热处理对挤压方棒TiAl合金组织与拉伸性能的影响

在1300℃(T_α-20℃)采用包套近等温热挤压得到Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金方形棒材,研究了方棒各部位形变、后续热处理组织对其拉伸性能的影响。结果表明：挤压比为3:1时,铸造片层组织未能均匀破碎,变形程度沿边缘到芯部减弱,合金组织主要由细小等轴晶粒带、残余片层及粗细不等的γ晶粒构成。900℃热处理后,合金向等轴γ组织转化,但仍保留挤压态形貌,平均室温断后延伸率3.3%,合金室温和高温(800℃)的抗拉强度、延伸率与性能均一性得到最佳匹配;1150~1350℃以上热处理,合金组织向近γ→双态→片层组织转变,室温抗拉强度和断后延伸率均降低。在900℃长时间保温时,残余片层限制了γ晶粒的生长。     

Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金的包套热挤压组织与拉伸性能

采用包套近等温热挤压工艺制备了Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金方形棒材,通过OM、SEM、XRD、TEM和拉伸等实验方法研究了方棒不同状态和位置的组织及拉伸性能。结果表明,方棒材的挤压态组织较为均匀,不同位置的微观组织无明显差异;挤压变形使铸锭组织片层取向趋于一致,趋向平行于挤压方向;晶界处γ相存在颗粒状、块状和长条状3种形态;β相在挤压过程中碎化和被拉长呈平行挤压方向纤维状。在TEM下观察,棒材边部位置片层完全碎化,而心部位置片层断裂后呈长条状。β_0相中生成大量ω_0相,两者位相关系遵循:■。方棒材的室温拉伸强度达到1000 MPa以上,室温延伸率为0.5%左右;800℃拉伸屈服强度达到400 MPa以上,表现明显塑性。热挤压合金经时效热处理后在β_0相中生成大量透镜状γ相,时效处理提高了合金的高温拉伸性能,但无法消除ω_0相。     

热处理对TiAl合金挤压方棒组织与拉伸性能的影响

采用包套近等温1300℃(Tα–20℃)热挤压得到Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B(at%)合金方形棒材,研究了方棒各部位形变、后续热处理对组织及其拉伸性能的影响。结果表明:挤压比为3:1时,铸造片层组织未能均匀破碎,变形程度从边缘到芯部逐渐减弱,合金组织主要由细小等轴晶粒带、残余片层及粗细不等的γ晶粒构成。900℃热处理后,合金向等轴γ组织转化,但仍保留挤压态形貌,室温平均断后延伸率3.3%,合金室温和高温(800℃)的抗拉强度、延伸率与性能均一性得到最佳匹配;1150~1350℃以上热处理,合金组织向近γ→双态→片层组织转变,室温抗拉强度和断后延伸率均降低。在900℃长时间保温时,残余片层限制了γ晶粒的生长。     

固溶时效温度对IMI834钛合金组织和性能的影响

研究了IMI834钛合金棒材经不同固溶和时效热处理后的显微组织和性能,以期获得固溶和时效与合金组织性能的对应关系以及最优热处理工艺。结果表明,抗拉强度和屈服强度随固溶温度的升高先升高后降低,最大强度和塑性值出现在1 005~~1 025℃之间;合金的室温和高温强度及高温断面收缩率随时效温度升高先降低后增加;伸长率及室温断面收缩率先略升高后略降低,合金组织随时效温度变化不明显;拉伸断裂过程中,裂纹在初生α相处萌生;锻态IMI834合金的最佳热处理工艺为(1 005~1 025℃)×2h+水淬+(750~800℃)×2h+空冷。     

真空退火温度对冷加工态铪棒组织和力学性能的影响

高纯铪锭经过锻造、挤压等加工手段制备成13 mm的棒材,在600~760℃进行了不同制度的真空热处理,通过对比分析热处理前后棒材的低倍组织、显微组织及室温、320℃高温拉伸性能,研究了热处理对棒材组织和拉伸性能的影响。结果表明：热处理后铪棒的低倍组织没有明显变化;随退火温度的升高,晶粒有明显的长大趋势,在600~760℃退火,晶粒度处于9.5~11级。铪棒室温和320℃拉伸强度随着退火温度的提高而降低,室温塑性则随着退火温度提高呈现出先升高后降低的趋势,而高温塑性随着退火温度的提高而增加。     

挤压温度对γ-TiAl基合金组织与性能均匀性的影响

研究了挤压温度对TiAl合金变形组织与性能均匀性的影响。结果表明,TiAl合金挤压件芯部与边缘组织差异明显,芯部为粗大的近片层组织,边缘为细小的等轴近γ组织,这与变形温度和变形量分布不均匀有关。随着挤压温度升高,芯部残余片层晶粒减少,而再结晶片层晶粒增多。变形组织中等轴γ晶粒体积分数越多,片层晶粒尺寸越小,最终热处理态合金晶粒尺寸越小,室温伸长率越高。1280℃挤压棒材热处理组织较均匀,芯部与边缘室温伸长率差别较小。     

热加工及热处理工艺对Ti80合金棒材组织和性能的影响

对不同的热加工工艺及热处理工艺获得的Ti80合金棒材进行了室温力学性能和组织的分析研究。结果表明：Ti80合金棒材精锻时,随着变形量增加室温拉伸性强度逐渐增加,塑性变化不明显,而冲击韧性随着变形量的增加而显著下降;轧制棒材的冲击韧性比相近变形量的精锻棒材略高;室温拉伸性能对热处理温度不敏感,900℃及其以上热处理的几乎保持不变;热处理温度对冲击韧性影响较大,（940~980）℃×75 min/AC的综合力学性能较好。     

变形度对退火态Nb-W-Mo-Zr棒材金相组织和力学性能的影响

对采用相同加工工艺制备的4种不同规格NbW合金棒材进行退火热处理、金相组织观察和室温力学性能的测试。实验数据表明合金的金相组织在热处理前后由锻造态的流线形向完全再结晶形态转变,1350℃是NbW合金最低再结晶温度。晶粒度随变形量的增加而减小,当Φ31棒材的变形量达到89.7%时晶粒度为43.55μm,同时抗拉强度值达到最大值505MPa,拉伸延伸率为最小值29.5%。     

一种新型镍基粉末高温合金组织与性能研究

利用扫描电子显微镜、光学显微镜、疲劳试验机、拉伸试验机等研究了一种新型镍基粉末高温合金（WZ-A3）不同状态下的显微组织、拉伸性能、低周疲劳性能及其断口形貌。结果表明：1150℃挤压消除了合金热等静压残余的粉末原始颗粒边界（Previous Particle Boundary,PPB）。随着温度提高,热等静压+热处理（WZ-A3-HIP）和热等静压+热挤压+热处理（WZ-A3-HEX）两种状态样品拉伸强度呈现出先下降（室温到400℃）到不变（400~550℃）再下降（550~800℃）的变化规律。观察拉伸断口发现室温PPB降低了WZ-A3-HIP样品延伸率,700℃升高800℃时两种状态样品断口由穿晶-沿晶混合型转变为沿晶断裂模式为主。小应变（0.6%、0.8%）控制疲劳时,WZ-A3-HEX样品疲劳寿命值优于WZ-A3-HIP,后者裂纹源主要由夹杂物引起。大应变（1.0%、1.2%、1.4%）时,两种状态样品寿命值接近。应变1.2%时,疲劳裂纹源均为多源平台型断裂。     

温度及加载速率对U-5.7%Nb合金变形行为的影响

研究了淬火和时效2种状态的U-5.7%Nb合金,从室温(20℃)~800℃温度范围的准静态拉伸性能,及合金的变形和断裂行为。结果表明,不论淬火或时效状态的U-5.7%Nb合金,当温度高于200℃后,合金在室温下表现出的二次屈服现象将完全消失,并在400℃温度附近发生脆化,在700℃温度附近表现出明显的超塑性,其中淬火态合金性能的变化尤为明显。并对准静态拉伸、Hopkinson拉伸及爆炸膨胀环3种加载速率下,时效态U-5.7%Nb合金的组织结构进行了对比分析。结果表明,以不同应变速率断裂的时效态U-5.7%Nb合金,断口中心部位的韧窝比边缘部位相对明显,Hopkinson拉伸断口的晶粒大于准静态拉伸断口的晶粒,爆炸速率断裂的合金断口有剪切断裂、边缘开裂及局部夹杂脱落的现象。     

喷射沉积Al—Si—Fe—Cu—Mg合金的微观组织和力学行为

对喷射沉积技术制备的Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ－Ｃｕ－Ｍｇ合金沉积态、挤压态及挤压后热处理的微观组织进行了观察和分析，并对合金在后两种状态下的室温和高温拉伸性能进行了测试，提出了合金的强化和断裂机制。     

铸造高铌Ti-48Al-7Nb-2.5V-1.0Cr合金的热处理工艺

研究了热处理工艺对Ti-48Al-7Nb-2.5V-1.0Cr铸造合金组织、室温及900℃拉伸性能的影响。结果表明:铸造合金经1200℃/12 h/AC+1320℃/0.5 h/AC两步热处理后获得双态组织(DP);经1200℃/12 h/AC+1350℃/1 h/CC两步热处理后获得近片层组织(NL)。由拉伸实验结果可知,同合金铸态组织相比,DP和NL组织合金的室温塑性均得到明显的改善,断后伸长率由铸态的0.4%提高至双态组织的1.2%,近片层组织的1%~2%;但合金的室温及900℃的强度有不同程度的下降。     

Ti-1Al-8V-5Fe合金的组织和力学性能研究

采用铸造、锻造工艺获得组织均匀的Ti-1Al-8V-5Fe(Ti185)合金棒材,分析了该合金的组织形貌和力学性能。结果表明,Ti185合金中没发现成分偏析导致的"β斑"或Fe元素的富集现象。棒材中初始β相晶粒尺寸达到800μm,在β相晶粒内部析出高密度的α相。在室温下,锻态Ti185合金的抗拉强度为1192 MPa,伸长率为1.7%。经过950℃的固溶热处理及450℃的时效处理后,热处理态的Ti185合金α相尺寸和数量明显减少,合金的室温抗拉强度仍达到1275 MPa,伸长率同样达到1.65%。在400℃的高温拉伸条件下,锻态Ti185合金抗拉强度较室温大幅降低,抗拉强度为877 MPa。而热处理态的Ti185合金抗拉强度并没有大幅改变,抗拉强度为1375 MPa。     

挤压温度对Mg-Sm-Zr合金组织与力学性能的影响

将直径为80 mm的Mg-0.7Sm-0.3Zr合金铸锭分别在350、380和410℃下挤压成直径为16 mm的棒材。利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)技术、室温拉伸实验等研究了在不同温度挤压后Mg-0.7Sm-0.3Zr合金的显微组织、织构与力学性能。结果表明：铸态合金的组织主要为α-Mg基体，晶粒粗大，尺寸为20.7μm。经过挤压后晶粒明显细化，410℃挤压后平均晶粒尺寸为2.83μm,沿挤压方向出现很多细晶带交替分布。随着挤压温度的升高，再结晶分数逐渐增加，合金强度逐渐下降，断后伸长率逐渐增加。410℃挤压棒材的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率分别为202 MPa、144 MPa和44.4%。     

热处理对挤压态Mg-Er合金组织和性能的影响

对挤压态Mg-6.2 mass%Er合金在静态再结晶热处理过程中组织、织构的演变以及相应的力学行为进行了表征,分析了影响该合金塑性变形的微观机制。结果表明,挤压态Mg-6.2 mass%Er合金为部分再结晶的形变组织。在热处理过程中,再结晶程度与退火温度有关,在500℃下退火热处理获得完全再结晶组织。随着再结晶程度的提高,基面织构出现明显的弱化。合金室温拉伸塑性取决于织构的类型,基面织构的弱化导致合金室温塑性大幅度提高。     

等温锻用模具材料ZGM2合金的组织性能研究

对ZGM2铸造高温合金热处理前后的室温与高温拉伸性能、以及持久性能进行了实验研究,对金相组织进行了观察分析.结果表明,未经热处理的ZGM2合金,在室温～700℃瞬时拉伸强度变化不大;超过700℃后,强度随着温度提高而逐渐下降,塑性则随着温度的升高而下降,这与树枝晶组织结构中存在较多疏松导致高温塑性下降有关.在750℃、295 MPa应力下,持久寿命长达680 h;在800℃、245 MPa应力下,铸态ZGM2合金有较长的持久寿命.随着变形温度的提高,合金的枝晶有球化及枝干断开趋势,但高温性能,特别是塑性有所下降.所以,铸态ZGM2合金可作为800℃以下等温锻模具材料.     

不同工艺制备的Ti-6-22-22S合金棒材组织与性能研究

采用锻造与步进轧制工艺制备了Ti-6-22-22S合金φ50mm和φ125mm两规格棒材，测试了其室温力学性能，观察了加工态及不同热处理状态下的金相组织。对加工、热处理与其组织性能的关系进行了分析。实验表明：锻造和轧制温度选择在两相区上部温度960C获得细网篮组织，经优化的热处理工艺处理都能获得良好的综合性能。轧制棒材室温拉伸性能好于锻造棒材性能。     

热挤压Mg-5%Zn-0.6%Zr-3%Gd合金的显微组织与拉伸性能

通过进行显微组织观察与室温拉伸性能测试,研究了热挤压Mg-5%Zn-0.6%Zr-3%Gd合金的显微组织及拉伸性能。结果表明,随着挤压比的增大,热挤压期间动态再结晶效应增强,合金的抗拉强度、屈服强度以及伸长率增大;经过时效处理后,合金中析出细小的第二相粒子,合金的屈服强度与伸长率的提高幅度较大,而抗拉强度略有提高。拉伸断口形貌观察与分析表明,挤压态和热处理态Mg-5%Zn-0.6%Zr-3%Gd合金的断裂方式都是脆性和韧性混合断裂,前者以脆性断裂为,后者以韧性断裂为主。     

含Zr多晶Ni3Al合金在不同热处理温度下的组织与性能

研究了冷轧多晶Ni3Al-(0．2％，0．6％，1．0％，1．5％)Zr(原子分数)合金在不同热处理温度(800-1100℃)下的显微组织和力学性能，结果表明，适当的热处理温度，可使无硼Ni3Al-Zr多晶合金获得优良的室温拉伸强度和塑性，随着热处理温度的升高，不同Zr含量Ni3Al合金的再结晶体积分数增加，再结晶晶粒尺寸增大，室温拉伸强度下降．随着合金中Zr含量的增加，再结晶温度降低，再结晶晶粒尺寸减小．不同Zr含量Ni3Al合金的拉伸塑性明显依赖于热处理温度，对于低Zr(0．2％)合金，在1000℃热处理后，拉伸塑性最佳；对于中Zr(0．6％)合金，在850℃热处理后，拉伸塑性达到最大值；对于高Zr(≥1．0％)合金，拉伸塑性峰值出现在900℃热处理下，当热处理温度超过900℃，拉伸塑性显著降低。     

低温挤压制备高塑细晶Zn-6Al合金（英文）

研究了不同挤压温度(350和200℃)对反挤压Zn-6Al合金室温拉伸性能的影响。利用扫描电镜、电子背散射技术以及电子万能试验机对Zn-Al合金的微观组织和力学性能进行了详细的研究。结果表明,由于具有细晶组织、高的施密特因子和无层片状组织,随着挤压温度从350℃降低至200℃,在应变速率为10~(-3) s~(-1)时,反挤压Zn-6Al合金的伸长率从98%提高至198%。