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1 附錄一 澆鑄鈦和金的顯微結構和機械性能 摘要： 通過感應熔化的方法而獲得的 究熱處理和冷卻凝固率對其顯微結構和機械性能的影響和作用。結果表明：通過增加冷卻凝固率，可以使 過采用不同的方法和對不同時期的合金進行處理，合金相位逐漸在粒狀晶體的內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率同時被改良。在 σ b=1. 406δ =4. 5%時，將會獲得一種具 有良好性能的合金 ,在臨界區(qū)域里使用這種合金會讓我們收到滿意的效果。 關鍵字 澆鑄 卻凝固率；機械性能 1 介紹 鈦合金以其優(yōu)良的機械性能，在飛機、航空航天和其它領域中，受到了人們的關注和認可，尤其是在較高特殊作用力的環(huán)境之下。在降低航天器的質量并改進的它的運輸適宜性上，該合金受到了關注。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、彈性系數和伸長率等良好的綜合性能，合金 已經變成了潛在的選擇 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，使其在制造復雜的聯(lián)合體和薄壁件時存在許多問題，成為影響其在航空航天業(yè)中廣泛應用的關鍵所在。為了降低其合成成本并達到其易于重新塑造的彈性，精密鑄造技術被引入到了這個領域中。但是由于鑄造出來的合金其貝它晶粒較大且機械性能很低，故此 于熱處理對 此 于熱處理對 們指出：在熱處理之后，在阿爾法晶相的內部和邊界上均出現了矩陣式的沉淀物，阿爾法相的出現與分布戲劇性地改善了合金的機械性能。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條件下鈦合金的機械性能和微觀結構的變化，以找到一個科學合理的方法來測量和進一步提高合金的機械性能。 2 實驗 實驗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。 然后他們在一起在感應爐里被融化，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。我們設置旋轉式噴灌器工作轉速為 200轉 /分，分布的溫度大約是 1750℃。為了研究合金不同的 冷卻凝固率對于其機械性能和微觀結構的影響，熔化的合金離心后被澆注到一個長 235 100度分別為 502510于分析合金的微觀結構和機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 微結構被放在高倍顯微鏡下和伸試驗后的物理斷面也被放在 的機械特性是在 186電子拉伸機上進行測試的。 3 結果及討論 合金在冷卻凝固后的微觀結構如圖 1所示 晶粒在合金晶粒的內部和邊界上均有分布。帶有黑色的第二幅圖被認為是一個不平衡的冷卻凝固結構。隨著冷卻凝固率的不斷增加，晶粒的尺寸變得越來越小。越靠近模型的內表面晶粒的尺寸越小，越小的鑄造尺寸結果也是如此。這是因為在模型的內表面以及較 小的鑄造尺寸時，激冷作用對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，合金的延伸率也逐漸升高。延展率的增加主要歸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。經過不同時期和不同方法的處理之后，針狀的 α 相出現在了晶粒的內部以及邊界上，良好的拉伸 和延伸率的結合是可以通過恰當地熱處理來達到的。圖 2的（ a）和（ b）中展示了 50℃到 650℃ 5 時加熱 8小時后的合金顯微結構。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 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 相將導致合金的脆性。圖 3（ a）和（ b）中展示出了 50℃下加熱 6小 時和 24小時時的合金相圖。隨著加熱時間的增加， α 相變得越來越粗糙。同時， 7 α 相也會部分的增加。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小時后合金機械性能的變化。隨著加熱溫度的逐漸增加，伸長率和屈服強度下降而伸展率增加。導致合金機械性能變化的主要原因是晶粒的大小，數量以及 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，從而導致了該相越來越容易析出并附著在原有的晶粒上。在進行機械性能測試的過程中， α 相最終導致了合金的低強度和高的延展性。當加熱溫度為 450℃時，b?加熱溫度為 650℃時，b?等于 905比于強度而言，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℃下加熱不同時間后合金機械性能的變化。隨著加熱時間的不斷增加，合金的伸長率和屈服強度稍有增加而延伸率卻下降了。隨著加熱時間的繼續(xù)增加，析出物的距離變得特別小，從而很難再析出，以致于導致了在測試的過程中，金屬的強度升高而延伸率下降。 圖 5顯示出了在 450℃和 650℃下加熱 8小時后的合金破碎形態(tài)。結果顯示出破碎是在內部出現的表現出漣漪的特性。雖然破碎是內部的微粒，但是相對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，析出物之間較長的距離是導致合金低強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。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，合金中部的伸長率和延展率都比較厚部分的高，但是當溫度厚度部分高于 510攝氏度時加熱 8小時后，合金中等厚度部分的伸長率和延展率卻都比較厚部分的低。 這個不期望的后果可以由晶粒從邊界向晶粒內部逐漸混合，從而導致了內部應力起作用而獲得解釋 σ s= σ i+ kL (1) 其中 σ 晶粒內部應力 ? 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候，我們便可以推斷出多晶材料時： ? =1/2 σ 晶粒邊界應力和內部應力的混合作用關系式可以表示為： σ s= σ i+ kL + π( D- l) ln l/ ) 增加晶粒的尺寸將會導致屈服強度的下降，但同樣可以導致在晶粒內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部的析出物在對伸長率的影響與作用上占有優(yōu)勢。當在 510攝氏度下加熱 8小時后，大尺寸晶粒的伸長率在晶體內部的析出物中要遠遠超過小尺寸的晶粒。 4 結論 （ 1）凝固后的合金的微觀結構是由各方等大的 β 晶粒和在晶體邊界和內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，伸長率和屈服強度增加。同時，合金的延展率升高。 （ 2）隨著加熱溫度的升高和加熱時間的增加，針狀的相變得粗糙。同時，相的碎片數量也隨之增加，二期處理后相變得更加粗糙。 （ 3）隨著加熱溫度的升高，伸 長率和屈服強度下降而延展率升高，隨著加熱時間的升高，伸長率和屈服強度稍有升高而延展率下降而伸長率下降。 （ 4）總體來說，中等厚度部分的合金的伸長率和延展率均比較厚部分的高，各項性能的最好結合是在b?等于 為 獲得的。它可以滿足臨界領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.