Ti-Ta系近α型钛合金极薄壁管材退火工艺研究

采用多道次大变形量冷轧加滚珠旋压工艺制备出Ti-Ta系近α型钛合金极薄壁管材,研究了再结晶退火时保温时间和退火温度对管材显微组织与力学性能的影响。结果表明：冷旋态管材呈纤维组织,且纵向相对横向更为明显;退火态管材横纵向均为等轴组织。管材退火时,显微组织与力学性能对保温时间不敏感,保温时间选择范围较宽;随着退火温度的升高,晶粒聚合长大,强度降低,塑性增加。经(620～680)℃/(10～60)min/FC退火后,Ti-Ta系极薄壁管材可满足波纹管成形性能要求。     

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。     

Zn-Cu-Ti变形锌合金异常力学行为

发现了Zn-Cu-Ti合金具有"加工软化"和"退火硬化"等异常力学行为.采用SEM、TEM、EDS等手段对合金冷轧和热处理态显微组织进行观察和分析.结果显示,该合金冷轧初始阶段(0%~40.6%),硬度略微升高,而继续提高变形率到40.6%~85.7%,合金硬度明显下降,表现出剧烈的"加工软化"行为.冷轧变形时,应变诱发动态再结晶,第二相析出增多,固溶Cu、Ti原子减少,固溶强化显著减弱,是引起合金"加工软化"的主要原因.对经过85.7%冷轧变形的带材在195℃和215℃下退火,带材强度显著升高,表现出明显的"退火硬化",且215℃退火比195℃退火同样时间的强度高.退火时第二相分解,Cu、Ti原子固溶于基体,固溶强化效应高于第二相强化,使合金表现出"退火硬化"行为.     

CT20钛合金管材的冷轧工艺及组织性能的研究

研究了CT20低温钛合金管材的加工工艺及冷轧变形量、退火温度对管材力学性能的影响。结果表明：CT20合金对加工硬化不敏感,冷轧最大变形量应控制在45％以内;CT20合金管材通过不同温度热处理所获得的等轴、双态和片状组织的室温力学性能差别不大;20K低温下由于孪生变形的发生,片状组织的塑性最好,双态组织则介于片状和等轴组织之间;管材为等轴和双态组织时,冷成型性能优异;对管材进行αt＋β两相区910℃×1h,FC的热处理,可获得综合性能优良的双态组织。     

Zn-Cu-Ti变形锌合金异常力学行为研究

发现了 Zn-Cu-Ti 合金具有“加工软化”和“退火硬化”等异常力学行为. 采用 SEM、TEM、EDS 等手段对合金冷轧和热处理态显微组织进行观察和分析. 结果显示,该合金冷轧初始阶段（0 %~40.6 %）, 硬度略微升高,而继续提高变形率到 40.6 %~85.7 %,合金硬度明显下降,表现出剧烈的 “加工软化 ” 行为. 冷轧变形时,应变诱发动态再结晶,第二相析出增多,固溶 Cu、Ti 原子减少,固溶强化显著减弱,是引起合金“加工软化”的主要原因. 对经过 85.7 %冷轧变形的带材在 195 ℃和 215 ℃下退火,带材强度显著升高,表现出明显的“退火硬化”,且 215 ℃退火比 195 ℃退火同样时间的强度高. 退火时第二相分解,Cu、Ti 原子固溶于基体,固溶强化效应高于第二相强化,使合金表现出“退火硬化”行为.      

热处理工艺对Ti60合金持久性能的影响

将α+β两相区变形的Ti60合金锻件分别在950、995、1015℃进行固溶处理,研究了固溶温度和冷却方式对Ti60合金微观组织及持久性能的影响。结果表明:Ti60合金的显微组织和持久性能受固溶温度和冷却方式的双重影响。950℃固溶处理,冷却方式对合金组织的影响较小,空冷试样的持久性能略低于油冷试样。995℃和1015℃固溶处理,随温度的升高组织中的初生α相含量降低,空冷组织中的初生α相尺寸略大于油冷组织;在实验温度范围内,Ti60合金的持久性能随固溶温度的升高而升高,且在相同固溶温度下,空冷试样在600℃、340 MPa下的持久寿命明显高于油冷试样。次生α相的含量和α板条/α集束的尺寸是影响Ti60合金持久寿命的重要因素,合金的持久寿命与二者成正相关。     

微钛处理对含磷钢薄钢板组织和性能的影响

以低碳含磷钢为研究对象,通过分析不同卷取温度时(分别为600、650和700 ℃)热轧态和冷轧退火态的显微组织和力学性能以及退火再结晶动力学行为,研究了微钛(0.015%)处理对钢的组织和性能的影响.研究结果表明,热轧卷取温度对低碳含磷钢的显微组织和力学性能影响很小,但微钛处理后,低碳含磷钢的再结晶动力学受到延迟,特别当卷取温度为600 ℃时,不但热轧态和冷轧退火态的强度提高,而且力学性能对卷取温度和退火温度的敏感性增加;随着卷取温度的降低,热轧态和冷轧退火态的强度提高,且冷轧退火态强度随着退火温度升高而降低的幅度增加.微钛处理对含磷钢组织和性能的影响与钛析出相的粗化行为有关.     

退火温度对冷轧态5754铝合金板材组织与性能的影响

在160~400℃范围内对5754铝合金冷轧板进行退火处理,通过显微硬度与拉伸性能测试、金相显微组织与拉伸断口形貌观察等,研究5754铝合金冷轧板的再结晶温度以及退火温度对其力学性能和显微组织的影响。结果表明:随退火温度从160℃升高到400℃,板材的伸长率逐渐增加,但硬度、抗拉强度以及屈强比不断降低,屈强比由0.891降低到0.463。退火温度达到360℃后力学性能趋于稳定;冷轧态5754铝板的再结晶温度为294℃,再结晶终了温度为360℃;在290~300℃温度区间内,随退火温度升高,铝板的显微组织变化明显,于290℃退火后基本上呈现原始的纤维状组织,于300℃退火后出现大量的再结晶晶粒。合金冷轧板及其退火后的拉伸断口主要由韧窝和撕裂棱组成,属穿晶型韧性断裂。     

中间道次退火对Ti-3Al-2.5V管材组织和性能的影响

冷轧态及退火态样品的微观组织采用EBSD和TEM进行表征,进而探究Ti-3Al-2.5V管材在热处理过程中的再结晶过程,通过极图和反极图分析了不同热处理过程中织构的变化。试验结果表明,在低于580℃热处理时,此阶段冷轧管材主要发生回复,微观组织以变形组织为主,管材完全再结晶过程在750℃热处理时才会出现。分析表明,管材冷轧形成了沿周向（TD）方向倾斜的基面双峰织构,随热处理温度升高,基面双峰织构类型并未改变,而再结晶织构■逐渐取代■形变织构。合金管材在620～650℃温度范围内退火时,力学性能发生明显变化,这主要归因于在此温度敏感区间内,随着温度升高再结晶程度急剧增大。     

Ti60合金等温锻造工艺研究

Ti60合金是我国自主研制的一种近α型高温钛合金。研究了等温锻造温度对Ti60合金显微组织、室温拉伸性能的影响,对比分析了合金600℃热暴露前后的性能变化规律。结果表明:随等温锻造温度的升高,Ti60合金锻态组织中初生等轴α相含量逐渐减少,β转变组织所占比例增多;两相区低温锻造的合金塑性最好,而β锻造的合金强度和塑性均较低,近β锻造的合金具有最佳的热稳定性能;在600℃经100 h热暴露后,合金均表现出强度略有升高,而塑性大幅降低的现象。     

热处理对Ti-5331合金板材组织及力学性能的影响

研究了核反应堆壳体用Ti-5331合金热轧板材在不同退火温度下的显微组织与力学性能。结果表明:Ti-5331合金板材在相变点以下随着退火温度的升高,初生α相含量逐渐减少,β转变相含量明显增加。当退火温度为700℃时,开始发生静态再结晶,800℃时为等轴组织,900℃时为双态组织,950℃时为网篮组织。随着退火温度的升高,合金板材的抗拉强度先下降后上升,屈服强度呈下降趋势,屈强比逐渐减小;当退火温度在相变点以下时,板材冲击韧性随退火温度升高呈上升趋势,当超过相变点后冲击韧性急剧下降;退火温度对塑性影响较小。经900℃×1 h/AC退火处理的Ti-5331合金板材有着较好的综合性能,抗拉强度为920 MPa,延伸率为15%,V型缺口冲击韧性达到93 J/cm^2。     

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。     

退火温度对轧制态钨合金组织及性能的影响

本文对变形态95WNiFe合金进行了退火试验研究,退火温度分别为800℃、1000℃、1200℃和1450℃.通过对显微组织、抗拉强度和伸长率的分析测试,对比了不同退火温度对合金组织及性能的影响.结果表明:在1200℃时,钨颗粒开始出现再结晶现象,合金的抗拉强度由轧制态的1215 MPa降低到1050 MPa,伸长率由3％升高到8％;当温度达到1450℃时,显微组织形貌与烧结态相似,合金的抗拉强度和伸长率已经接近烧结态的水平;通过不同温度退火试验研究,确定了轧制态合金的最佳退火温度为800～1100℃.     

热连轧工艺制备TC4钛合金无缝管材组织及力学性能研究

采用热连轧机组制备出?108 mm×14.5 mm×L的TC4钛合金无缝管材,测试分析了管材热处理前后的显微组织和力学性能。结果表明：热连轧工艺生产的TC4钛合金无缝管材力学性能优良,组织呈现变形的过渡组织形貌,主要由大量扭曲变形的片层状α相以及未完全破碎的β晶界组成。经热处理后,组织形貌均匀,晶内片层α相变为棒状α相,晶界α相发生再结晶形成球状α相。TC4钛合金无缝管材经固溶时效处理后力学性能得到提升,其R_m≥995 MPa,R_(p0.2)≥931 MPa,A≥15%。     

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。     

成品退火温度对Zr-4锆合金管材变形织构和力学性能的影响

研究了退火温度对Zr-4锆合金成品金相组织、变形织构、应变收缩系数(CSR)及Kearns系数Fr的影响。结果表明:当成品管材在450~500℃区间进行消应力退火时,锆合金管材处于回复阶段,此过程不能减弱因金属形变导致晶面发生滑移形成的变形织构,与轧制态相比退火态合金管材CSR值无明显变化,Fr值随着退火温度的升高略增大;在500~530℃退火温度下,锆合金管材处于回复阶段与再结晶阶段的过渡区间,大部分变形织构转变为退火织构,Fr值和CSR值均急剧增大;在530~560℃退火温度下,锆合金管材处于再结晶阶段,组织为等轴状的再结晶形貌,原来的变形织构已基本完全被退火织构所替代,但此时锆合金管材还未达到完全再结晶,故Fr值和CSR值均略有升高。     

冷轧道次变形率对TA18钛合金管材组织与拉伸性能的影响

改变冷轧道次变形率研究其对TA18钛合金管材组织和拉伸性能的影响。用金相显微镜观察了其微观组织形貌,用Instron 1185拉伸试验机测试了拉伸性能。结果表明:冷轧态TA18钛合金管材显微组织为纤维状;冷轧第三、四道次管材的晶粒取向程度弱于第一、二道次,抗拉强度和屈服强度较低,但延伸率大幅提高;经过750℃/90 min再结晶退火后所有TA18管材晶粒为等轴状晶粒,组织取向消失,同时由于细晶强化作用,使第一、二道次退火后的TA18钛合金管材保持了相对较高的强度和延伸率。由于第三、四道次冷加工态性拉伸能指标与第一、二道次退火态较为接近,因此存在通过连轧的方式来简化工艺流程的可能。     

快速凝固Al-Cr-Zr-Ti合金的显微组织

利用透射电镜和能谱分析研究了Al-4Cr-4Zr-2Ti(原子数分数)合金急冷态和各种退火态的显微组织。急冷态为完全过饱和固溶体;350℃×4h处理后,晶界出现连续析出相;450℃×4h处理后,组织出现二种析出相晶界析出球状亚稳相Ll     

退火温度与Ti、Al元素对14Cr-ODS合金力学性能的影响

采用机械合金化结合热等静压的方法制备分别含有微量元素Ti和Al的2种14Cr-ODS合金,该合金经锻造加工后,分别于1 000、1 150、1 350℃下进行退火处理,测试其抗拉强度和维氏显微硬度,并利用扫描电镜(SEM)与X射线衍射仪(XRD)等进行结构和物相分析,研究退火温度与Ti、Al元素对14Cr-ODS合金力学性能的影响。结果表明:同一合金体系,在1 150℃下退火后的抗拉强度最高;相同退火温度下,含Ti的14Cr-ODS合金抗拉强度较高,而含Al的14Cr-ODS合金伸长率较大,最高达20%以上。14Cr-Al-ODS合金拉伸断口的韧窝较深,14Cr-Ti-ODS合金的韧窝相对较浅。2种合金的显微硬度随退火温度的变化趋势基本一致,当退火温度从1 000℃升高到1 150℃时,显微硬度基本不变,退火温度达到1 350℃时显微硬度明显下降。     

TC2管材热处理工艺研究

通过对不同加工量的TC2合金管材分别采取不同的退火工艺进行热处理,并对其显微组织结构和力学性能进行试验分析。结果表明,TC2合金在750℃时开始发生回复再结晶,并在800℃时完成回复再结晶;随着退火温度升高TC2管材的强度降低,塑性提高,完成回复再结晶后性能不再随着温度的升高而降低。加工量大小也对TC2管材的力学性能有一定影响,加工量越大,强度越高,塑性越低。