
| 1.3 钛铝合金切削加工的研究现状 |
| 1.3.1 刀具磨损及破损的研究 |
| 1.3.2 切屑形成过程及机理研究 |
| 1.3.3 γ-TiAl合金表面完整性研究 |
| 1.3.4 γ-TiAl合金切削力研究 |
| 1.4 课题来源和主要内容 |
| 1.4.1 课题来源 |
| 1.4.2 论文的主要内容 |
| 2 γ-TiAl合金车削试验研究 |
| 2.1 试验设计 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试验刀具 |
| 2.1.3 试验设备 |
| 2.1.4 车削试验方案 |
| 2.2 试验结果分析 |
| 2.2.1 切削力分析 |
| 2.2.2 刀具寿命分析 |
| 2.2.3 表面质量分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 硬质合金刀具车削γ-TiAl合金失效研究 |
| 3.1 实验方案 |
| 3.2 刀具磨损形貌及机理 |
| 3.2.1 切削速度对刀具磨损机理的影响 |
| 3.2.2 背吃刀量对刀具磨损机理的影响 |
| 3.3 刀具破损形貌及机理 |
| 3.3.1 早期刀具破损形貌及机理 |
| 3.3.2 后期刀具破损形貌及机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 γ-TiAl合金切屑形成及表面质量研究 |
| 4.1切屑的获取实验 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方案 |
| 4.2 切屑形态分析 |
| 4.2.1 切屑分类 |
| 4.2.2 γ-TiAl合金切屑微观形态 |
| 4.2.3 γ-TiAl切屑宏观形态 |
| 4.3 γ-TiAl合金切屑形成模型 |
| 4.3.1 切屑形成过程模型 |
| 4.3.2 切屑形成机理模型 |
| 4.3.3 不同形态切屑形成的力学条件 |
| 4.3.4 切屑形态特征分析 |
| 4.4 切屑形成与表面质量的联系 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 基于刀具磨损的γ-TiAl合金车削力研究 |
| 5.1 γ-TiAl 合金车削力的影响因素研究 |
| 5.1.1 试验方案 |
| 5.1.2 结果分析 |
| 5.2 基于刀具磨损的γ-TiAl合金车削力模型 |
| 5.2.1 切削力分析 |
| 5.2.2 前刀面切削力模型 |
| 5.2.3 后刀面磨损作用力模型 |
| 5.2.4 前刀面切削力和后刀面磨损作用力的合力 |
| 5.3 车削力模型系数的求解 |
| 5.3.1 实验设计 |
| 5.3.2 前刀面切削力模型系数求解 |
| 5.3.3 后刀面磨损作用力模型系数求解 |
| 5.4 车削力预测模型的验证 |
| 5.4.1 验证实验方案 |
| 5.4.2 切削力预测与实验结果对比分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 本文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（8）高铌TiAl合金低周疲劳行为和组织演变的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TiAl金属间化合物概述 |
| 2.1.1 金属间化合物的发展 |
| 2.1.2 普通TiAl合金的发展 |
| 2.1.3 高铌TiAl合金的发展 |
| 2.2 高铌TiAl合金的相结构及显微组织 |
| 2.2.1 高铌TiAl合金中的常见相 |
| 2.2.2 高铌TiAl合金的显微组织 |
| 2.3 TiAl合金的相关力学性能研究现状 |
| 2.3.1 拉伸性能 |
| 2.3.2 疲劳性能 |
| 2.4 高铌TiAl合金的相关力学性能研究现状 |
| 2.4.1 拉伸性能 |
| 2.4.2 疲劳性能 |
| 2.4.3 扭转性能 |
| 3 研究内容及实验方案 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.2.1 实验材料的成分和制备 |
| 3.2.2 热处理方法 |
| 3.2.3 高温拉伸性能测试 |
| 3.2.4 低周疲劳性能测试 |
| 3.2.5 高温扭转性能测试 |
| 3.2.6 显微组织表征 |
| 3.2.7 基于相的微观应变/应力配分表征 |
| 4 高铌TiAl合金的拉伸及低周疲劳变形行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 高铌TiAl合金的拉伸 |
| 4.2.1 拉伸曲线 |
| 4.2.2 断口形貌及断口附近组织观察 |
| 4.3 宏观循环应力-应变响应行为 |
| 4.3.1 全片层组织 |
| 4.3.2 双态组织 |
| 4.4 微观应变/应力配分 |
| 4.5 小结 |
| 5 高铌TiAl合金低周疲劳变形的组织演变 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 具有全片层组织的高铌TiAl合金的低周疲劳变形 |
| 5.2.1 低周疲劳变形过程中的相变 |
| 5.2.2 不同循环响应阶段的亚结构组态演变 |
| 5.2.3 循环变形过程中片层团尺寸细化的机制 |
| 5.3 具有双态组织的高铌TiAl合金的低周疲劳变形 |
| 5.3.1 不同应变量条件下循环变形合金的组织演变 |
| 5.3.2 不同应变量条件下循环变形合金的亚结构组态演变 |
| 5.3.3 不同应变量条件下循环变形合金的组织变形程度的演变 |
| 5.4 小结 |
| 6 高铌TiAl合金低周疲劳变形的断裂机制 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 高温下疲劳裂纹的萌生规律 |
| 6.2.1 全片层组织 |
| 6.2.2 双态组织 |
| 6.3 高温下疲劳裂纹的扩展规律 |
| 6.3.1 全片层组织 |
| 6.3.2 双态组织 |
| 6.4 小结 |
| 7 预扭转变形对高铌TiAl合金力学性能的影响 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 高温扭转变形行为 |
| 7.3 高温扭转变形的组织演变 |
| 7.4 高温预扭转-拉伸性能 |
| 7.5 高温预扭转变形对拉伸性能的影响 |
| 7.5.1 微观应变/应力方面的影响 |
| 7.5.2 相变和亚结构的影响 |
| 7.6 小结 |
| 8 结论及工作展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 工作展望 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiAl合金的发展与应用概况 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展及分类 |
| 1.2.2 合金的晶体结构与显微组织 |
| 1.2.3 β 型 γ-TiAl合金的特点与应用 |
| 1.3 TiAl合金的热加工技术与应用研究现状 |
| 1.3.1 TiAl合金锻造 |
| 1.3.2 TiAl合金挤压 |
| 1.3.3 TiAl合金板材轧制成形 |
| 1.4 TiAl合金热变形的数学模型描述 |
| 1.4.1 TiAl合金本构方程描述 |
| 1.4.2 TiAl合金热加工图描述 |
| 1.5 TiAl合金变形特征及机理的研究现状 |
| 1.6 β 型 γ-TiAl合金的工艺-组织-性能关系研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景与意义 |
| 1.8 本文的主要研究内容和研究思路 |
| 1.8.1 本文的主要研究内容 |
| 1.8.2 本文的主要研究思路 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 TiAl合金材料的制备 |
| 2.2.1 铸锭制备 |
| 2.2.2 包套挤压 |
| 2.3 等温氧化性实验 |
| 2.4 热压缩实验 |
| 2.5 热处理实验 |
| 2.6 TiAl基合金的性能测试 |
| 2.6.1 拉伸性能测试 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.7 TiAl基合金的组织结构分析 |
| 2.7.1 差式扫描热分析 |
| 2.7.2 X射线衍射分析 |
| 2.7.3 金相显微组织观察 |
| 2.7.4 扫描电镜组织观察 |
| 2.7.5 透射电镜组织观察 |
| 第3章 铸态合金高温特性与变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金组织结构与高温氧化性 |
| 3.2.1 合金制备及铸态组织特征分析 |
| 3.2.2 合金高温氧化行为 |
| 3.3 粗片层晶合金的高温塑性变形行为 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线及其特征分析 |
| 3.3.2 应变速率与变形温度对高温塑性流变应力的影响 |
| 3.4 热压缩流变行为的本构关系及变形激活能 |
| 3.5 粗片层晶合金在热塑性流变过程中的组织演变 |
| 3.5.1 变形量对变形组织的影响 |
| 3.5.2 变形温度对变形组织的影响 |
| 3.5.3 变形速率对变形组织的影响 |
| 3.6 高温变形中的塑性变形与动态软化行为 |
| 3.7 合金的热加工图及热变形工艺的优化 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 合金热变形损伤及开裂机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金热变形开裂形式及机制研究 |
| 4.2.1 合金热变形开裂形式 |
| 4.2.2 合金热变形开裂机制 |
| 4.3 热变形参数对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.1 变形温度对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.2 应变速率对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.3 变形量对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.4 裂纹形核及裂纹扩展微观机理研究 |
| 4.5 合金热变形开裂准则 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 挤压态合金的组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金的挤压后组织 |
| 5.2.1 合金的开坯挤压温度选择及验证 |
| 5.2.2 合金加工态微观组织 |
| 5.3 热处理对细片层合金的显微组织和硬度的影响 |
| 5.3.1 温度对合金组织与硬度的影响 |
| 5.3.2 冷却方式对组织与硬度的影响 |
| 5.3.3 热处理时间对组织与硬度的影响 |
| 5.3.4 油冷组织中的块状相 |
| 5.4 近片层与全片层合金的力学性能与断裂机制 |
| 5.4.1 近片层与全片层组织的拉伸性能 |
| 5.4.2 室温与高温断口形貌 |
| 5.4.3 近片层与全片层组织断裂形式 |
| 5.4.4 合金的断裂机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 循环热处理对片层组织的细化及断裂的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 预处理的显微组织及晶粒长大 |
| 6.2.1 预处理的显微组织 |
| 6.2.2 预处理过程中合金的晶粒长大热力学及动力学 |
| 6.3 循环热处理 |
| 6.3.1 循环温度对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.3.2 循环次数对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.3.3 循环时间对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.4 循环热处理中的形核长大机理 |
| 6.5 热处理对细片层合金的性能及断裂的影响 |
| 6.5.1 循环前与循环后的合金拉伸性能 |
| 6.5.2 循环处理样品的拉伸断口 |
| 6.5.3 拉伸断裂机理 |
| 6.6 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）γ-TiAl基合金弹性和塑性尺度效应所对应内在特征尺寸的关系（论文提纲范文）
| 1 微极材料等效宏观力学性能预测模型 |
| 1.1 微极材料的宏细观性能的过渡方法 |
| 1.2 γ-Ti Al 基合金的等效弹性性能的尺寸影响 |
| 2 合金的塑性流动尺度效应 |
| 2.1 微极基体中的应力场 |
| 2.2 软相 γ 颗粒夹杂 Ti Al 合金塑性流动的尺度效应 |
| 3 结论 |
四、全片层(PST)_γ-TiAl基合金单轴拉伸塑性分析（论文参考文献）
- [1]气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究[D]. 谷旭. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [2]Cr掺杂改善TiAl合金抗氧化性能的第一性原理研究[D]. 戴锐. 山东大学, 2021(09)
- [3]真空吸铸法制备SiCf/γ-TiAl复合材料界面反应及力学性能研究[D]. 沈莹莹. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]孪晶界对γ-TiAl塑性变形和力学性能影响的纳米压痕模拟研究[D]. 杨星. 兰州理工大学, 2020(12)
- [5]新型钛铝合金切削加工表面完整性研究[D]. 刘耀文. 南京理工大学, 2020(01)
- [6]聚片孪生TiAl单晶及其应用展望[J]. 陈光,陈奉锐,祁志祥,冯辰铭,曹月德,许昊,郑功. 振动.测试与诊断, 2019(05)
- [7]新型钛铝合金切削加工机理研究[D]. 袁勤. 南京理工大学, 2019(06)
- [8]高铌TiAl合金低周疲劳行为和组织演变的研究[D]. 丁洁. 北京科技大学, 2018(07)
- [9]β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究[D]. 罗媛媛. 西北工业大学, 2015(01)
- [10]γ-TiAl基合金弹性和塑性尺度效应所对应内在特征尺寸的关系[J]. 苏继龙,连兴峰. 中国有色金属学报, 2015(02)