一、TC11钛合金的高温蠕变实验研究（论文文献综述）
孙永刚[1]（2021）在《TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控》文中进行了进一步梳理颗粒增强钛基复合材料（PRTMCs）具有高比强、高蠕变抗性、耐高温等优点,是实现航空发动机系统结构轻量化的关键备选材料。传统熔铸法制备的复合材料由于晶粒粗大,变形抗力大等原因不利于大规模应用,热加工技术近年来成为改善钛基复合材料（TMCs）组织与性能的有效手段。本文采用原位自生法制备了低体积分数TiB短纤维（TiBw）增强的TMCs,通过等温多向锻造变形技术（IMDF）获得了超细晶基体组织,分别探究了近α高温钛合金及其复合材料在不同温度下热变形对微观组织及综合力学性能的影响,阐明了变形温度对动态再结晶机制的影响,揭示了硅化物动态析出行为及析出机理。并结合有限元数值模拟方法确定了 TMCs盘件的锻造成形工艺。主要研究结果如下:IMDF能够显着改变复合材料的微结构,促进基体晶粒发生动态再结晶,改善TiB的分布。一道次IMDF变形过程中动态再结晶机制（DRX）主导高温钛合金晶粒细化,随着锻造温度降低,合金的再结晶机制由非连续动态再结晶机制（DDRX）转变为连续动态再结晶机制（CDRX）,平均晶粒尺寸由1010℃变形时的4.02 μm降至920℃时锻造后1.88 μm,低的变形温度有利于促进DDRX和CDRX双机制协同作用,并在锻后组织中观察到硅化物在晶界和位错处析出。复合材料经二道次IMDF后获得了均匀的等轴超细晶粒,基体发生完全动态再结晶,875℃变形后基体由DRX晶粒和位错胞组成,而800℃锻造后形成大量DRX晶粒和超细纳米晶粒,基体晶粒平均尺寸由0.77 μm降至0.59 μm。此外,IMDF也使得TiB的长径比从7.3下降至4.2,TiB也促进了锻造过程中基体晶粒的细化。IMDF变形促进高温钛合金及其TMCs中析出了大量的S2类型的硅化物,硅化物的析出行为与变形温度密切相关。随着锻造温度降低,硅化物的析出位置由α和β相界面和晶界处扩展至相界、晶界及晶粒内部。硅化物平均尺寸也由有950℃锻造后的200～250 nm降至800℃变形后的～100 nm。低温IMDF变形能够促进纳米硅化物的均匀析出,其形核和长大依赖于Zr和Si元素的扩散。此外,基体DRX行为和硅化物析出存在交互作用,位错诱导硅化物弥散析出,硅化物能促进基体晶粒DRX行为,并钉扎晶界,抑制晶粒长大。高温钛合金及其复合材料经IMDF后强塑性得到同步提升,经920℃锻造后,合金的室温抗拉强度可达1148.7 MPa,延伸率提升至10.6%;650℃高温拉伸强度达719.5 MPa,延伸率为19.3%,锻态高温钛合金强塑性的综合提高归因于细晶强化和位错强化。此外,IMDF后TMCs的室温抗拉强度最大为1320.3 MPa,延伸率为5.8%;而950℃锻后抗拉强度仅为1126.0 MPa,延伸率达9.3%,锻态TMCs的强塑性明显不匹配,这与增强相在变形过程中的断裂和粗大硅化物在晶界处析出有关。复合材料在650℃高温拉伸强度达758.3 MPa,延伸率为19.7%。锻后复合材料强度的提升主要由细晶强化、第二相强化和TiB短纤维载荷传递共同作用。此外,TMCs的室温拉伸行为对拉伸应变速率较敏感,随着外部加载速率增加,其抗拉强度和延伸率呈现出明显的不匹配现象。利用数值模拟技术研究了 TMCs盘件成形规律,制定了最佳的叶盘成形工艺。通过开式模锻整体成形工艺获得了组织和性能优异的TMCs盘件,盘件室温抗拉强度达1281 MPa,延伸率为6.14%;650℃高温拉伸强度为778 MPa,延伸率为14.15%。并探索了热处理制度与锻件组织及性能的关系,控制等轴晶粒含量可获得700℃高温性能优异的微观组织。
李尚[2]（2021）在《稀土微合金化钛合金材料蠕变及热加工性能研究》文中认为钛合金因其较高的比强度及耐腐蚀等性能在航空航天和海洋舰船等领域应用广泛,随着现代装备朝着高性能、长寿命和高可靠性等方向不断发展,对钛合金材料的抗蠕变等服役性能提出了越来越高的要求。因此,研究具有更加优异的抗蠕变性能的钛合金材料是航空航天及远洋深海等领域的迫切需求。本文以钛合金在飞机及深海潜水器等装备上的服役条件为背景,开展稀土改性钛合金材料高温拉伸蠕变和室温压缩蠕变实验研究。同时对合金的高温热加工性能进行系统研究,为设计具有更加优异的抗蠕变性能钛合金材料提供基础理论支撑。主要研究工作如下:首先,通过真空自耗电弧熔炼炉（VAR）熔炼制备了四种不同硅和钪含量的钛合金材料,开展了400℃、200 MPa条件下的拉伸蠕变实验。结果表明:TC4-0.25Si、TC4-0.3Sc和TC4-0.25Si-0.3Sc合金蠕变应变比TC4合金分别减少了48.3%、11.4%和50.6%;稳态蠕变速率TC4-0.25Si、TC4-0.3Sc和TC4-0.25Si-0.3Sc合金比TC4合金要小50.7%、4.6%和57.5%。表明Si和Sc都可以提高钛合金的抗蠕变性能,Si对合金蠕变性能的提升明显。利用显微表征手段对材料进行观察,分析发现:Si和Sc对合金均有细晶强化效果,可以提高钛合金室温和高温强度,但Si对合金的室温塑性不利。Si显着提高了合金的高温拉伸抗蠕变性能,主要归因于固溶强化和硅化物对蠕变过程中的位错运动的阻碍作用。稀土Sc与基体中的氧结合生成的Sc2O3可以净化基体,对合金具有软化效果。马蹄形的Al3Sc析出物的形成有助于改善钛合金蠕变性能。另外,固溶于基体中的Sc可以抑制硅化物的沉淀并促进α2相的形成,细小的α2相可以很好的阻碍位错的运动,这有助于提高钛合金高温抗蠕变。其次,对固溶时效后的材料在室温、应力为0.9σ0.2条件下进行压缩蠕变实验。结果发现:TC4-0.25Si、TC4-0.3Sc和TC4-0.25Si-0.3Sc合金的蠕变应变分别比TC4合金降低了23.1%、53.3%和46.7%;稳态蠕变速率TC4-0.25Si、TC4-0.3Sc和TC4-0.25Si-0.3Sc合金分别比TC4降低了20.9%、47.75%和53.15%。表明Si和Sc均可以提高钛合金的室温压缩抗蠕变性能,且Sc的作用效果较明显。材料的压缩蠕变实验表现出典型的蠕变曲线特征,即有蠕变减速阶段和蠕变稳态阶段,符合幂律方程。借助TEM表征分析了合金蠕变变形机制,研究发现:合金室温压缩蠕变主要变形机制为位错的滑移和少量孪生。添加Si可抑制蠕变过程中孪晶的生成,而Sc可以净化基体,减少合金间隙原子浓度,促进蠕变过程中孪晶的生成。最后,对退火后的材料在800-950℃、0.01-10 s-1条件下进行热压缩实验,通过对热压缩实验数据进行分析计算,得到合金的功率耗散图、失稳图和热加工图。研究发现:TC4、TC4-0.25Si、TC4-0.3Sc和TC4-0.25Si-0.3Sc合金热变形激活能分别为497.65 kj/mol、485.6 kj/mol、549.13 kj/mol和494.98 kj/mol;表明硅降低了合金的热变形激活能,钪可以提高合金的热变形激活能。稀土钪使热变形组织更细小,减小了合金的热加工窗口,而硅可以扩大钛合金热加工窗口,改善合金的热加工性能。同时硅可促进热变形过程中β相的形成。
张玲玲[3]（2019）在《热轧工艺与热处理制度对TG11厚板组织及性能的影响》文中研究说明TC11钛合金是我国仿前苏联的BT9钛合金研制的一种Ti-Al-Mo-Zr-Si系马氏体α+β型钛合金,室温强度较高,同时能在500℃左右保持良好的高温强度、蠕变抗力。我国目前主要用于制造航空航天装备,如压气机盘、叶片、结构件和鼓筒等零件。由于为国内仿制牌号,因此相关研究均集中在国内,目前主要研究方向为单相区加热锻造成型、冷却速率、热处理对组织和性能的影响。本文以40mm厚TC11钛合金板材为研究对象,通过调整板坯轧制方式、开坯温度、开坯变形量以及成品热处理制度的方式,分别研究其对TC11厚板显微组织、拉伸性能、冲击性能等主要技术指标的影响规律。研究结果表明:TC11钛合金板材在单相区开坯,可以获得热态显微组织为网篮组织,而两相区上部开坯可以获得双态组织。不论开坯过程中得到的网篮组织还是双态组织,通过双重退火后均可以获得晶粒度不同的双态组织。通过合理地控制交叉轧制纵横向的变形量,可以获得成品纵横向力学性能差异≤20MPa,纵横向冲击吸收能量≥50J/cm2的40mm厚TC11板材,而单方向轧制可以获得纵向延伸率较好的成品TC11板材。单相区开坯的TC11板坯,开坯变形量控制在60%左右,再加热轧制时变形量控制在50%左右时,板材可获得组织较为均匀的网篮组织,并且开坯变形量由40%增加至60%时,板材获得的网篮组织逐渐均匀化。当开坯变形量增大至65%时,表层显微组织粗化明显。TC11板材在高温固溶时效退火后双态组织纵横比约为3:1,初生α晶粒断裂充分;低温固溶时效退火后双态组织纵横比约为10:1,初生α晶粒断裂相对较差。TC11板材在高低温固溶后,当时效时间≥2h后均可以制得符合目标值力学性能的TC11板材,但相变点以下10～20℃的高温固溶热处理得到的双态组织更为均匀,并且冲击吸收能较高,综合力学性能更为优异。研究结果为TC11钛合金板材的工业化生产提供了实践指导依据,具有一定的现实意义。
陈小虎[4]（2019）在《Cr、Nb和Zr离子注入TC18钛合金表面结构及性能研究》文中研究指明新型高强度TC18钛合金作为飞机关键部件的首选材料,能够有效减重,提高飞机机动性。但其表面易磨损,在海洋性气氛等恶劣环境发生腐蚀,加之其在交变载荷作用下的疲劳性能对表面缺陷和损伤敏感性高,这些均严重影响此类航空部件的服役寿命。本论文采用不同原子半径的Ti置换固溶元素Cr、Nb和Zr对TC18钛合金表面进行离子注入改性,以期提高TC18钛合金的表面综合性能。在改善钛合金耐磨损性能同时,亦探究三种金属离子注入对TC18钛合金抗疲劳性能和耐腐蚀性能的影响规律和机理,为今后离子注入技术在新型高强度TC18钛合金表面改性的工程应用中提供实验数据和理论依据。首先采用SEM、XPS、TEM、XRD、三维形貌测量仪等一系列分析测试方法系统地研究MEVVA离子注入对钛合金表面形貌特征、注入层化学元素分布以及表层微观组织结构的影响。然后研究1.0×1016ions/cm2、5.0×1016ions/cm2和1.0×1017ions/cm2剂量下Cr、Nb和Zr单独离子注入对TC18钛合金摩擦磨损行为、腐蚀行为和疲劳行为的影响规律,最后结合XPS、TEM和XRD等表层状态分析结果,探索离子注入参数、钛合金表层合金元素分布及组织结构、钛合金性能三者之间的关系,揭示不同合金元素离子注入对基体抗磨损性能、耐腐蚀性能和抗疲劳性能的影响规律和作用机理。研究发现,注入层中Cr、Nb和Zr元素的深度和浓度直接影响固溶强化的强弱,表面层平均位错密度和平均晶粒尺寸分别直接决定位错强化和细晶强化效果。基于XPS研究可知,随着注入剂量增加,Cr和Zr在注入层中的含量逐渐增加,二者固溶强化效果呈现上升趋势;Nb在注入层中含量则先增加后减小,其固溶强化和弥散强化综合效果呈先上升后下降的趋势。基于全谱拟合和Rietveld精修理论,对注入后样品表层相结构、平均晶粒尺寸、微应变和平均位错密度研究发现,随着注入剂量增加,Cr注入层中α相的平均晶粒尺寸先增加后减少,平均位错密度先减小后增加;Nb注入层中两相的平均晶粒尺寸先减小后增加,平均位错密度先增加后减少;Zr注入层中表层α相的平均位错密度随剂量先减少后增加,平均位错密度先增加后减少。TEM研究发现,由于高能离子的轰击,高剂量Cr和Zr注入表层形成不同厚度的非晶和纳米晶混合结构,内层为多晶结构;Nb注入表层形成完整的非晶层,内层为多晶体结构。TC18钛合金的磨损性能与注入表层中合金元素的固溶强化和弥散相强化效果、表面微观结构有直接的关系。Cr和Zr注入后,钛合金注入层的主要强化机制为固溶强化、位错强化和细晶强化。Nb注入层的主要强化机制为弥散强化、固溶强化、位错强化和细晶强化。其中,Nb注入对基体表层的综合强化效果最好,Zr注入次之,Cr注入最差。研究还发现,Cr、Nb和Zr注入层中强化因素的综合作用效果会随着注入剂量增加发生改变。随着注入剂量增加,Cr注入表层综合强化效果逐渐增大,Nb和Zr注入综合强化效果先增加后减小。所有注入剂量中,Cr和Zr注入剂量分别为1.0×1017ions/cm2和1.0×1016ions/cm2时,固溶强化、位错强化和细晶强化综合作用效果最强,二者注入后钛合金的表面硬度值最高,抗磨损性能最优;Nb注入剂量为5.0×1016ions/cm2时,其固溶强化、弥散强化、位错强化和细晶强化效果最佳,对基体的硬度和抗磨损性能的提高效果最明显。注入层的氧化膜厚度和结构、在腐蚀液中钝化膜的性能、缺陷密度以及晶界数量是影响TC18钛合金的腐蚀性能的主要因素。结合位错和晶界等缺陷的损伤影响规律分析发现,三种剂量Cr、Nb、Zr注入后,注入层更稳定、致密钝化膜层的保护效果大于晶界和位错等缺陷的损伤作用,TC18钛合金在3.5%Na Cl溶液中的耐腐蚀性能均得到不同程度地提高。电化学测试分析发现,Zr注入后试样的耐腐蚀性能最好,Nb注入试样次之,Cr试样最差。随着注入剂量增加,三种合金元素注入试样的耐腐蚀能力变化规律不同,Cr和Nb注入试样的耐腐蚀能力先减小后增加,Zr注入试样的耐腐蚀能力逐渐增加。另外,基于XPS分析可知,不同剂量合金元素注入后,表面形成的氧化膜厚度和组成不同。随着注入剂量的增加,Cr和Zr注入层表面氧化膜厚度先减小后增加,Nb注入层表面氧化膜厚度在一定剂量后开始减小。基于交流阻抗拟合研究发现,不同剂量Cr、Nb和Zr离子注入后TC18钛合金在电化学反应过程中均形成了两层保护性钝化膜,但膜层的性能和保护作用不同。Cr和Nb最表层钝化膜的电荷传递转移电阻显着增大,对基体起到主要保护作用;Zr注入时,底层的钝化膜电荷转移电阻明显升高,起到主要保护作用。其中,Cr、Nb和Zr注入剂量分别为1.0×1017ions/cm2、1.0×1016ions/cm2和1.0×1017ions/cm2时,其氧化膜厚度和钝化膜电荷转移电阻最大,综合保护作用最好,对基体耐腐蚀性能提高最明显。TC18钛合金的疲劳性能的主要影响因素有:表面形貌、固溶强化和弥散强化效果、残余应力、位错密度和晶粒尺寸等。综合不同金属元素注入层强化因素、残余应力和缺口敏感系数随剂量变化规律分析发现,由于表层强化因素和残余压应力的改善作用高于粗糙度因素损伤作用,高剂量Zr离子注入可以显着地提高基体在低载荷下的中值疲劳寿命,对TC18钛合金的抗疲劳性能改善效果最好;高剂量Cr离子注入对基体在低载荷下的中值疲劳寿命提高效果不明显,甚至在低剂量下,由注入层强化因素改善作用弱于粗糙度和残余拉应力因素的损伤作用,Cr离子注入后基体疲劳性能有一定程度地降低;Nb离子注入后,由于表面层强化因素和残余压应力的改善作用明显弱于缺口敏感系数的损伤作用,对TC18钛合金的中值疲劳寿命降低程度最大。另外,基于Arola–Ramulu模型,对注入后表面粗糙度变化引起的应力集中因子和相关的疲劳应力集中因素定量分析发现,Cr和Nb离子注入后钛合金的有效疲劳应力集中因素不同程度地增加,对疲劳性能造成损伤效果。随着注入剂量增加,Cr注入试样的表面缺口敏感系数先减小后增加,Nb注入试样的缺口敏感系数先增加后减小。Zr离子注入对TC18钛合金的有效疲劳应力集中因素影响较小。
郭靖[5]（2018）在《TA15钛合金薄壁筒形构件轧—旋成形极限研究》文中认为钛合金薄壁筒形构件是高端空天运载装备发展急需的关键构件,轧-旋连续成形融合了环轧和旋压的技术优势,能够突破原有工艺成形极限、拓展成形构件尺寸极限,是亟待研究和发展的一种成形该类构件的先进技术。然而,轧-旋连续成形是多场耦合、多参数影响、多模具约束下的多道次不均匀热变形过程,该过程中的材料微观组织演化及损伤断裂行为十分复杂并且互相影响,导致易出现断裂缺陷从而限制其成形极限的提高。为提高构件成形极限,面临如何精确预测与控制微观组织演化和损伤断裂行为的挑战性难题。为此,本文采用实验研究、理论分析和有限元数值仿真相结合的方法,对TA15钛合金薄壁筒形构件轧-旋连续成形微观组织演化和损伤断裂行为与机制以及成形极限进行了深入系统的研究,主要研究内容和结果如下:通过热拉伸实验研究揭示了TA15合金两相区热变形行为和微观组织演化机制及规律,发现其微观组织演化机制为动态再结晶,动态再结晶的出现使流动应力呈现流动软化特征。随着温度的增加和应变速率的减小,流动应力呈现应变速率和温度敏感特征,动态再结晶机制从连续动态再结晶转变为非连续动态再结晶,动态再结晶体积分数逐渐增大,流动软化趋势越来越显着。研究阐明了TA15钛合金热变形在复杂组织演化和应力状态下的损伤断裂行为与机制。发现微孔洞演化导致材料的损伤断裂:微孔洞首先在α/β相界面或是β转变基体内形核,随后沿着相界面长大并呈现不规则椭圆形,最终由于韧带颈缩沿相界面聚合形成裂纹。随着动态再结晶体积分数的升高,相界面和晶界面处应力集中程度降低,使得微孔洞形核率降低,长大趋势放缓且呈现细长椭圆形,聚合间距变短且聚合更难发生,断裂应变呈指数规律增大。而随着应力三轴度的增加,拉伸断口处剪切带数量明显减少,韧窝数量明显增多,韧性断裂机制从剪切型逐渐转变为韧窝型,断裂应变先增大后减小。基于上述微观组织演化特征,以位错密度为内变量,考虑温度和应变速率对动态再结晶程度和Hall-Petch系数的影响,建立了微观组织模型。进而基于GTN模型,采用指数函数描述了微孔洞形核应变,生长系数和临界孔洞体积分数随β相和动态再结晶体积分数的变化规律,同时引入应力状态系数表征剪切作用对微孔洞演化的作用,实现了耦合微观组织演化和应力状态的损伤断裂建模。然后采用损伤断裂模型对微观组织模型计算的初始流动应力行修正,建立了耦合微观组织和损伤断裂的TA15钛合金热变形统一本构模型,并采用遗传算法与反算法求解得到其模型参数。应用该模型,实现了TA15钛合金热变形下微观组织和损伤断裂的统一预测。在上述研究工作基础上,建立了耦合微观组织和损伤断裂的TA15钛合金薄壁筒形件轧-旋连续成形全过程三维有限元模型并验证了其可靠性。采用该模型,研究获得了TA15钛合金轧-旋连续成形的微观组织和损伤分布与演化规律:在环轧过程,β相和动态再结晶体积分数最小值分别出现在环件外表面和芯部,微孔洞体积分数在环件上下两端内、外表面区域较大;β相和动态再结晶以及微孔洞体积分数由于轧辊的周期性接触呈现不连续增长。而在旋压过程中,β相和动态再结晶体积分数最小值均出现在旋压件内表面,微孔洞体积分数最大值出现在旋压件的内表面;β相和动态再结晶以及微孔洞体积分数仅在旋轮作用区增大。旋压过程的微孔洞体积分数远大于环轧过程,表明轧-旋连续成形中断裂最有可能发生在旋压成形过程中工件的内表面。研究揭示了轧-旋关键成形参数对微观组织演化和损伤断裂的定量影响规律。据此设定微观组织参数范围（β相体积分数大于10%,动态再结晶体积分数大于25%）,采用逐步搜索方法获得旋压成形过程极限减薄率,确定了不同成形参数条件下的成形极限变化规律并获得了最优成形极限的成形参数组合:温度850℃;4旋压道次;旋轮进给比1.5mm/r;旋轮圆角半径25mm,为实现钛合金薄壁筒形构件轧-旋连续成形极限的提高奠定了重要基础。
姚一波[6]（2017）在《TC11钛合金表面ZrO2/（Al2O3-Y2O3）溶胶凝胶涂层的制备及其性能研究》文中提出TC11钛合金具有比强度高、中温性能好、耐腐蚀性强等优点,被广泛应用于如航空发动机压气机轮盘、叶片等航空航天领域。但随着发动机推重比的提升,压气机工作温度逐渐高于TC11合金的耐热温度（500℃）,此时TC11合金将极易产生氧化与高温氧脆等问题,进而大幅降低发动机叶片的使用寿命。为了解决该问题,本文通过溶胶-凝胶技术在TC11合金表面制备了铝化物涂层,并系统研究了涂层提高基体高温抗氧化性能的作用机制。本文首先采用溶胶-凝胶旋涂技术成功地在TC11合金表面制备了ZrO2/（Al2O3-Y2O3）涂层,涂层表面均匀致密,厚度约10μm。700℃恒温氧化动力学曲线拟合计算表明:涂层样品的氧化速率为0.02695 mg·cm-2·h-1,降低了TC11合金基体的氧化速率(0.292 mg·cm-2·h-1)达90%以上。XRD与EDS检测结果表明基体试样与涂层试样的氧化层主要成分均为Al2O3与金红石型TiO2,但涂层试样氧化层中保护性Al2O3含量远高于基体试样。同时700℃下的热震实验表明基体试样的氧化层经过15个循环周期后即大幅脱落,而涂层试样在整个热震过程中均保持了氧化层的完整性,但在经过55个周期后由于裂纹的出现致使氧化增重大幅增加。为了进一步提高ZrO2/（Al2O3-Y2O3）涂层的热震性能,本文对TC11合金进行磷酸（30%wt.%）烧结处理。烧结处理后,合金表面形成的焦磷酸钛（TiP2O7）层与基体呈现冶金结合,同时其表面出现的多孔特征为溶胶层的封孔提供了有利条件。该磷酸处理复合溶胶-凝胶涂层试样在700℃恒温氧化与热震实验的结果表明:复合涂层不仅进一步提高了基体的抗高温氧化能力(氧化速率仅0.0077 mg·cm-2·h-1),并且其抗热震次数高达85次以上,热震性能良好。本课题所制备复合涂层的高温防护机制主要在于:涂层均匀致密的结构特征降低了合金基体表面的氧压并抑制了O的内扩散,同时TC11合金磷酸烧结处理生成的TiP2O7层不仅具备了比ZrO2更优异的热适配性,而且在合金表面产生了“贫Ti富Al效应”促进了Al的选择性氧化,共同提高了涂层的高温抗氧化与抗热震性能。以上结果表明该复合涂层的使用可以为TC11合金提供长久有效的高温防护,对提高发动机压气机叶片的服役寿命与可靠性具有一定的意义。
王坤[7]（2016）在《连续变断面循环挤压TC11合金的工艺优化及其组织细化机理研究》文中研究指明晶粒细化是改善和提高金属材料性能的有效途径之一,目前采用大塑性变形方法制备细晶材料依然存在一些问题,如加工的工件尺寸较小,存在明显的织构倾向等。连续变断面循环挤压（Continuous Variable Cross-section Recycled Extrusion,CVCE）是制备大规格块体细晶材料的一种新型大塑性变形方法,其操作相对简单,生产效率高,并且在变形过程中能够实现变形体的均匀控制,有利于工业化生产的实现。本文对TC11合金进行连续变断面循环挤压变形,并对变形后的材料进行热处理,研究了变形工艺参数以及热处理制度对合金组织性能的影响,并采用DEFORM软件对变形效果较好的一组工艺参数（850℃,6道次,5mm/s）试样的温度场、应力场及应变场进行模拟。主要研究内容及结论如下:（1）采用不同的工艺参数对TC11合金进行连续变断面循环挤压,分析了变形温度、变形道次、变形速度对其组织的影响。结果表明:当变形温度在再结晶温度范围内时,随着循环道次的增加,晶粒的细化程度以及均匀程度增加;而在较高温度（950℃）变形时,TC11晶粒的细化程度先增大再减小。综合分析,可获得较优的工艺参数为850℃,6道次,5mm/s,初生α相尺寸由10μm细化至44.5μm左右,细化效果较显着,且组织分布均匀。1（2）研究了退火温度及退火时间对连续变断面循环挤压变形后TC11合金组织结构的影响。选择接近再结晶的温度进行双重退火处理,变形工艺参数为850℃,6道次,2mm/s和850℃,6道次,5mm/s的最优热处理制度为:（850℃,1h,AC）+（530℃,1h,AC）,初生α相尺寸为34μm,且晶界清晰,次生α相的等轴化程度增高。（3）利用透射电镜观察连续变断面循环挤压以及热处理后试样的微观组织,揭示了组织的细化机理。结果表明,CVCE变形组织热处理时主要是以再结晶实现晶粒细化。（4）采用DEFORM软件对较优的变形工艺参数（850℃,6道次,5mm/s）进行温度场、应力场及应变场的模拟,变形过程中发生变形能和热能之间转换,随着变形道次的增加应变量不断累积,变形道次为6时,试样中间部位的累积应变量可达到5.837.20,且分布较为均匀。
赵鹏康[8]（2016）在《TC11/TC17钛合金线性摩擦焊接头组织与性能研究》文中研究表明航空发动机是飞机的心脏,提高发动机推重比,能够大幅提升发动机整体性能。在发动机运行过程中,涡轮叶片和轮盘所处的温度和应力状态是不同的。轮盘部位因在较低的温度下承受大的拉应力而要求具有高强度、高塑性和高的低周疲劳性能,叶片部位因工作温度高、承受应力小而要求具有高的高温蠕变抗力和断裂韧性,因此需要同时满足叶片和轮盘的不同力学性能,即双性能。由于TC11合金工作温度高,TC17合金承受应力大,所以TC11合金作为叶片,而TC17合金作为叶盘,以此制得的双合金-双性能整体叶盘,能够最大程度发挥两种材料各自性能优势。线性摩擦焊接（LFW）以其优质、高效、节能等优点,已成为异种材料整体叶盘制造与修复不可替代的技术。基于数值模拟与实验相结合的方法,研究了TC11/TC17 LFW过程接头温度场、应力-应变场、应变硬化行为及低周疲劳特性,获得了这两种材料优化的焊接参量。并从机理上探讨了焊接接头微观组织、力学性能等的转变机制,对其他异种材料线性摩擦焊接的研究具有重要的借鉴价值,并对TC11/TC17这两种材料LFW接头的使用具有重要的理论指导意义。本文主要研究内容和结论如下:采用Abaqus有限元软件,建立了TC11/TC17钛合金LFW二维刚塑性热力耦合有限元模型,研究了TC11/TC17异种钛合金LFW过程各个阶段温度场、轴向缩短量及应力-应变场变化规律,并分析了焊接接头飞边形貌的形成机制。结果表明:摩擦初始阶段,最高温度出现在摩擦界面端部距离边缘一个振幅范围处,几乎没有轴向缩短量发生;过渡阶段,最高温度快速转移到界面中心区域,轴向缩短量缓慢增加;准稳定阶段,温度和轴向缩短量都快速增加,升温速率和轴向缩短速率趋于稳定,塑性金属快速被挤出界面而形成飞边;顶锻阶段,界面中心及附近区域温度下降速率明显高于飞边处,几乎没有塑性变形发生。在焊接过程,焊件外缘与飞边连接部位在X轴方向受到向外的拉应力,Y轴方向受到向上的拉应力,导致塑性金属向摩擦界面外部运动,挤出界面后形成向上的飞边。基于所建立的模型,研究了振动频率、摩擦压力和振幅等焊接参数变化时,接头温度场、轴向缩短量和应力-应变场的演变规律,揭示了焊接参数对TC11/TC17钛合金LFW接头飞边形貌的变化机理,并建立了焊接能量与轴向缩短量关系模型,可用于定性评价TC11/TC17钛合金LFW接头质量。研究表明:随振动频率、摩擦压力和振幅增加,飞边处被挤出的热塑性金属量和轴向缩短量都剧烈增加,而摩擦界面高温热塑性金属区厚度减少;Y轴方向,摩擦界面处塑性应变区域宽度逐渐减小;X轴方向,飞边处塑性应变区域逐渐增大。基于线性摩擦焊产热机理,建立了焊接能量与轴向缩短量之间的数学模型。研究表明:单侧轴向缩短量与焊接能量之间呈线性关系,随焊接能量增加,TC11侧轴向缩短量（斜率4.06）明显高于TC17侧（斜率1.80）,对工程选材有重要的指导意义。采用光镜（OM）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等分析手段研究了焊接参数对TC11/TC17钛合金LFW接头微观组织与拉伸性能的影响规律,并探讨了焊缝区沉淀相与基体间的晶体学特征。研究结果表明:随振动频率、摩擦压力和振幅增加,焊接接头焊缝区宽度均逐渐变窄,微观组织未发生明显变化。TC11侧焊缝区存在大量细小的针状马氏体,而TC17侧焊缝区主要由粗大的?晶粒组成,同时伴有少量马氏体沉淀相,沉淀相以三种变体形式存在。当焊接能量在2.4×1073.36×107 W/m2时,接头拉伸强度和延伸率略高于TC11侧母材,试样均断裂于TC11母材上,以韧性断裂为主,断口呈现出大量韧窝与少量撕裂棱,结合数值模拟结果和实际工况,得到最佳焊接参数为:振动频率40 Hz,振幅3 mm,摩擦压力50 MPa。针对优选接头,系统研究了该接头在应变速率为10-210-5 s-1,总应变幅为0.2%1.2%时,焊接接头应变硬化行为和低周疲劳特性,探讨了应变速率对TC11/TC17LFW接头拉伸强度及应变硬化等行为的影响机制,建立了疲劳寿命与应变幅之间相互关系的数学模型,阐明了接头疲劳软化和断裂机理。研究结果表明:随应变速率增加,接头屈服强度、抗拉强度和应变硬化速率增加,而延伸率、硬化能力和应变硬化指数降低。低应变幅（0.2%0.7%）时,应力幅、塑性应变幅和弹性模量等在循环过程中都基本保持常量;高应变幅（0.8%1.2%）时,焊接接头发生软化行为。该研究成果对实际工程中接头强度设计及疲劳寿命预测有重要的理论意义和应用价值。
李新星[9]（2016）在《钛合金在不同滑动速度和介质下磨损行为和机制的研究》文中研究指明钛合金通常被认为具有差的摩擦学特性,使其应用范围受到了很大的限制。随着钛合金的应用领域不断扩展,对其摩擦磨损性能的研究受到越来越多的关注。目前,国内外对钛合金摩擦磨损性能的研究尚不够全面和深入。本文系统研究了TC4和TC11两种典型钛合金在不同滑动速度和介质条件下的摩擦磨损行为和磨损机理,探讨了钛合金室温下磨损行为的影响因素以及不同滑动条件下钛合金的磨损机制及其转变,深入研究了钛合金摩擦层及摩擦氧化物在磨损过程中的作用及机理,并通过双滑动磨损试验验证了摩擦氧化物的作用。此项研究具有重要的理论意义和实际工业应用价值。结果表明:TC4和TC11两种钛合金的摩擦磨损行为和磨损机理随滑动速度的变化具有共性。钛合金的磨损率随滑动速度升高呈现出显着变化。随着滑动速度从0.5 m/s增加至4 m/s,磨损速率先降低,在0.75 m/s发生转折,然后快速升高,在2.68 m/s达到最大值,最后再次降低,在4 m/s达到最小值。在相同滑动条件下TC4合金的磨损率均略高于TC11合金。同样,磨损机理随着滑动速度升高也发生显着变化,0.75 m/s时主要为粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损;2.68 m/s时为金属剥层磨损;4 m/s时为轻微-氧化磨损。研究发现:钛合金并不总具有较差的耐磨性,而是随滑动条件变化呈现出两种磨损状态:轻微磨损和严重磨损。轻微磨损和严重磨损在滑动速度0.5-4 m/s范围内交替出现,并发生转变。在0.75-2.68 m/s速度范围内,随着载荷增加,发生轻微-严重磨损转变;而随滑动速度从2.68 m/s增加到4 m/s,发生严重-轻微磨损转变。后者表明钛合金“不符合Wilson和Apas的轻微-严重磨损转变的临界温度准则”,表现出与其它合金不同的特殊摩擦磨损特征。环境介质对钛合金磨损行为和机制有着显着影响,腐蚀和磨损之间存在明显的相互促进作用。在模拟海水中的磨损率始终最高,其次是纯水中磨损率,空气中磨损率最低。钛合金在空气条件下的磨损机理为粘着磨损和磨粒磨损,并伴有一定程度的氧化磨损;纯水介质中为磨粒磨损;模拟海水条件下为疲劳磨损和磨粒磨损。钛合金在室温条件下大气环境中形成的摩擦层通常可以分为两类:一般速度下的机械混合层和超高速度下的原位氧化物层。含摩擦氧化物的机械混合层被认为具有保护性。轻微磨损和严重磨损被认为与机械混合层中滑动诱发形成的摩擦氧化物的出现和消失相对应。这与传统观点认为的钛合金摩擦氧化物无保护性不同。采用双滑动磨损试验验证了室温条件下钛合金在4 m/s速度下滑动产生的摩擦氧化层具有显着的保护作用。通过对前人研究成果和本研究实验结果的分析,初步弄清了钛合金室温下磨损行为的影响因素,并随着滑动速度变化将其区分为三个主要影响区:（1）较低速度下的绝热剪切带（ASB）和机械混合层（MML）影响区;（2）中等速度下的塑性变形和MML影响区;（3）高速下的塑性变形和原位氧化层影响区。并给出了钛合金室温下随滑动速度和载荷变化的磨损机制图。随着滑动速度增加,磨损机制分别为粘着、磨粒和氧化磨损,剥层磨损,轻微-氧化磨损,严重-氧化磨损以及塑性挤出磨损。不同滑动速度下磨损影响区的转变导致了磨损机理发生改变,最终使得磨损行为发生变化。
秦春[10]（2015）在《TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究》文中提出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。
二、TC11钛合金的高温蠕变实验研究（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、TC11钛合金的高温蠕变实验研究（论文提纲范文）
（1）TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 1.2 钛基复合材料的研究进展和应用现状 |
| 1.2.1 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α高温钛合金的研究进展 |
| 1.2.2 颗粒增强钛基复合材料的研究现状 |
| 1.2.3 钛基复合材料的应用现状 |
| 1.3 钛基复合材料的热塑性加工 |
| 1.3.1 常规热变形工艺 |
| 1.3.2 剧烈塑性变形工艺 |
| 1.3.3 钛基复合材料的热处理 |
| 1.4 钛基复合材料中的析出相 |
| 1.5 数值模拟技术在钛合金热塑性成形中的发展与应用 |
| 1.5.1 数值模拟技术在金属成形中的发展现状 |
| 1.5.2 数值模拟技术在钛合金成形中的应用 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料的成分设计与制备 |
| 2.3 热物理模拟实验 |
| 2.4 合金及复合材料高温多向锻造 |
| 2.5 实验分析 |
| 2.5.1 X射线衍射分析 |
| 2.5.2 金相显微分析 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.5.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.6 力学性能测试 |
| 2.6.1 室温性能测试 |
| 2.6.2 高温拉伸性能测试 |
| 第3章 TiB_w增强高温钛基复合材料多向锻造及微组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态TiB_w增强高温钛基复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 铸态合金的微观组织 |
| 3.2.2 铸态复合材料的微观组织 |
| 3.3 多向锻造对TiB_w增强高温钛基复合材料微观组织的影响 |
| 3.3.1 锻态合金及复合材料相组成 |
| 3.3.2 锻造温度对合金微观组织的影响 |
| 3.3.2.1 微观组织演变 |
| 3.3.2.2 变形中的动态再结晶机制 |
| 3.3.2.3 不同锻造温度下的析出相特征 |
| 3.3.3 锻造温度对复合材料微观组织的影响 |
| 3.4 TiB_w增强高温钛基复合材料硅化物动态析出行为 |
| 3.4.1 锻造温度对硅化物动态析出机制的影响 |
| 3.4.2 硅化物动态析出机制 |
| 3.4.3 第二相颗粒与动态再结晶的交互作用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiB_w增强高温钛基复合材料强韧化机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态高温钛合金的力学性能 |
| 4.2.1 铸态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.2 锻态合金的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.2.3 锻态合金的高温拉伸性能 |
| 4.2.4 锻态合金失效机理及强化机制分析 |
| 4.3 TiB_w增强高温钛基复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 铸态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.2 锻态复合材料的室温压缩和拉伸性能 |
| 4.3.3 锻态复合材料的高温力学性能 |
| 4.3.4 锻态复合材料断裂机理分析 |
| 4.4 TiB_w增强高温钛基复合材料强化机制分析 |
| 4.4.1 复合材料室温拉伸行为 |
| 4.4.2 复合材料强化机制分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiB_w增强高温钛基复合材料构件成形及组织优化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料热变形行为热-力模拟 |
| 5.3 构件成形数值模拟结果及分析 |
| 5.3.1 盘件成形过程条件 |
| 5.3.2 盘件成形方案1 模拟结果及分析 |
| 5.3.3 盘件成形方案2 模拟结果及分析 |
| 5.3.4 盘件成形方案3 模拟结果及分析 |
| 5.4 构件锻造成形工艺及分析 |
| 5.5 TiB_w增强高温钛基复合材料构件的组织性能研究 |
| 5.5.1 复合材料锻件微观组织观察 |
| 5.5.2 复合材料锻件力学性能 |
| 5.6 TiB_w增强高温钛基复合材料锻件后处理工艺研究 |
| 5.6.1 热处理对锻件微观组织的影响 |
| 5.6.2 热处理对构件力学性能的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）稀土微合金化钛合金材料蠕变及热加工性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛及钛合金概述 |
| 1.2.1 合金元素对钛合金组织性能的影响 |
| 1.2.2 稀土元素对钛合金组织性能的影响 |
| 1.3 钛合金的蠕变性能 |
| 1.3.1 高温拉伸蠕变 |
| 1.3.2 室温压缩蠕变 |
| 1.4 钛合金的热变形行为 |
| 1.5 研究目标及内容 |
| 第二章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 高温拉伸蠕变实验 |
| 2.3.2 室温压缩蠕变实验 |
| 2.3.3 热压缩实验 |
| 2.4 材料测试与分析 |
| 2.4.1 组织观察 |
| 2.4.2 试验设备 |
| 第三章 稀土微合金化钛合金高温拉伸蠕变性能研究 |
| 3.1 合金拉伸力学性能 |
| 3.2 高温拉伸蠕变行为研究 |
| 3.2.1 高温拉伸蠕变性能 |
| 3.2.2 蠕变前后的金相组织对比 |
| 3.2.3 蠕变前后透射组织分析 |
| 3.3 高温蠕变机制讨论 |
| 3.3.1 蠕变过程位错理论 |
| 3.3.2 材料蠕变微细结构讨论 |
| 3.4 硅和钪对拉伸蠕变的影响机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 稀土微合金化钛合金室温压缩蠕变性能研究 |
| 4.1 合金室温压缩蠕变性能研究 |
| 4.1.1 压缩强度性能 |
| 4.1.2 室温压缩蠕变实验性能 |
| 4.2 室温压缩蠕变机制 |
| 4.3 钪和硅对室温压缩蠕变影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 稀土微合金化钛合金热加工性能研究 |
| 5.1 真应力-真应变曲线 |
| 5.2 合金本构模型构建 |
| 5.3 钪对热加工图的影响 |
| 5.3.1 功率耗散图 |
| 5.3.2 失稳图 |
| 5.3.3 热加工图 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（3）热轧工艺与热处理制度对TG11厚板组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 钛合金概述 |
| 1.2.1 钛合金的分类方法及相应特点 |
| 1.2.2 常见合金元素的作用 |
| 1.2.3 钛合金的显微组织及其分类 |
| 1.2.4 钛合金的显微组织对性能的影响 |
| 1.3 钛合金常用的热处理 |
| 1.3.1 退火处理 |
| 1.3.2 强化热处理 |
| 1.3.3 形变热处理(热机械处理) |
| 1.3.4 化学热处理 |
| 1.4 TC11钛合金的研究现状 |
| 1.5 本课题的研究意义与主要研究内容 |
| 2 试验材料制备和研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 取样部位 |
| 2.3.1 金相显微组织观察 |
| 2.3.2 室温力学性能测定 |
| 2.3.3 冲击吸收能量的测试 |
| 3 轧制工艺对TC11钛合金厚板组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 开坯温度对TC11钛合金厚板组织及性能影响 |
| 3.2.1 开坯温度对TC11钛合金厚板显微组织的影响 |
| 3.2.2 开坯温度对TC11钛合金厚板性能的影响 |
| 3.3 轧制方式对TC11钛合金厚板组织及性能影响 |
| 3.3.1 轧制方式对TC11钛合金厚板显微组织的影响 |
| 3.3.2 轧制方式对TC11钛合金厚板力学性能的影响 |
| 3.4 开坯变形量对TC11钛合金厚板组织及性能影响 |
| 3.4.1 开坯变形量对TC11钛合金厚板显微组织的影响 |
| 3.4.2 开坯变形量对TC11钛合金厚板性能的影响 |
| 3.4.3 开坯变形量对TC11钛合金厚板不同厚度位置显微组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 固溶温度与时效时间对TC11板材组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶温度对TC11板材组织及性能的影响 |
| 4.2.1 固溶温度对TC11板材显微组织的影响 |
| 4.2.2 固溶温度对TC11板材性能的影响 |
| 4.3 时效时间对TC11板材组织及性能的影响 |
| 4.3.1 时效时间对TC11板材显微组织的影响 |
| 4.3.2 时效时间对TC11板材性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在读期间的研究成果 |
| 致谢 |
（4）Cr、Nb和Zr离子注入TC18钛合金表面结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 航空用钛合金和TC18 钛合金简介 |
| 1.2.1 钛合金航空应用发展及应用分类 |
| 1.2.2 TC18 钛合金性能、应用及研究现状 |
| 1.3 航空用钛合金材料失效综述 |
| 1.3.1 航空钛合金在应用中遇到的问题 |
| 1.3.2 钛合金的磨损失效 |
| 1.3.3 钛合金的腐蚀失效 |
| 1.3.4 钛合金的疲劳失效 |
| 1.4 钛合金表面改性方法及离子注入技术研究进展 |
| 1.4.1 钛合金表面改性技术综述 |
| 1.4.2 离子注入表面改性技术及其研究动态 |
| 1.5 选题意义和主要研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 离子注入的选择 |
| 1.5.3 主要研究内容 |
| 1.5.4 技术路线图 |
| 第二章 试验研究方法 |
| 2.1 试验基体材料与试样 |
| 2.1.1 试验基体材料 |
| 2.1.2 试样准备 |
| 2.2 MEVVA离子注入 |
| 2.3 表面及改性层结构表征 |
| 2.3.1 表面形貌观察与表面粗糙度分测试析方法 |
| 2.3.2 表层组织结构测试分析方法 |
| 2.4 力学性能测试分析方法 |
| 2.4.1 硬度及弹性模量表征方法 |
| 2.4.2 残余应力测试方法 |
| 2.4.3 摩擦磨损性能测试分析方法 |
| 2.5 腐蚀性能测试分析方法 |
| 2.6 疲劳性能测试分析方法 |
| 2.6.1 疲劳试样准备 |
| 2.6.2 疲劳试验方法 |
| 第三章 Cr、Nb和Zr离子注入TC18 钛合金微观形貌、化学成分和微观组织结构 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Cr、Nb、Zr注入前后TC18 钛合金表面微观形貌 |
| 3.2.1 表面SEM形貌分析 |
| 3.2.2 表面AFM三维形貌分析 |
| 3.2.3 表面宏观三维形貌及粗糙度分析 |
| 3.3 Cr、Nb、Zr注入前后TC18 钛合金元素表面分布和深度分布 |
| 3.3.1 离子注入前后TC18 钛合金后合金元素表面分布 |
| 3.3.2 离子注入前后TC18 钛合金后合金元素深度分布 |
| 3.4 Cr、Nb、Zr注入前后TC18 钛合金表层微观结构表征 |
| 3.4.1 Cr、Nb、Zr注入前后TC18 钛合金截面TEM分析 |
| 3.4.2 Cr、Nb、Zr注入前后TC18 钛合金XRD分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金力学性能影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 残余应力分析 |
| 4.3 离子注入前后TC18 钛合金纳米压入分析 |
| 4.4 离子注入前后TC18 钛合金滑动摩擦磨损性能研究 |
| 4.4.1 室温不同载荷时Cr、Nb和 Zr离子注入后表面改性层的摩擦磨损 |
| 4.4.2 室温不同转速时Cr、Nb和 Zr离子注入后表面改性层的摩擦磨损 |
| 4.5 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金磨损性能影响规律及作用机理分析 |
| 4.5.1 Cr离子注入对TC18 钛合金磨损性能的影响规律及作用机理分析 |
| 4.5.2 Nb离子注入对TC18 钛合金磨损性能的影响规律影响规律及作用机理分析 |
| 4.5.3 Zr离子注入对TC18 钛合金磨损性能的影响规律影响规律及作用机理分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金耐腐蚀性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Cr、Nb、Zr离子注入前后TC18 钛合金表面的电化学腐蚀性能 |
| 5.2.1 Cr注入后TC18 钛合金在3.5%Na Cl溶液中的腐蚀性能 |
| 5.2.2 Nb注入后TC18 钛合金在3.5%Na Cl溶液中的腐蚀性能 |
| 5.2.3 Zr注入后TC18 钛合金在3.5%Na Cl溶液中的腐蚀性能 |
| 5.3 Cr、Nb和 Zr离子注入前后TC18 钛合金静态全浸泡腐蚀性能 |
| 5.3.1 Cr注入后TC18 钛合金在模拟海水溶液中的腐蚀性能 |
| 5.3.2 Nb注入后TC18 钛合金在模拟海水溶液中的腐蚀性能 |
| 5.3.3 Zr注入后TC18 钛合金在模拟海水溶液中的腐蚀性能 |
| 5.4 离子注入对TC18 钛合金腐蚀性能的影响规律及作用机理分析 |
| 5.4.1 Cr离子注入对TC18 钛合金腐蚀性能的影响规律及作用机理分析 |
| 5.4.2 Nb离子注入对TC18 钛合金腐蚀性能的影响规律及作用机理分析 |
| 5.4.3 Zr离子注入对TC18 钛合金腐蚀性能的影响规律及作用机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金疲劳性能的影响研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金疲劳寿命的影响 |
| 6.2.1 TC18 钛合金基体疲劳性能 |
| 6.2.2 Cr离子注入对TC18 钛合金疲劳寿命影响 |
| 6.2.3 Nb离子注入对TC18 钛合金疲劳寿命影响 |
| 6.2.4 Zr离子注入对TC18 钛合金疲劳寿命影响 |
| 6.3 Cr、Nb和 Zr离子注入试样疲劳断口微观形貌特征 |
| 6.3.1 TC18 钛合金基体疲劳断口形貌 |
| 6.3.2 Cr离子注入改性TC18 钛合金疲劳断口形貌 |
| 6.3.3 Nb离子注入改性TC18 钛合金疲劳断口形貌 |
| 6.3.4 Zr离子注入改性TC18 钛合金基体断口形貌 |
| 6.4 Cr、Nb和 Zr离子注入对TC18 钛合金疲劳性能影响规律及作用机理分析 |
| 6.4.1 Cr离子注入对TC18 钛合金疲劳性能影响规律及作用机理分析 |
| 6.4.2 Nb离子注入对TC18 钛合金疲劳性能影响规律及作用机理分析 |
| 6.4.3 Zr离子注入对TC18 钛合金疲劳性能影响规律及作用机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（5）TA15钛合金薄壁筒形构件轧—旋成形极限研究（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 钛合金薄壁筒形件轧-旋连续成形技术概述 |
| 1.2.1 钛合金薄壁筒形件的需求背景及成形现状 |
| 1.2.2 钛合金组织特征 |
| 1.2.3 轧-旋连续成形技术 |
| 1.2.4 钛合金薄壁筒形件轧-旋宏微观变形特点 |
| 1.3 钛合金热成形微观组织演化与损伤断裂研究现状 |
| 1.3.1 微观组织演化与建模 |
| 1.3.2 损伤断裂行为和机制 |
| 1.3.3 损伤断裂建模 |
| 1.4 钛合金薄壁筒形件轧-旋成形极限研究现状 |
| 1.4.1 环轧成形极限 |
| 1.4.2 旋压成形极限 |
| 1.5 钛合金轧-旋成形极限研究亟待解决的问题 |
| 1.6 本文的选题背景和意义 |
| 1.7 本文的主要研究内容和研究思路 |
| 1.7.1 主要研究内容 |
| 1.7.2 研究思路 |
| 第2章 研究基础与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 轧-旋连续成形工艺基础 |
| 2.2.1 环轧成形 |
| 2.2.2 旋压成形 |
| 2.3 钛合金热变形微观组织演化和损伤断裂行为实验研究 |
| 2.3.1 实验材料 |
| 2.3.2 材料热变形实验 |
| 2.3.3 微观组织和形貌的制备、观测和定量分析 |
| 2.4钛合金薄壁筒形件轧-旋成形实验 |
| 2.4.1 本文研究对象 |
| 2.4.2 轧-旋连续成形装置 |
| 2.4.3 轧-旋连续成形方案 |
| 2.5 有限元建模基本理论 |
| 2.5.1 传热问题 |
| 2.5.2 弹塑性力学理论基础 |
| 2.5.3 热力耦合理论基础 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 TA15 钛合金热拉伸变形行为与微观组织演化机制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热拉伸变形行为 |
| 3.3 热拉伸微观组织演化机制 |
| 3.4 变形参数对热拉伸微观组织演化的影响规律 |
| 3.4.1 变形温度 |
| 3.4.2 应变速率 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TA15 钛合金热变形复杂组织演化和应力状态损伤断裂行为与机制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热变形损伤断裂行为与机制 |
| 4.3 微观组织演化对损伤断裂行为的影响规律 |
| 4.4 应力状态对损伤断裂行为的影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 耦合微观组织和损伤断裂的TA15 钛合金热变形统一本构建模 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 建模思路 |
| 5.3 耦合微观组织和损伤断裂的统一本构模型 |
| 5.3.1 微观组织建模 |
| 5.3.2 损伤断裂建模 |
| 5.3.3 流动应力计算 |
| 5.3.4 模型数值化 |
| 5.4 模型参数求解 |
| 5.5 统一本构模型验证 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 钛合金薄壁筒形件轧-旋成形极限研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TA15 钛合金轧-旋全过程三维有限元模型的建立 |
| 6.2.1 建模思路 |
| 6.2.2 几何建模、网格划分及数据传递 |
| 6.2.3 材料模型 |
| 6.2.4 热力边界条件 |
| 6.2.5 模型可靠性验证 |
| 6.3 轧-旋连续成形微观组织演化和损伤断裂行为 |
| 6.3.1 微观组织分布与演化 |
| 6.3.2 微孔洞体积分数分布与演化 |
| 6.4 轧-旋成形参数对微观组织和损伤断裂的影响规律 |
| 6.4.1 旋压初始温度 |
| 6.4.2 旋压道次 |
| 6.4.3 旋轮进给比 |
| 6.4.4 旋轮圆角半径 |
| 6.5 成形极限的确定和提高 |
| 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 |
（6）TC11钛合金表面ZrO2/（Al2O3-Y2O3）溶胶凝胶涂层的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金的简介及应用 |
| 1.1.1 钛合金的发展与分类 |
| 1.1.2 钛合金的性能以及在国民经济中的应用 |
| 1.1.3 钛合金在应用中存在的问题 |
| 1.2 钛合金高温防护研究进展 |
| 1.2.1 金属高温氧化理论概述 |
| 1.2.2 钛合金的高温氧化机制 |
| 1.2.3 提高钛合金抗高温氧化性能的手段 |
| 1.3 溶胶-凝胶法 |
| 1.3.1 溶胶-凝胶法制备涂层的原理及过程 |
| 1.3.2 溶胶-凝胶法的技术优势和特点 |
| 1.3.3 溶胶-凝胶法制备高温防护涂层的研究进展 |
| 1.4 课题研究意义与主要内容 |
| 1.4.1 课题的研究意义 |
| 1.4.2 课题研究的主要内容 |
| 第二章 实验材料、设备及研究方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 实验材料及实验设备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验所用设备 |
| 2.3 两种溶胶的制备 |
| 2.3.1 Al_2O_3-Y_2O_3复合溶胶的制备 |
| 2.3.2 ZrO_2溶胶的制备 |
| 2.4 涂层的制备 |
| 2.4.1 基材的预处理 |
| 2.4.2 涂覆 |
| 2.4.3 涂层的干燥 |
| 2.4.4 涂层的热处理 |
| 2.5 涂层的性能测试 |
| 2.5.1 涂层的形貌及成分 |
| 2.5.2 涂层的物相组成 |
| 2.5.3 涂层与基体的结合强度 |
| 2.5.4 涂层的抗高温氧化性能 |
| 2.5.5 涂层的抗热震性能 |
| 第三章 涂层制备工艺及性能研究 |
| 3.1 Al_2O_3-Y_2O_3复合溶胶的制备 |
| 3.1.1 水解温度对溶胶的影响 |
| 3.1.2 水解时间对溶胶的影响 |
| 3.1.3 聚乙烯吡咯烷酮的添加量对溶胶的影响 |
| 3.2 ZrO_2溶胶的制备 |
| 3.3 溶胶涂覆工艺 |
| 3.3.1 涂覆方式的选择 |
| 3.3.2 最佳涂覆工艺的确定 |
| 3.4 涂层的热处理工艺 |
| 3.5 涂层与基体的结合力 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ZrO_2/(Al_2O_3-Y_2O_3)涂层的高温性能研究 |
| 4.1 涂层的形貌及物相组成 |
| 4.2 等温氧化实验 |
| 4.2.1 氧化动力学分析 |
| 4.2.2 氧化膜表面形貌分析 |
| 4.2.3 氧化膜表面物相分析 |
| 4.2.4 氧化膜截面分析 |
| 4.3 高温热震实验 |
| 4.3.1 热震寿命预测 |
| 4.3.2 热震后氧化膜表面形貌分析 |
| 4.3.3 热震后氧化膜截面形貌分析 |
| 4.4 涂层抗高温氧化与热震机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 弱磷酸烧结处理复合ZrO_2/(Al_2O_3-Y_2O_3)涂层的高温性能 |
| 5.1 磷酸处理复合涂层的制备 |
| 5.2 磷酸处理复合涂层的形貌及物相组成 |
| 5.3 高温氧化实验 |
| 5.3.1 氧化动力学分析 |
| 5.3.2 氧化膜表面形貌分析 |
| 5.3.3 氧化膜表面物相分析 |
| 5.3.4 氧化膜截面分析 |
| 5.4 高温热震实验 |
| 5.4.1 磷酸处理复合涂层热震寿命预测 |
| 5.4.2 热震后氧化膜表面形貌分析 |
| 5.4.3 热震后氧化膜截面形貌分析 |
| 5.5 磷酸烧结处理复合溶胶-凝胶涂层抗高温氧化与热震机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（7）连续变断面循环挤压TC11合金的工艺优化及其组织细化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛及钛合金概述 |
| 1.1.1 钛及钛合金发展简介 |
| 1.1.2 钛合金的分类 |
| 1.1.3 TC11合金 |
| 1.1.4 TC11合金的热处理 |
| 1.2 大塑性变形概述 |
| 1.2.1 等通道转角挤压 |
| 1.2.2 高压扭转 |
| 1.2.3 累积轧制 |
| 1.2.4 往复挤压 |
| 1.2.5 连续变断面循环挤压 |
| 1.2.6 钛合金大塑性变形研究 |
| 1.3 DEFORM软件简介 |
| 1.3.1 DEFORM的发展 |
| 1.3.2 DEFORM的功能特点 |
| 1.3.3 DEFORM在大塑性变形中的应用 |
| 1.4 本课题主要研究内容及意义 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 TC11合金连续变断面循环挤压实验 |
| 2.2.2 热处理 |
| 2.2.3 显微组织观察及性能测试 |
| 2.2.4 建立数值模型 |
| 3 CVCE工艺参数对TC11合金组织性能的影响 |
| 3.1 CVCE工艺参数对TC11合金组织的影响 |
| 3.1.1 变形温度对TC11合金显微组织的影响 |
| 3.1.2 变形道次对TC11合金显微组织的影响 |
| 3.1.3 变形速度对TC11合金显微组织的影响 |
| 3.2 CVCE工艺参数对TC11合金力能的影响 |
| 3.3 CVCE工艺参数对TC11合金显微硬度的影响 |
| 3.3.1 CVCE试样的显微硬度分布 |
| 3.3.2 变形道次对TC11合金显微硬度的影响 |
| 3.3.3 变形温度和变形速度对TC11合金显微硬度的影响 |
| 3.4 TC11合金经CVCE变形的细化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热处理工艺对CVCE变形后TC11合金组织性能的影响 |
| 4.1 热处理制度对CVCE变形后TC11合金显微组织的影响 |
| 4.1.1 退火温度对TC11合金显微组织的影响 |
| 4.1.2 退火时间对TC11合金显微组织的影响 |
| 4.1.3 CVCE合金热处理透射电镜组织观察 |
| 4.2 退火前后TC11合金显微硬度的分布 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 CVCE数值模拟 |
| 5.1 建立CVCE几何模型 |
| 5.2 CVCE变形试样内部温度场 |
| 5.3 CVCE变形试样应力场 |
| 5.4 CVCE变形试样应变场 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（8）TC11/TC17钛合金线性摩擦焊接头组织与性能研究（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 研究背景及意义 |
| 1.2 LFW原理及特点 |
| 1.3 LFW数值模拟技术发展现状 |
| 1.3.1 LFW温度场研究 |
| 1.3.2 LFW应力-应变场研究 |
| 1.4 焊接接头硬化及疲劳研究 |
| 1.4.1 焊接接头应变硬化行为 |
| 1.4.2 焊接接头疲劳行为 |
| 1.5 问题的导出 |
| 1.6 研究目标 |
| 1.7 整体研究方案 |
| 1.8 本文主要研究内容 |
| 第2章 研究方法与设备 |
| 2.1 LFW数值计算模型 |
| 2.1.1 有限元基本原理 |
| 2.1.2 热源模型 |
| 2.1.3 塑性变形-传热耦合分析基本理论 |
| 2.1.4 焊缝金属形变模型 |
| 2.1.5 几何模型 |
| 2.1.6 材料模型 |
| 2.1.7 载荷和边界条件 |
| 2.1.8 模拟关键问题 |
| 2.2 实验材料及研究方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 微观组织分析方法 |
| 2.2.4 力学性能测试方法 |
| 第3章 TC11/TC17 LFW接头温度场和缩短量模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 摩擦焊接过程接头温度场及轴向缩短量研究 |
| 3.3 焊接参数对接头温度场及轴向缩短量影响 |
| 3.3.1 振动频率对接头温度场及轴向缩短量影响 |
| 3.3.2 摩擦压力对接头温度场及轴向缩短量影响 |
| 3.3.3 振幅对接头温度场及轴向缩短量影响 |
| 3.3.4 接头温度场及轴向缩短量实验验证 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 TC11/TC17 LFW接头应力-应变场数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接过程Y轴方向应力-应变场 |
| 4.2.1 Y轴方向应力场 |
| 4.2.2 Y轴方向应变场 |
| 4.3 焊接过程X轴方向应力-应变场 |
| 4.3.1 X轴方向应力场 |
| 4.3.2 X轴方向应变场 |
| 4.4 焊接过程等效应力-应变场 |
| 4.4.1 等效应力场 |
| 4.4.2 等效应变场 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TC11/TC17 LFW接头组织及应变硬化行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接接头形貌及组织特征 |
| 5.2.1 焊接参数对接头宏观形貌影响 |
| 5.2.2 焊接参数对接头微观组织影响 |
| 5.3 焊接接头显微硬度分析特征 |
| 5.3.1 焊接接头显微硬度的分布特征 |
| 5.3.2 焊接参数对接头显微硬度的影响 |
| 5.4 焊接接头拉伸应变硬化行为及机制 |
| 5.4.1 焊接能量对接头拉伸强度的影响 |
| 5.4.2 应变速率对焊接接头拉伸强度的影响 |
| 5.4.3 焊接接头的拉伸应变硬化行为 |
| 5.4.4 接头拉伸断口形貌研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 TC11/TC17 LFW接头低周疲劳性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 焊接接头的循环变形机制 |
| 6.2.1 焊接接头滞后回线 |
| 6.2.2 焊接接头循环软化特征 |
| 6.2.3 循环变形过程中的弹性模量 |
| 6.3 疲劳寿命和疲劳参数 |
| 6.4 疲劳断口形貌分析 |
| 6.5 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 |
（9）钛合金在不同滑动速度和介质下磨损行为和机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 钛合金的应用与摩擦磨损 |
| 1.3 钛合金的摩擦磨损研究概述 |
| 1.4 钛合金的干滑动摩擦磨损 |
| 1.4.1 钛合金的干滑动磨损研究进展 |
| 1.4.2 钛合金的干滑动中摩擦氧化与摩擦层 |
| 1.4.3 钛合金的干滑动磨损研究存在的问题 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 摩擦磨损实验 |
| 2.2.1 试样的制备 |
| 2.2.2 实验设备及参数 |
| 2.2.3 实验过程和参数选择 |
| 2.3 性能测试及微观分析 |
| 2.3.1 硬度 |
| 2.3.2 极化曲线 |
| 2.3.3 微观分析 |
| 第三章 钛合金的摩擦磨损行为与特征 |
| 3.1 TC4合金的摩擦磨损行为和特征 |
| 3.1.1 TC4合金的显微组织和硬度 |
| 3.1.2 磨损率 |
| 3.1.3 摩擦系数 |
| 3.1.4 磨面形貌和EDS分析 |
| 3.1.5 磨屑形貌和XRD分析 |
| 3.2 TC11合金的摩擦磨损行为和特征 |
| 3.2.1 TC11合金的显微组织和硬度 |
| 3.2.2 磨损率 |
| 3.2.3 摩擦系数 |
| 3.2.4 磨面形貌和EDS分析 |
| 3.2.5 磨屑形貌和XRD分析 |
| 3.3 环境介质对钛合金磨损性能的影响 |
| 3.3.1 钛合金在不同环境介质下的磨损行为 |
| 3.3.2 钛合金在不同环境介质下的磨损特征 |
| 3.4 钛合金的磨损行为及特征分析 |
| 3.5 TC4和TC11合金的磨损性能比较 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 钛合金摩擦层的特征分析 |
| 4.1 TC4合金的摩擦层特征分析 |
| 4.1.1 磨面XRD分析 |
| 4.1.2 剖面形貌 |
| 4.1.3 剖面EDS分析 |
| 4.1.4 剖面硬度分布 |
| 4.2 TC11的摩擦层的特征分析 |
| 4.2.1 磨面XRD分析 |
| 4.2.2 剖面形貌 |
| 4.2.3 剖面EDS分析 |
| 4.2.4 剖面硬度分布 |
| 4.3 在腐蚀介质中摩擦层的特征分析 |
| 4.3.1 磨面XRD分析 |
| 4.3.2 剖面形貌 |
| 4.3.3 剖面EDS分析 |
| 4.3.4 剖面硬度分布 |
| 4.4 磨损表层粗糙度和三维形貌 |
| 4.5 TC4和TC11合金摩擦层特征比较 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 钛合金的磨损转变及磨损机理 |
| 5.1 磨损表面温度计算 |
| 5.2 钛合金室温、不同速度下磨损行为及影响因素 |
| 5.2.1 国内外的研究及分析 |
| 5.2.2 本研究的实验结果及分析 |
| 5.2.3 钛合金室温下磨损的影响因素 |
| 5.3 钛合金的磨损机理 |
| 5.3.1 国内外有关研究和观点 |
| 5.3.2 基于本研究分析结果的磨损机理分析 |
| 5.3.3 钛合金磨损机制图的建立 |
| 5.4 钛合金的轻微磨损与严重磨损 |
| 5.4.1 轻微磨损与严重磨损 |
| 5.4.2 轻微-严重磨损转变准则及相关研究 |
| 5.4.3 钛合金的轻微与严重磨损及其转变 |
| 5.5 钛合金的摩擦层形成及作用 |
| 5.5.1 摩擦层的形成规律和特征 |
| 5.5.2 摩擦层的形成机理 |
| 5.5.3 双滑动磨损实验及摩擦氧化物的作用的验证 |
| 5.5.4 钛合金摩擦氧化物的作用讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 结论与创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 博士期间发表的论文及其它科研成果 |
（10）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 |
四、TC11钛合金的高温蠕变实验研究（论文参考文献）
- [1]TiBw增强高温钛基复合材料构件锻造成形及组织性能调控[D]. 孙永刚. 太原理工大学, 2021
- [2]稀土微合金化钛合金材料蠕变及热加工性能研究[D]. 李尚. 江西理工大学, 2021(01)
- [3]热轧工艺与热处理制度对TG11厚板组织及性能的影响[D]. 张玲玲. 西安建筑科技大学, 2019(01)
- [4]Cr、Nb和Zr离子注入TC18钛合金表面结构及性能研究[D]. 陈小虎. 南京航空航天大学, 2019(01)
- [5]TA15钛合金薄壁筒形构件轧—旋成形极限研究[D]. 郭靖. 西北工业大学, 2018
- [6]TC11钛合金表面ZrO2/（Al2O3-Y2O3）溶胶凝胶涂层的制备及其性能研究[D]. 姚一波. 南京航空航天大学, 2017(03)
- [7]连续变断面循环挤压TC11合金的工艺优化及其组织细化机理研究[D]. 王坤. 西安建筑科技大学, 2016(02)
- [8]TC11/TC17钛合金线性摩擦焊接头组织与性能研究[D]. 赵鹏康. 西北工业大学, 2016(08)
- [9]钛合金在不同滑动速度和介质下磨损行为和机制的研究[D]. 李新星. 江苏大学, 2016(08)
- [10]TC11/Ti-Al-Nb接合界面组织演化规律及稳定机理研究[D]. 秦春. 西北工业大学, 2015(01)