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1 附錄一 澆鑄鈦和金的顯微結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能 摘要： 通過感應(yīng)熔化的方法而獲得的 究熱處理和冷卻凝固率對(duì)其顯微結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能的影響和作用。結(jié)果表明：通過增加冷卻凝固率，可以使 過采用不同的方法和對(duì)不同時(shí)期的合金進(jìn)行處理，合金相位逐漸在粒狀晶體的內(nèi)部和粒狀晶體的邊界上沉淀。由于沉淀物晶相的改變，合金承受拉力的性能和伸長(zhǎng)率同時(shí)被改良。在 σ b=1. 406δ =4. 5%時(shí)，將會(huì)獲得一種具 有良好性能的合金 ,在臨界區(qū)域里使用這種合金會(huì)讓我們收到滿意的效果。 關(guān)鍵字 澆鑄 卻凝固率；機(jī)械性能 1 介紹 鈦合金以其優(yōu)良的機(jī)械性能，在飛機(jī)、航空航天和其它領(lǐng)域中，受到了人們的關(guān)注和認(rèn)可，尤其是在較高特殊作用力的環(huán)境之下。在降低航天器的質(zhì)量并改進(jìn)的它的運(yùn)輸適宜性上，該合金受到了關(guān)注。為了滿足以上兩種情況，一種被叫做貝它鈦的重要鈦合金逐漸得到發(fā)展和優(yōu)化。由于其具有高抗力、彈性系數(shù)和伸長(zhǎng)率等良好的綜合性能，合金 已經(jīng)變成了潛在的選擇 材料被用于在那些貝它類型合金之中。從以上的論述中我們可以知道， 時(shí)也適用于寒冷的工作環(huán)境之下。不幸地是，由于合金的高處理成本以及諸如低可塑性和高剛度等缺點(diǎn)，使其在制造復(fù)雜的聯(lián)合體和薄壁件時(shí)存在許多問題，成為影響其在航空航天業(yè)中廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵所在。為了降低其合成成本并達(dá)到其易于重新塑造的彈性，精密鑄造技術(shù)被引入到了這個(gè)領(lǐng)域中。但是由于鑄造出來的合金其貝它晶粒較大且機(jī)械性能很低，故此 于熱處理對(duì) 此 于熱處理對(duì) 們指出：在熱處理之后，在阿爾法晶相的內(nèi)部和邊界上均出現(xiàn)了矩陣式的沉淀物，阿爾法相的出現(xiàn)與分布戲劇性地改善了合金的機(jī)械性能。這篇文章的目地就是要找出在 2 不同的冷卻凝固率和熱處理?xiàng)l件下鈦合金的機(jī)械性能和微觀結(jié)構(gòu)的變化，以找到一個(gè)科學(xué)合理的方法來測(cè)量和進(jìn)一步提高合金的機(jī)械性能。 2 實(shí)驗(yàn) 實(shí)驗(yàn)的原料來自海棉狀的鈦 ,礬和鋁的合金，高純凈的鋁塊，鉻粉和錫塊。 然后他們?cè)谝黄鹪诟袘?yīng)爐里被融化，依 照合金名義上的組成成份，其組成成份有 15% V、 3% 3% 3% 余的全部是 料的總重量是 18千克。我們?cè)O(shè)置旋轉(zhuǎn)式噴灌器工作轉(zhuǎn)速為 200轉(zhuǎn) /分，分布的溫度大約是 1750℃。為了研究合金不同的 冷卻凝固率對(duì)于其機(jī)械性能和微觀結(jié)構(gòu)的影響，熔化的合金離心后被澆注到一個(gè)長(zhǎng) 235 100度分別為 502510于分析合金的微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能的樣品就來自于其中。熱處理的試樣在 800℃下被加熱 20分鐘，然后水冷。其他用空氣冷卻的試樣也是如此。合金的顯 微結(jié)構(gòu)被放在高倍顯微鏡下和伸試驗(yàn)后的物理斷面也被放在 的機(jī)械特性是在 186電子拉伸機(jī)上進(jìn)行測(cè)試的。 3 結(jié)果及討論 合金在冷卻凝固后的微觀結(jié)構(gòu)如圖 1所示 晶粒在合金晶粒的內(nèi)部和邊界上均有分布。帶有黑色的第二幅圖被認(rèn)為是一個(gè)不平衡的冷卻凝固結(jié)構(gòu)。隨著冷卻凝固率的不斷增加，晶粒的尺寸變得越來越小。越靠近模型的內(nèi)表面晶粒的尺寸越小，越小的鑄造尺寸結(jié)果也是如此。這是因?yàn)樵谀Ｐ偷膬?nèi)表面以及較 小的鑄造尺寸時(shí)，激冷作用對(duì)合金的晶粒尺寸并沒有多少不同之處 3 下表 1列出了不同的冷卻凝固率對(duì)合金延展性的影響。隨著冷卻凝固率的增加，合金承受的拉力也隨之增加，與此同時(shí)，合金的延伸率也逐漸升高。延展率的增加主要?dú)w因于較小的晶粒尺寸。比較較薄的部分而言，中等厚度及較厚區(qū)域在延展性方面并沒有太大的不同之處。 4 在正常情況下，通過空冷和小冷的合金單 β 是可以區(qū)分開的。經(jīng)過不同時(shí)期和不同方法的處理之后，針狀的 α 相出現(xiàn)在了晶粒的內(nèi)部以及邊界上，良好的拉伸 和延伸率的結(jié)合是可以通過恰當(dāng)?shù)責(zé)崽幚韥磉_(dá)到的。圖 2的（ a）和（ b）中展示了 50℃到 650℃ 5 時(shí)加熱 8小時(shí)后的合金顯微結(jié)構(gòu)。隨著溫度的逐漸升高，針狀的 α 相變得粗糙。 α 相與其基體之間存在著互不相干的相互關(guān)系。圖 2（ c）中顯示出 α 相析出于晶粒的邊界上， α 相與晶粒邊界所成的角度估計(jì) 30°。 α 相之所以很容易在晶粒的邊界上析出的原因可以歸結(jié)為較 6 低的成核能量以及不完全處理后在晶粒的邊界上所產(chǎn)生的元素相互排斥作用。在晶粒的邊界上大量的析出 α 相將導(dǎo)致合金的脆性。圖 3（ a）和（ b）中展示出了 50℃下加熱 6小 時(shí)和 24小時(shí)時(shí)的合金相圖。隨著加熱時(shí)間的增加， α 相變得越來越粗糙。同時(shí)， 7 α 相也會(huì)部分的增加。圖 3（）中展示出了 期處理后的 α 相變得更加粗糙，在 α 相的析出物上有很長(zhǎng)一段的距離。 圖 4（ a）中表示了在不同的加熱溫度下加熱 8小時(shí)后合金機(jī)械性能的變化。隨著加熱溫度的逐漸增加，伸長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度下降而伸展率增加。導(dǎo)致合金機(jī)械性能變化的主要原因是晶粒的大小，數(shù)量以及 基體上的 α 相。隨著加熱溫度的不斷增加， α 相變得越來越粗糙，從而導(dǎo)致了該相越來越容易析出并附著在原有的晶粒上。在進(jìn)行機(jī)械性能測(cè)試的過程中， α 相最終導(dǎo)致了合金的低強(qiáng)度和高的延展性。當(dāng)加熱溫度為 450℃時(shí)，b?加熱溫度為 650℃時(shí)，b?等于 905比于強(qiáng)度而言，合金延展率的變化有不同的傾向，延展率從 450℃）變?yōu)? 650℃）。 圖 4（ b）中展示出了在 450℃下加熱不同時(shí)間后合金機(jī)械性能的變化。隨著加熱時(shí)間的不斷增加，合金的伸長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度稍有增加而延伸率卻下降了。隨著加熱時(shí)間的繼續(xù)增加，析出物的距離變得特別小，從而很難再析出，以致于導(dǎo)致了在測(cè)試的過程中，金屬的強(qiáng)度升高而延伸率下降。 圖 5顯示出了在 450℃和 650℃下加熱 8小時(shí)后的合金破碎形態(tài)。結(jié)果顯示出破碎是在內(nèi)部出現(xiàn)的表現(xiàn)出漣漪的特性。雖然破碎是內(nèi)部的微粒，但是相對(duì)較小的微粒尺寸也許是高延展性的 8 最好解釋，合金二期加熱后，強(qiáng)度增加而延展性下降，b?下降到了386兆帕。延展率提高到 期處理之后，析出物之間較長(zhǎng)的距離是導(dǎo)致合金低強(qiáng)度和高延展性的主要原因。 圖 6顯示出了熱處理之后合金中等厚度和較厚部分的機(jī)械性能，試樣在 800攝氏度下完全處理20分鐘之后在不同的溫度下加熱 8小時(shí)。隨著加熱溫度的逐漸增加，中等厚度和較厚區(qū)域合金的拉伸力下降而延展率升高，總的來說，合金中部的伸長(zhǎng)率和延展率都比較厚部分的高，但是當(dāng)溫度厚度部分高于 510攝氏度時(shí)加熱 8小時(shí)后，合金中等厚度部分的伸長(zhǎng)率和延展率卻都比較厚部分的低。 這個(gè)不期望的后果可以由晶粒從邊界向晶粒內(nèi)部逐漸混合，從而導(dǎo)致了內(nèi)部應(yīng)力起作用而獲得解釋 σ s= σ i+ kL (1) 其中 σ 晶粒內(nèi)部應(yīng)力 ? 可以由 τ= π( D- l) ln l/ (2) 其中 b,考慮到拉伸屈服作用力的時(shí)候，我們便可以推斷出多晶材料時(shí)： ? =1/2 σ 晶粒邊界應(yīng)力和內(nèi)部應(yīng)力的混合作用關(guān)系式可以表示為： σ s= σ i+ kL + π( D- l) ln l/ ) 增加晶粒的尺寸將會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度的下降，但同樣可以導(dǎo)致在晶粒內(nèi)部的析出物的密度變大，從而使析出物之間的距離減小，比 9 較較小尺 寸的晶粒而言，較大尺寸的晶粒在晶粒內(nèi)部的析出物在對(duì)伸長(zhǎng)率的影響與作用上占有優(yōu)勢(shì)。當(dāng)在 510攝氏度下加熱 8小時(shí)后，大尺寸晶粒的伸長(zhǎng)率在晶體內(nèi)部的析出物中要遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過小尺寸的晶粒。 4 結(jié)論 （ 1）凝固后的合金的微觀結(jié)構(gòu)是由各方等大的 β 晶粒和在晶體邊界和內(nèi)部的一些氣泡和熱力孔所組成。隨著冷卻凝固的增加，合金的晶粒尺寸變小，伸長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度增加。同時(shí)，合金的延展率升高。 （ 2）隨著加熱溫度的升高和加熱時(shí)間的增加，針狀的相變得粗糙。同時(shí)，相的碎片數(shù)量也隨之增加，二期處理后相變得更加粗糙。 （ 3）隨著加熱溫度的升高，伸 長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度下降而延展率升高，隨著加熱時(shí)間的升高，伸長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度稍有升高而延展率下降而伸長(zhǎng)率下降。 （ 4）總體來說，中等厚度部分的合金的伸長(zhǎng)率和延展率均比較厚部分的高，各項(xiàng)性能的最好結(jié)合是在b?等于 為 獲得的。它可以滿足臨界領(lǐng)域這種合金的使用要求。 10 附錄 2 of as of on of as by of of of to i n as as in to of of A of of of . 5 % of be of of in in of to to of an to t of ,2 ] . As s of of a to be 3] [4], it is at of 11 of it to 5]. In to of of in to of is of of on be to of of on s of on 6, 7]. As it is in at as of of 8]. of is to of on of in to an to o f 2 he in an to of 5 %V, 3 %3 %3 %i. of 8 as 00 r/ of 750 ℃ . In to of on of a 35 mm in 100 mm in 0 25 0 mm in of 12 of 00 ℃ 0 as as of of of ed in 186 3 . 1 of on of he of is 1. is a of in at as as a is to of or of of of on in 13 3. 2 of on of s of on of e of At of is of to 9]. in 3. 3 of af At be by is at as as in A of be 2 (a) b) EM of 50 ℃ 50 ℃ h. s 10]. 2 (c) at 14 0° . of at be as of at to of at of 3 (a) b) EM of 50 ℃ h 4 h. of 3 (c) EM of a 15 3. 4 of 4 (a) of of at h. of of is of in to to so of of 50 ℃ , σ b . 406 50 ℃ ,σ b 05 of is . 5 % (450 ℃ ) 4. 4 % (650 ℃ ) . 4 (b) of of 50 ℃ a of to to 5 of 50 ℃ 50 ℃ h. It is by 16 is of σ b 86 . 5 %. is 3. 5 of on of 6 s of w in 00 ℃ 0 at h. of of As a of at or 10 ℃ h , of is of be by of of to to 8]of s be by σ s =σ i + kL d - 1/ 2 (1) i is to kL is a d is 17 of to τ ) by 1] . τ = 2π ( D - l) ln l/ 2) is b is 4 b , D is l is of it is to a = 1/ 2σ of in σ s =σ i + kL b - 1/ 2 + ( D - l) ln l/ 3) in in a of in to is at or 10 ℃ h , of to of in 4 ) of is a of in as of of At of is 2) 18 of 3) a is 4) of in A of . 406 b . 5 % be of of in 19 R. An on of in J ] . 1996, 103 - 114. 2 , J , H. of ] . of C] 1988. 655 - 660. 3 . in J]. 1994, 46(5): 16 - 19. 4 L I of fl ow J ] . 2001 , 11(1) : 95 - 97. 5 L B of in on of J ] . (, 2000 , 10 (6) : 887 - 890. 6 N , J , H. in J ] . 1996 , 48(7) : 42 - 47. 7 H , , . of J ] . 1990 , 42 (3) :26 - 29. 8 F. M ] 1969. 9 ([M]. 1989. 10 , A. in of A] . , , , et i′ C ] . 1998. 487 - 494. 11 , . in 523 J ] . 1991, 7 (5): 441 - 446.