冷轧Ti-15Mo合金的再结晶行为及动力学分析

对冷轧Ti-15Mo合金进行了不同温度和时间的热处理,采用OM观察不同样品的金相组织,对比分析固溶温度和保温时间对显微组织的影响。通过分析不同固溶温度、时间与晶粒尺寸关系,系统地建立了3种再结晶晶粒长大的数学模型。对比Beck模型、Hillert模型、Sellars模型的计算值与实验值误差,得出最为精确模型,用于实际生产的数据支撑。结果表明,冷轧Ti-15Mo合金的再结晶晶粒尺寸随温度升高和保温时间延长而增大,且温度升高相比于保温时间在晶粒尺寸长大上影响更为显著。经计算值与实验数据对比,Sellars模型的计算值与实验值更为吻合,冷轧Ti-15Mo合金在750~900℃加热以及3~30 min保温的双重影响下,β再结晶晶粒的生长因子为2.69309,激活能为278.635 kJ/mol。

激光选区熔化制备Ti-15Mo合金微观结构和力学性能的各向异性

采用激光选区熔化(SLM)技术在不同构建方向(与水平方向成0°,30°,45°,60°,90°)下制备Ti-15Mo合金,分析了其微观结构和力学性能的各向异性。结果表明:当构建方向由0°变为90°时,合金的织构取向变化为(001)→(101)→(111);0°和90°构建方向的合金中2°~10°小角度晶界的体积分数较低;0°,30°,45°,60°和90°构建方向的合金的平均晶粒尺寸分别为59.95,33.47,99.98,42.63,72.41μm,平均显微硬度分别为313.92,327.29,294.11,327.48,311.67 HV;0°,45°,60°,90°构建方向制备的合金的抗拉强度分别为866.35,898.78,1055.97,913.7 MPa,屈服强度分别为716.40,767.98,1027.45,808.83 MPa,断后伸长率分别为14.00%,18.97%,12.51%和14.29%。不同构建方向的SLM成形合金存在力学性能各向异性。

梯度多孔Ti-15Mo合金材料的制备与压缩变形行为

使用激光选区熔化技术分别制备具有支杆晶胞(BCC、Kelvin晶胞)和三重周期最小曲面(TPMS)晶胞(Primitive、Gyroid、Diamond晶胞)的多孔Ti-15Mo合金试样,孔隙率分别为均匀分布(均匀试样),沿成形方向递增(垂直梯度试样)和垂直于成形方向递增(横向梯度试样),研究了其压缩变形行为。结果表明:多孔试样的倾斜支杆或曲面会黏结更多粉末,成形质量相对较差;垂直梯度试样的变形机制为由顶部到底部的逐层变形,横向梯度试样的变形机制为先整体均匀变形,随后局部发生显著变形,并且变形向均匀变形区扩展;TPMS晶胞试样的压缩性能和能量吸收能力整体上高于支杆晶胞试样;Diamond晶胞试样的综合性能最优,其横向梯度试样的弹性模量、屈服强度、平台应力、累积能量吸收值分别为4.088 GPa、134.5 MPa、175.4 MPa、117.92 MJ·m^(-3),垂直梯度试样的分别为3.761 GPa、104.8 MPa、165.2 MPa、92.19 MJ·m^(-3)。

Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金的超塑性能及超塑变形时的组织演化

研究了Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金在900～1020℃,3.3×10-4～3.3×10-2s-1条件下进行的超塑性拉伸性能结果表明:除温度900℃,应变速率3.3×10-2s-1外,合金都显示出超塑性,延伸率范围为105%～1570%,最佳变形温度为980℃,最佳应变速率为3.3×10-4s-1,在此条件下拉伸时,延伸率达到最大值1570%。应变速率对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金的组织演化有显著影响。在较高应变速率下变形,α2相尺寸先随温度升高至940℃有所减小,之后则随温度的升高有所粗化;而在较低的应变速率下变形,α2相呈粗化且不均匀的趋势,高的延伸率与大晶粒周围镶嵌许多小颗粒能有效协调变形。

改造Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金焊缝组织与增强连接界面性能的工艺

研究近等温锻造+梯度热处理工艺对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC11双合金焊接接头的显微硬度变化、合金元素扩散趋势、显微组织特征和拉伸性能的影响。结果表明:近等温锻造+梯度热处理能使焊接接头得到强化。经近等温锻造和梯度热处理后焊缝熔合区形成的马氏体α′和α″相分解为α(α2)+β的平衡组织;TC11合金热影响区的魏氏组织转变为网篮组织;试样具有良好的500℃高温综合性能(σb:840MPa,δ:18.5%,ψ:65%)。

固溶处理对医用Ti-15Mo合金显微组织及性能的影响

对医用Ti-15Mo合金在不同工艺固溶处理后的显微组织及力学性能进行了分析研究。结果表明,Ti-15Mo合金经800℃×10 min固溶水冷、550℃×8 h时效空冷处理后,可以得到较低的压缩弹性模量、较高的硬度和抗压强度,有利于该合金作为人工关节材料时满足生物力学适应性和耐磨承重的要求。断口分析表明该工艺条件下Ti-15Mo合金发生了韧性断裂,表现出良好的韧性。

Ti-25Al-15Nb-1Mo合金的高温变形行为研究

利用Gleeble-3800型热模拟试验机对经过真空熔炼的Ti-25Al-15Nb-1Mo合金进行了等温压缩实验,研究了在1100~1200℃及0.1~0.5 s^-1应变速率下的高温流变曲线、微观组织演变以及不同区域的硬度变化趋势。结果表明:合金在高温变形过程中,真应力-应变曲线呈现出单峰特征,应变速率的降低或温度的升高都会使合金的流动应力降低;热变形使组织由粗大O板条和原始的B2相混合组织演变为单一B2再结晶组织。造成该合金流变软化和组织演变的主要原因是B2组织发生了动态再结晶。再结晶区的硬度值最小可至350 HV,与动态再结晶有关。

Ti-15-3合金冷轧变形过程中的组织演变及力学性能

采用金相显微镜、透射电镜和X射线衍射仪等研究Ti-15-3合金板材在交叉换向轧制过程中的组织演变规律和力学性能变化。结果表明:经过5道次换向冷轧、厚度方向总变形量为80%的Ti-15-3合金板中,形成了间隔的纤维带状组织,其内部形成了200 nm左右的亚微米级晶粒。纤维组织的形成过程分为3个阶段,第一阶段,在个别晶粒内部形成局部剪切带;第二阶段,拉长带状组织内部平行排列的剪切带相互交叉并逐渐碎化;第三阶段,形成间隔的纤维组织,其内部晶粒为亚微米级。在轧制变形中,经1道次变形后,抗拉强度迅速升高到949 MPa,随后抗拉强度最终缓慢增加至1 021 MPa。固溶态合金以每道次30%的压下量经过5道次换向冷轧并于450℃时效4 h后,抗拉强度为1 646 MPa。

Ti-15-3合金经冷轧和时效后的显微组织及力学性能

利用光学显微镜、透射电镜和X射线衍射仪等研究了Ti-15-3合金在五种不同工艺轧制过程中组织的演变规律以及轧制和时效处理后的显微组织和力学性能。结果表明:采用三种单向冷轧工艺均可以将2.9 mm厚的合金板很好地轧制成厚度约为0.6 mm的板材,并且轧后其晶粒逐步细化到纳米尺度,最小尺寸达到19.1 nm;固溶态合金经过40%/道次-3道次的冷轧并于450℃时效4 h后,由于出现了双相纳米组织,使合金的抗拉强度达到1 562 MPa,比冷轧态的提高了45%。

Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金的β晶粒长大行为研究

研究了不同等温退火温度下Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金的β晶粒长大行为。结果表明,合金的β晶粒尺寸是时间和温度的函数,并呈现Hillert分布的统计分布规律。随着等温退火时间的延长,晶粒的生长速度呈现降低的趋势,生长指数n的范围为0.42~0.44。随着等温退火时间的延长,合金的生长激活能呈现增大的趋势,范围在86.8~126.7 kJ·mol^-1。

长时间热暴露对Ti-24Al-15Nb-1Mo合金组织和性能的影响

采用熔模精密铸造及热等静压技术制备Ti-24Al-15Nb-1Mo合金模拟件,然后在600、650、700℃大气氛围下,经过100、300、500 h热暴露,取样研究其微观组织和室温拉伸性能的变化。结果表明,在热暴露过程中,Ti-24Al-15Nb-1Mo合金的非平衡组织逐渐向平衡态转变,导致自身组织分解、析出、粗化等一系列的转变,从而对合金的力学性能产生较大影响。经热暴露后,其抗拉强度从863 MPa下降到最低742.7 MPa,塑性也有所下降,延伸率相对热等静压态的最大下降量为56%。

选区激光熔化成形不同孔隙结构Ti-15Mo多孔合金的压缩特性

采用选区激光熔化(SLM)技术分别成形了均匀孔隙体心立方(UBCC)、面心立方(UFCC)及其相应梯度孔隙体心立方(GBCC)、面心立方(GFCC)结构Ti-15Mo多孔合金试样,研究了合金的微观形貌、压缩特性及吸能特性,并分析其压缩失效行为。结果表明:SLM成形4种孔隙结构多孔合金的弹性模量为0.3~1GPa,压缩平台应力为28~48MPa,与人体小梁骨(弹性模量0.2~5GPa和抗压强度4~70MPa)相近;UFCC及GFCC结构合金的弹性模量和抗压强度均高于UBCC及GBCC结构合金的,其中GFCC结构合金最高;梯度孔隙结构合金的吸能特性均优于均匀孔隙结构的,其中GFCC结构合金具有最高的吸能特性,其吸收能量总量为6.60J·cm;均匀孔隙和梯度孔隙结构合金均在结点处发生应力集中而导致开裂。

Ti-15-3钛合金的超塑性

Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al)合金是一种在航空航天工业领域具有广泛应用前景的亚稳定β型钛合金。本文介绍了Ti-15-3合金的性能特点和应用,总结和评价了固溶态、热轧态和冷轧态Ti-15-3合金超塑性研究的进展情况。针对已取得的成果和研究中存在的问题,对Ti-15-3合金超塑性的进一步研究提出了一些看法并作了展望。

Ti-22Al-24Nb-1Mo O相合金箔材的加工与性能

介绍了一种采用β相区开坯、α_2+B2相区热轧、利用四辊可逆冷轧机冷轧Ti-22Al-24Nb-1Mo O相合金0.1 mm厚箔材的工艺过程。研究轧后退火和固溶处理对合金箔材组织和拉伸性能的影响。结果表明:退火后合金组织由等轴O相+B2相组成,其中O相(体积分数)约50%;固溶后合金组织由少量等轴O/α_2相+B2相组成;经两种热处理工艺处理后,合金均能获得良好的室温拉伸性能。

Allvac Ti-15Mo

Allac Ti-15Mo是一种亚稳态的B合金，化学成分（wt％）：N≤0．05，C≤0．10，H≤0．015（试样取自半成品轧材），Fe≤0．10，0≤0．20．Mo14．00—16．00，Ti余量。为了确保彻底熔炼和使Mo偏析降至最低，合金应在等离子电弧炉中熔炼，然后在VAR炉中重熔。合金的热处理制度为：在788—982℃（1400—1800°F）下退火1h，快速淬火至552℃（1025°F）以下。816℃（1500°F）下消除应力10min，快速淬火至552℃（1025°F）以下。合金具有良好的热、冷加工性能，机械性能也很好。合金通常在固溶退火和淬火条件下供货。

高氧含量Ti-15Mo合金的组织性能研究

针对氧含量较高的Ti-15Mo合金,研究了该合金的铸态组织以及通过不同温度固溶处理得到的组织和对应的性能。成分分析表明,该合金溶入了0.8%(质量分数)的O,以下称为Ti-15Mo-0.8O合金。利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)观察分析了Ti-15Mo-0.8O合金的组织转变。结果表明:合金的铸态组织由α和β两相组成;经过900、1000、1100℃保温2 h固溶处理后,合金的相组成转变过程为α+β+Ti6O→β+Ti6O→β;随着固溶温度的上升,合金β相的晶格常数逐渐增加。利用维氏硬度计和万能试验机进行硬度和室温压缩测试。结果表明:1100℃/2 h固溶处理后的试样获得最高硬度,其值HV20为4550 MPa;1100℃/2 h固溶处理后的试样具有最好的压缩性能,压缩屈服强度为和抗压强度分别为1617和2308 MPa,压缩率为22%。

Ti-15Mo合金的再结晶行为及动力学

研究了Ti-15Mo合金在不同退火处理条件下的再结晶行为,构建合金的再结晶动力学模型,计算其再结晶激活能。结果表明:随着退火温度的增加,合金的再结晶形核孕育期时间缩短,再结晶速度提高;随着退火时间的延长,再结晶晶粒长大速度在开始阶段较快,随后随着动力学条件的减弱,长大速度有所下降。采用阿弗拉密(Avrami)方程描述了不同温度下Ti-15Mo的再结晶动力学模型,应用Arrhenius方程,推算出Ti-15Mo的再结晶激活能为145.68 kJ/mol。

动态冲击条件下Ti-15Mo时效钛合金的变形机制

通过固溶时效处理Ti-15Mo合金获得片层组织,采用分离式霍普金森压杆(SHPB)研究应变速率对变形机制产生的影响,结合绝热温升、显微组织和硬度分析表明:由于位错与第二相的相互作用,导致流变应力曲线发生波动。提高应变速率,一方面造成应变速率强化;另一方面促进绝热升温软化。合金温度达到379 K时,热软化效应超过应变硬化效应,变形方式由均匀塑性变形变为绝热剪切变形。绝热剪切带的宽度随切应变的增加而增大,通过亚晶旋转再结晶机制产生等轴晶粒。再结晶的界面强化导致组织硬度由高到低为:混合组织>条状组织>基体组织。时效处理抑制应力诱发孪生(TWIP)效应,造成合金较低的应变硬化能力,劣化材料的动态力学性能。