冷却速率对Ti55531合金组织与性能的影响

研究了β退火冷却时冷却速率对Ti55531合金显微组织、室温拉伸性能、断裂韧度和冲击性能的影响。结果表明，Ti55531合金以不同的冷却速率炉冷后，显微组织均由平直晶界α相(α_GB)、残余β相以及尺寸不一的晶内片层状α相(α_WM)组成；随着冷却速率的提高，晶内片层状α相厚度逐渐减小，晶界α相厚度变化不是很明显；Ti55531合金在进行β退火冷却时析出的片层状α相厚度与其力学性能有着直接的关系，随着片层状α相厚度的减小，其抗拉强度和屈服强度逐渐增加，延伸率和断面收缩率逐渐减小，断裂韧度和冲击吸收能量均呈现逐渐减小的趋势。     

热处理工艺对TA15钛合金棒材组织和性能的影响

研究了普通退火、β退火的单重热处理制度和强韧化的双重热处理制度对TA15钛合金棒材组织和性能的影响规律。结果表明,在普通退火温度范围内,合金组织形貌变化不大,均为等轴组织,合金的强度和冲击韧性随退火温度的升高而增加,塑性基本保持不变;β退火得到粗大的魏氏体组织,综合力学性能最差;在双重热处理过程中,第二重热处理温度主要影响片层α相的厚度,随着第二重热处理温度的升高,片层α相厚度增加,合金的强度降低,冲击韧性增加。当热处理制度为975℃×1 h/WQ+850℃×2h/AC时,合金组织由约24%的初生等轴α相、55%左右的网篮α相和β转变组织组成,此时合金具有良好的强韧性匹配。     

热处理对激光选区熔化TC4钛合金显微组织和力学性能的影响

研究了激光选区熔化(SLM) TC4钛合金沉积态和退火态显微组织的特征及其对力学性能的影响规律。结果表明:合金组织沿激光选区熔化成形高度方向呈现外延生长,形成柱状晶,晶内存在大量的针状马氏体α’相。退火后,晶内的针状α’相转变为α+β板条组织。随着退火温度的升高,组织中α相含量逐渐降低,α片层逐渐粗化,β相含量逐渐升高;室温拉伸强度逐渐降低,塑性逐渐升高,显微硬度逐渐降低。经过800℃×2 h/FC退火热处理后,激光选区熔化成形TC4钛合金具有最佳的强度与塑性匹配。     

不同温度下Ti6321合金的拉伸行为及塑性变形机制

为了研究Ti6321合金在不同温度下的服役性能及其塑性变形机制,在–196～400℃下对其进行拉伸性能测试并对断口形貌和显微组织进行分析。结果表明,随着温度的升高屈服强度和抗拉强度逐渐降低,屈强差和断面收缩率逐渐增大;延伸率在–100℃降至16.0%,之后随着温度的升高而升高。不同温度下Ti6321合金的塑性变形机制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性变形机制主要为柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位错滑移受到抑制,此时等轴α相滑移类型为柱面滑移、一级锥面和滑移,片层α相滑移类型为基面滑移和二级锥面滑移;但{1012}和{1122}孪晶开动使塑性得到恢复,变形机制为滑移、孪生共存,以滑移为主。200℃和400℃下Ti6321合金位错交互作用强烈,可发现位错网等位错组态特征,同时有少量{1012}孪晶开动,变形机制主要为位错滑移。等轴α相与片层α相中的滑移类型相同,为柱面滑移和二级锥面滑移。     

退火温度对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织及力学性能的影响

研究了退火温度对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织和力学性能的影响。结果表明:随着退火温度升高,初生α相含量降低,2°～15°小角度晶界逐渐减少;退火温度较高时,退火过程中发生了α相→β相→α相的相变,<0001>//横向织构消失。随着退火温度升高,Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金屈服强度逐渐降低,抗拉强度、延伸率先升高后降低。退火温度升高后,片层组织比例升高,裂纹扩展功占冲击吸收功的比例增大,材料韧性提升。     

热处理温度对内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金组织的影响

研究了热处理温度对内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金微观组织的影响。结果表明,合金在铸态下为近片层组织,主要由较细小的片层团以及片层团周围的B2相和γ相组成。合金在1 200℃和1 250℃下的淬火组织相近;随着淬火温度升高至1 300℃,合金淬火组织内γ相消失,B2晶粒中含有部分长棒形的细小α_2晶粒。合金经1 200℃热处理并冷却至室温后组织中包含α_2/γ片层团、B2相以及γ相;当热处理温度升至1 250℃时,α晶粒以及α_2/γ片层团的数量均开始增加,且两者尺寸也逐渐增大;当热处理温度升至1 300℃时,合金内生成了近片层状的细小α+β组织。     

TC21钛合金的全片层组织和冲击性能研究

利用光学显微镜、场发射扫描电镜和示波冲击试验机等研究了TC21钛合金在不同退火温度下的全片层组织演化规律和冲击韧性。结果表明:TC21钛合金经980℃固溶处理后,再经720、770、820℃退火处理,均能获得具有多层次特征的全片层组织。随着退火温度升高,TC21钛合金组织中α片层厚度、晶界α相厚度、α丛域尺寸都增大,而β晶粒尺寸基本保持不变。合金显微组织中小角度界面的比例随退火温度的升高而逐渐增加,冲击断裂过程中的裂纹形成功和扩展功也逐渐增大,且扩展功所占比例提高;断裂机制从穿晶断裂为主逐渐向沿晶界和丛域界断裂为主转变。     

热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和力学性能的影响

研究了固溶时效热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和力学性能的影响。实验表明:当固溶温度为950℃时,复合材料的基体为双态组织,TiBw沿初生α相分布;固溶温度为1050℃时,等轴α相转化为片层α相和α集束,β晶界出现,TiBw沿β晶界分布;固溶温度为1150℃时,复合材料的基体组织为魏氏组织,β晶界进一步扩大,α集束更加细长,TiBw沿β晶界或α集束分布。经热处理后,TiBw/Ti复合材料的室温抗拉强度和屈服强度随着固溶温度升高而增加,但室温塑性呈现相反趋势。     

一种提高Ti5553合金综合性能的热加工方法

为了让Ti5553合金的强度和韧性等综合性能指标达到良好匹配,充分发挥其高强高韧的特点,提出了一种新的热加工方法。首先对Ti5553合金轧棒进行充分改锻,初步得到均匀、细小、无偏析、无β斑的基体组织,然后再利用β锻造形成一种细小密集的网篮组织,并在最后的β热处理过程中,生成β晶粒内的细小片状α转相和晶界处细小分散的α转相。结果表明:采用(Tβ-30)℃两相区改锻、(Tβ-30)℃预锻与(Tβ+20)℃β锻造的联合模锻以及(Tβ+35)℃退火+600℃时效的β热处理工艺后,可获得一种理想的β型钛合金组织,使该合金的强度、塑性和断裂韧性等综合性能指标都有所提高。     

ZK60合金粉末烧结和热挤压后的组织与性能

采用雾化法制得ZK60合金粉末,并用掺胶法制备ZK60合金棒材,研究热挤压后ZK60合金的微观组织、相组成及力学性能.结果表明:合金粉末主要由α-Mg固溶体构成,呈枝晶与等轴晶混合组织,晶粒尺寸5～10μm;在后续热挤压过程中粉末之间结合良好,晶粒进一步细化,同时合金基体中大量析出MgZn_2球形纳米颗粒;经T5(175℃保温12h)热处理后,析出相密度呈增加趋势.挤压变形后材料的屈服强度(σ_(0.2))、最大抗拉强度(σ_(UTS))和伸长率(δ)分别为286.3MPa、337.7MPa及5.6%;随后T5处理可进一步提高强度((σ_(0.2))=300.1MPa,σ_(UTS)=340.5 MPa),增加塑性(δ=12.3%).     

不同组织Ti6321合金的绝热剪切行为研究

通过热处理获得等轴组织、双态组织和魏氏组织的Ti6321合金,研究不同组织的Ti6321合金在动态压缩下的绝热剪切行为。利用分离式霍普金森压杆(SHPB)试验装置对帽形试样进行强迫剪切加载,结合扫描电子显微镜和金相显微镜,对其绝热剪切带和微观组织演化进行观察和分析。结果表明:Ti6321合金的绝热剪切敏感性与其组织密切相关,魏氏组织具有最高的绝热剪切敏感性,等轴组织与双态组织的绝热剪切敏感性接近。随着热处理温度的升高,双态组织的Ti6321合金初生α相含量降低,绝热剪切敏感性增大。冲击速度也会对Ti6321合金的绝热剪切行为产生较大影响,随着冲击速度提高,其绝热剪切敏感性提高。     

热处理温度对Ti-6Al-7Nb合金组织与性能的影响

为揭示Ti-6Al-7Nb合金显微组织、力学性能及相组成随热处理温度的变化规律,研究了合金在650～1 030℃热处理空冷条件下的组织演变,并进行了室温力学性能测试与XRD分析。结果表明:对于Ti-6Al-7Nb合金,经650℃热处理后,热加工得到的原β转变组织中析出了细小的α相,合金的强度和弹性模量有所提高。在700～850℃之间进行热处理,可以获得良好的综合性能,满足医用钛合金相关标准要求。在950～1 030℃范围内,随着热处理温度的升高,析出二次针状α相或生成α'马氏体相,呈现强度上升、塑性下降的趋势。经650、850℃热处理后,XRD图谱中均为α相的衍射峰,未出现β相的衍射峰。1 030℃热处理后,α'相具有较强的(002)、(101)衍射峰,其他晶面的衍射峰强度很弱,合金弹性模量可达108 GPa。     

TA15ELI显微组织及损伤容限性能研究

采用一火β区热轧和一火两相区上部温度热轧获得了片状组织的TA15ELI钛合金厚板，通过两相区900℃、930℃、950℃和β区980℃退火热处理进一步调整合金显微组织和损伤容限性能，测定了不同热处理状态下合金的显微组织特征参数和室温拉伸性能、断裂韧性、疲劳裂纹扩展速率，分析了显微组织对损伤容限性能的影响关系。研究发现：两相区退火，随着退火温度的升高，TA15ELI钛合金组织中初始β晶粒尺寸和α集束尺寸基本不变，α片平均厚度有所增加，合金强度和塑性均有所下降，da／dN降低，KIC提高；合金在β区980℃退火较两相区退火具有更好的损伤容限性能和综合性能。     

热处理对选区激光熔化Ti-6Al-4V组织及力学性能的影响

通过研究选区激光熔化Ti-6Al-4V合金件不同热处理制度下组织结构转变规律,揭示其热处理工艺—组织结构—力学性能内在联系。结果表明:在600～700℃范围内,合金中α^′马氏体未完全分解,形成α′和α+β混合组织,合金的强度较高,延伸率偏低;温度升高至800～900℃时,α′马氏体完全转变为稳定的α+β层片组织结构;热等静压后,合金亚稳α′马氏体完全转变为α+β层,局部区域出现粗化;随着热处理温度的升高,相对于沉积态,合金的屈服强度和抗拉强度逐渐降低,断后延伸率逐渐增加;结合微观组织晶粒的长大行为,沉积钛合金退火温度、时间选择800℃、2 h为宜。     

V元素掺杂对粉末冶金Ti_2AlNb合金显微组织的影响

采用高能球磨法和放电等离子烧结技术(SPS)制备Ti_2AlNb合金,利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)对合金显微组织及相结构进行表征,分析V元素掺杂对Ti_2AlNb合金显微组织的影响。研究表明,Ti_2AlNb预合金粉末球磨后出现胞状晶,经退火后胞状晶显著长大。掺杂V元素后,V原子占据O相中原本Ti原子的位置,hcp结构向bcc结构的转化受到抑制,O相组织由针状趋于圆润并均匀分布,出现均匀层片状网篮组织,α_2相与O相含量增加;当V含量为2%(原子分数)时,Ti_2AlNb合金中α_2相的含量最高。     

水冷+去应力退火对Ti31合金冲击性能的影响

本文研究了不同的水冷+去应力退火制度对Ti31合金冲击性能的影响。结果表明:固溶温度与去应力退火时间对Ti31合金冲击性能影响不明显;而随着去应力退火温度的升高,合金的冲击吸收功显著降低;水冷+低温去应力退火的热处理方式有利于改善大规格Ti31锻件的冲击性能。     

后处理对ZTi60合金材料组织及性能的影响

研究了ZTi60铸造钛合金材料在铸造状态和不同后处理状态下的性能和微观组织。实验结果表明:合金在铸造状态下,存在一定的铸造残余拉应力;经650℃退火处理后,合金的强度和塑性略有提高,硬度HB达到最高,为2 410～2 550 MPa;经热等静压处理后,强度降低,但综合性能有所提高,尤其是冲击吸收功达到最高,为85～94 J;经热等静压+650℃退火后,合金的组织粗化,冲击吸收功显著降低,仅为60～73 J。     

激光沉积修复TA15/TC17热处理组织与力学性能

研究了不同退火热处理温度对激光沉积修复TA15/TC17钛合金显微组织及力学性能的影响规律。研究表明:TC17基体经退火热处理后双态组织中α片层长度、宽度及长宽比无明显变化。TA15修复区沉积态组织为粗大的原始β柱状晶,晶粒内为α/β网篮组织;当退火温度由610℃,630℃升到650℃后,TA15修复区α片层宽度明显增大,体积分数逐渐减少,长宽比下降,呈短棒状分布。经退火热处理后修复试样抗拉强度与塑性均明显提高,当退火温度为650℃时,抗拉强度最高为1102 MPa,与沉积态相比提高7. 1%,达到TC17锻件的98. 4%;断后伸长率为13. 5%,与沉积态相比明显提高,且高于TC17与TA15锻件标准;退火温度变化对显微硬度影响不大。     

时效工艺对Ti75合金显微组织及力学性能的影响

为了模拟Ti75合金焊接接头热影响区的组织,对其进行了β相区淬火处理。淬火后的Ti75合金为片层组织,采用不同工艺对其进行时效处理,研究了时效温度、时效时间对片层组织Ti75合金显微组织和力学性能的影响。结果表明：β相区淬火后Ti75合金的屈服强度、抗拉强度随时效温度升高而降低,冲击韧性随时效温度升高先降低后升高。时效温度较低时,马氏体α′相分解为稳定的α相和β相,以弥散强化作用为主;随着时效温度的升高以及时效时间的延长,片层组织发生合并长大现象,达到一定程度时,软化作用占据主要地位。断口分析表明,淬火态断口呈现准解理平面特征,随着时效过程中软化作用的增强,解理平面上出现浅韧窝,塑性增加。     

β热处理条件与Ti-5321合金显微组织特征的关系研究

研究了β热处理条件与新型高强韧Ti-5321合金显微组织特征的关系。结果表明,在860～920℃温度范围内热处理,Ti-5321合金显微组织为细小等轴β晶粒,同时保温时间越长,晶粒尺寸越均匀。自β相区缓慢冷却到(α+β)相区,α片层生长符合感生形核生长特征。β热处理后冷却速率和冷却时间对Ti-5321合金α片层集束尺寸和片层宽度影响较大,片层宽度随着冷却速率的增大基本呈线性减小,随冷却时间的延长呈现由缓慢增大到快速增大再到缓慢增大的规律。α片层集束尺寸在冷却速率为0. 25～1℃/min时,随冷却速率的增大快速减小,冷却速率为1～2℃/min时,集束尺寸减小较为缓慢。