Ti_(2)AlNb合金粉末热等静压成形的组织和性能

分别采用等离子旋转电极雾化法(Plasma rotating electrode process,PREP)和无坩埚感应熔炼超声气体雾化法(Electrode induction melting gas atomization,EIGA)制备了Ti_(2)AlNb洁净预合金粉末,并对预合金粉末进行了表征。通过热等静压(Hot isostatic pressing,HIP)工艺制备了Ti_(2)AlNb合金,研究了制粉工艺对Ti_(2)AlNb合金显微组织与力学性能的影响。试验结果表明,与PREP法相比,EIGA法制备的Ti_(2)AlNb粉末振实密度更高;基于粉末热等静压近净成形技术,在1030℃/140 MPa/3 h的条件下开展了Ti_(2)AlNb叶轮的成形研究,有限元模拟结果显示,粉末振实密度越高,部件热等静压后变形程度越小,综合考虑构件成形,优选振实密度更高的EIGA制粉工艺制备Ti_(2)AlNb粉末合金复杂部件。

(TiZrHf)_(40)(NiCu)_(55)Al_(5)高熵非晶钎料真空钎焊Ti_(2)AlNb/GH4169合金

设计了一种高熵非晶钎料(TiZrHf)_(40)(NiCu)_(55)Al_(5)对Ti_(2)AlNb合金与GH4169镍基高温合金进行真空钎焊,分析了钎焊工艺对Ti_(2)AlNb合金/GH4169镍基高温合金接头界面组织形貌、力学性能及断裂行为的影响规律.结果表明,钎焊接头可划分为Ti_(2)AlNb/等温凝固区(Ⅰ区)/钎缝中心区(Ⅱ区)/扩散反应区(Ⅲ区)/GH4169;钎焊接头典型界面组织为Ti_(2)AlNb/B2+Ti_(2)Ni(Al,Nb)/(Ti,Zr,Hf)(Ni,Cu)/(Ni,Cr,Fe,Ti)ss+Cr-rich(Ni,Cr,Fe)ss+Ni-rich(Ni,Cr,Fe)ss+(Ni,Cr,Fe)ss/GH4169;随钎焊温度升高和保温时间延长,钎焊接头的抗剪强度均呈现出先增大后减小的趋势,当钎焊温度为1020℃、钎焊时间为15min时,接头的抗剪强度达到最大237 MPa.断口分析表明,接头主要断裂在Ti_(2)Ni(Al,Nb)+(Ti,Zr,Hf)(Ni,Cu)+(Ni,Cr,Fe,Ti)ss处,并逐渐向扩散反应区扩展,断口形貌呈现出典型的解理断裂特征.

Ti_(2)AlNb合金瓦楞板电流辅助辊压成形研究

目前采用辊弯-热校形复合工艺制备Ti_(2)AlNb合金瓦楞板存在工艺周期长、能耗高、构件易氧化及易回弹等缺陷的问题,提出了Ti_(2)AlNb合金瓦楞板电流辅助辊压成形工艺,通过有限元数值模拟分析了Ti_(2)AlNb合金瓦楞板成形及电流密度场演化规律。结果表明,瓦楞板变形主要分布在辊弯成形位置,且辊压前角的应变略高于后角。辊弯成形位置的电流密度与辊轮接触状态相关,在整个成形周期内,其电流密度先增加后减小。电流辅助辊压成形利用电迁移效应可显著抑制瓦楞板的回弹缺陷,瓦楞板的成形角度由125.53°降低为120.07°。

模拟海洋环境Ti_(2)AlNb合金高温腐蚀行为研究

通过设计高温氧化试验、高温热盐腐蚀试验、高温热盐-水汽协同腐蚀试验,系统开展模拟海洋环境Ti_(2)AlNb合金的高温腐蚀行为与机理研究。利用XRD、SEM和EDS等微尺度分析表征方法,全面解析Ti_(2)AlNb合金物相结构特征、微观腐蚀形貌及腐蚀产物成分。研究结果表明,经650℃氧化400 h后,Ti_(2)AlNb合金的氧化增重仅为0.507 mg/cm^(2),表面原位生成均匀致密的氧化层,其厚度约3μm。经650℃热盐腐蚀400 h后,Ti_(2)AlNb合金增重高达4.049 mg/cm^(2),表面氧化层呈棕黄色且厚度高达150μm。热盐试验过程中混合盐共晶反应产生的Cl_(2)作为催化载体加速合金腐蚀降解,其诱导形成的气态氯化物及腐蚀产物(如NaNbO_(3)和Na_(2)TiO_(3))最终导致氧化层的严重开裂和剥落,使合金整体严重失效退化。经650℃热盐-水汽协同腐蚀400 h后,Ti_(2)AlNb合金的腐蚀损伤进一步加剧,水汽环境导致其表面氧化层腐蚀降解及HCl形成,而HCl内渗进一步加速了基体合金降解。此外,混合盐的内扩散及其共晶反应所产生的Cl_(2)会与水反应再次形成HCl,而HCl进一步加速Ti_(2)AlNb腐蚀降解进程,并导致大量疏松腐蚀产物堆积和脱落,即高温热盐-水汽强耦合效应严重威胁Ti_(2)AlNb合金的服役寿命。

烧结温度对Ti_(2) AlNb合金显微组织及高温拉伸性能的影响

采用放电等离子烧结(SPS)技术制备了Ti_(2)AlNb合金,研究烧结温度对Ti_(2)AlNb合金微观组织及力学性能的影响,并使用电子万能试验机及维氏硬度仪对其拉伸性能及硬度进行测试。结果表明:烧结温度为1000℃时,Ti_(2)AlNb合金因为析出O相最多,所以其高温拉伸性能最佳、硬度最高。随着烧结温度的升高,析出O相变少,高温拉伸性能及硬度均降低。对1200℃烧结制备的Ti_(2)AlNb合金进行不同工艺的热处理。热处理后,Ti_(2)AlNb合金的组织由等轴组织转变为魏氏组织,且采用炉冷方式冷却的Ti_(2)AlNb合金组织细化最明显,析出O相最多,硬度最高。

Ti_(2)AlNb合金热模拟焊接热影响区的组织与力学性能

Ti_(2)AlNb合金因其较高的比强度和高温抗氧化能力,是先进航空发动机热端部件的重要候选材料。但作为金属间化合物材料,其焊接性能是一重要挑战。为了解焊接热循环对合金组织性能的影响规律,使用Gleeble3500热模拟试验机模拟了Ti_(2)AlNb合金焊缝附近热影响区的热循环,研究了冷却速度对焊接热影响区组织与性能的影响;根据热膨胀-温度曲线,结合不同冷速下合金的显微组织,建立了Ti_(2)AlNb合金焊接热影响区连续冷却转变(SH-CCT)曲线。结果表明:在快速加热至B2单相区后的连续冷却过程中Ti_(2)AlNb合金中主要析出相为O相,α_(2)相的析出量很少。随着冷却速度的增加,析出相的数量逐渐减少、尺寸降低,且α_(2)相的析出率先被抑制,B2相向O相转变的温度区间缩小。冷却速度低,合金中析出相数量多,强度高,但塑性低。反之,随着冷速的增加,残留B2相增多,合金的塑性得到改善。

V元素掺杂对粉末冶金Ti_(2)AlNb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_(2)AlNb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_(2)AlNb合金显微组织的影响。研究表明,Ti_(2)AlNb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_(2)AlNb合金中α_(2)相的含量最高。

SPS烧结时间对Ti_(2)AlNb合金组织与力学性能的影响

采用高能球磨法和放电等离子烧结技术(SPS)制备了Ti_(2)AlNb合金,研究了不同烧结时间对Ti_(2)AlNb合金微观组织及力学性能的影响。利用扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)对合金显微组织及物相结构进行表征,利用万能拉伸试验机对合金拉伸性能进行测试。结果表明,烧结时间不会改变合金的物相组成,不同烧结时间下所制备的Ti_(2)AlNb合金均由B2相、胞状α2相和针状O相组成;在烧结温度1000℃、烧结时间70min、压强50MPa条件下,Ti2AlNb合金中针状O相数量较多且分布均匀,其室温拉伸强度可达454.6 MPa。

Ti_2AlNb合金在不同温度下的热盐腐蚀行为

为提高Ti_2AlNb合金作为航空发动机部件在海洋环境下服役的可靠性,研究名义成分为Ti-22Al-23Nb-1Mo-1Zr(原子分数/%)的Ti_(2)AlNb合金在550,650,750℃时涂盐Na_(2)SO_(4)/NaCl(95/5,质量比)的热腐蚀行为,绘制不同温度下合金的腐蚀增重曲线,通过X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)对热盐腐蚀后合金的表面形貌、截面结构以及腐蚀产物进行观察分析。结果表明:550℃时合金腐蚀速率较低,表面氧化层平直、致密且完整,表现出优异的抗热盐腐蚀能力;650℃时合金腐蚀增重曲线符合抛物线规律,氧化层表面发生小范围的剥落,内部出现裂缝且有轻微的分层现象,合金整体上表现出良好的抗热盐腐蚀能力;750℃时合金腐蚀过程中出现明显减重,氧化层表面严重开裂剥落,内部出现明显的层状结构,由两种腐蚀产物层交替叠加:其中主要腐蚀产物层以TiO_(2)为主并含有NbAlO_4等多种腐蚀产物,另一层以NaNbO_(3)为主,合金的抗热盐腐蚀能力严重下降。

Ti_2AlNb合金粉末冶金件的热变形行为和环轧过程的模拟研究

采用粉末冶金热等静压工艺制备了Ti_2AlNb合金坯料,为研究其开坯行为,采用Gleeble-3800热机械模拟试验机进行了热压缩试验,另外采用Simufact有限元软件模拟了粉末冶金Ti_2AlNb合金的环轧过程,利用X射线三维成像技术获取并计算了第一次环轧后的孔隙分布。结果表明,粉末冶金Ti_2AlNb合金在应变极小时达到峰值应力,在变形初始阶段应力水平的变化不稳定。压缩变形后样品晶粒内O相板条结构消除,晶界处α2相发生长大偏聚,变形条件引起的粉末冶金Ti_2AlNb合金的相转变是影响开坯行为稳定性的主要原因。开坯阶段环件边缘处的温降和应变增长速率最快。变形可以愈合粉末冶金Ti_2AlNb合金的孔隙。

Y对粉末冶金无压烧结Ti-22Al-25Nb合金组织与力学性能的影响

采用“冷等静压+无压烧结”工艺制备了不同Y含量的Ti-22Al-(25-x)Nb-xY(x=0、0.5、1.0、1.5、2.0 at%)合金,研究了Y元素含量对合金微观组织、压缩力学性能和烧结过程的影响。结果表明:未添加Y的合金的组织为等轴α_(2)相和B2+O的魏氏组织;Y元素会抑制Ti与Al之间的反应,并生成Y_(2)O_(3)相;Y元素的加入会抑制晶界α_(2)相的形成,并使等轴α_(2)相的尺寸细化,且数量也减少;随着Y元素含量的增加,合金的强度先降低后升高,塑性先升高后降低。Y添加量为1.5 at%时合金的塑性最佳,α_(2)相的含量和形貌是影响合金性能的主要因素。未添加Y的合金烧结过程中经历的相变为Ti+Al→TiAl_(3)→TiAl→Ti3Al,而添加Y的合金烧结过程还存在Ti+YAl_(3)→TiAl_(3)+Y和4Y+3O2→2Y_(2)O_(3)的反应。

粉末冶金Ti2AlNb合金研究进展

回顾了近年来Ti2AlNb合金的研究历程,结合Ti2AlNb合金的应用背景,侧重介绍了粉末冶金近净成形技术制备Ti2AlNb合金的研究现状和应用进展情况,从粉末冶金Ti2AlNb合金的制备、预合金粉末热等静压致密化机制、Ti2AlNb复杂构件研制、粉末冶金Ti2AlNb合金的热变形4个方面对近年来粉末冶金Ti2AlNb合金的主要研究成果进行简要回顾。

真空脱气对粉末冶金Ti2AlNb合金力学性能的影响

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备了成分为Ti-22Al-24Nb-0.5Mo(原子分数,x/%)的预合金粉末,并对预合金粉末的化学成分、表面状态及流动性等进行了表征。通过包套热等静压工艺制备了粉末冶金Ti2AlNb合金,研究了真空脱气对粉末冶金Ti2AlNb合金力学性能的影响。结果表明,超声气体雾化法制备的Ti2AlNb合金粉末化学成分批次稳定性好;从粉末填充的工艺性能方面考虑,热等静压成形应选取粒度小于250μm以下的全粒度分布预合金粉末;真空脱气处理可减少粉末冶金Ti2AlNb合金的孔隙缺陷,提升合金拉伸性能的稳定性和高温持久寿命。

Ti_(2)AlNb合金应变速率敏感指数和应变硬化指数与变形参数和晶粒尺寸关系研究

以Ti_(2)AlNb合金板材为研究对象,基于变形温度为1 273~1 423 K、应变速率为0.001~10 s^(-1)范围内的等温恒应变速率热压缩实验,深入分析了变形参数和微观组织对应变速率敏感指数m和应变硬化指数n的影响。结果表明:Ti_(2)AlNb合金的流动应力随变形温度的升高和应变速率的降低而减小;Ti_(2)AlNb合金等温压缩过程中的峰值m为0.61,出现在1 323 K/0.001 s^(-1);当变形温度为1 273~1 323 K时,m随应变速率的增大而减小,当变形温度为1 373~1 423 K时,m随应变速率的增大而增大;当应变速率为0.001 s^(-1)时,n随应变的增大呈现先减小后增大的趋势,而当应变速率为0.01~10 s^(-1)时,n却呈现先增大后减小的变化趋势;Ti_(2)AlNb合金应变硬化指数n值和应变速率敏感指数m值均随着晶粒尺寸的增大而减小;Ti_(2)AlNb合金板材较优的加工区间为1 273~1 323 K/0.001~0.01 s^(-1)以及1 373~1 423 K/0.1~1 s^(-1)。这对通过工艺优化组织,进而改进Ti_(2)AlNb合金板材的性能具有重要的理论意义和工程价值。

Ti_(2)AlNb合金电子束焊接头残余应力及变形的数值模拟

目的研究平板对接电子束焊接过程中Ti_(2)AlNb合金接头的残余应力及变形规律。方法采用高斯圆柱体和高斯面组合热源模型模拟了6.6 mm厚的Ti_(2)AlNb合金平板对接电子束焊过程,对比研究了高焊速高束流和低焊速低束流2种工艺参数下焊接接头的残余应力和变形分布规律,并用小孔法测量了焊缝中心及距焊缝中心10mm位置的残余应力值。结果在高焊速高束流参数下,获得了熔池体积小、熔池宽度窄(为3.62 mm)、深宽比高的焊缝;在该参数下焊缝横截面上的高应力集中区(应力在900 MPa以上)尺寸较小,其宽度仅为低焊速低束流参数下的89%;同时,在高焊速高束流参数下,焊缝法向变形最大值为0.79 mm,低于低焊速低束流参数下的0.82mm;模拟计算所得残余应力与实测值的误差在5.64%以内。结论高束流高焊速工艺具有热输入小、热量集中、加工效率高的特点,有助于获得高应力集中区域小、深宽比高、变形小的焊缝,比低束流低焊速工艺更具优势。

压力对Ti_(2)AlNb合金扩散焊接头组织与性能的影响

针对Ti_(2)AlNb合金进行直接固态扩散焊,研究压力对合金扩散焊接头组织与性能的影响,使用扫描电镜分析焊接接头的显微组织随压力的变化规律,对不同压力下的焊接接头进行室温拉伸实验,分析接头性能随压力的变化趋势以及接头的断裂机制。结果表明:随着压力的增加,试样表面的变形量增大,在高温下变形区域发生动态回复与再结晶,促进了连接面处孔洞的愈合,焊合率因此逐渐升高;Ti_(2)AlNb合金扩散焊接头可以分为再结晶区、变形区以及母材三部分,其中再结晶区主要由等轴的B2相以及α_(2)相组成,随着扩散焊压力的增加,再结晶区的宽度明显变宽;焊接接头的强度随着压力的增加先升高后下降。当焊接工艺参数为960℃-60 MPa-120 min时获得的焊接接头性能最好,其抗拉强度为972 MPa,达到母材强度的98%;过大的压力使得再结晶晶粒粗化,且再结晶区和变形区交界处产生裂纹,导致接头性能反而恶化。

Ti_(2)AlNb热轧板中反常轧制组织成因分析

本文针对Ti_(2)AlNb热轧板热处理后的组织呈现出的反常取向分层状态进行了分析。利用扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)对热轧态和热处理态样品的组织进行了表征,发现热轧态样品内低温平衡相的O相比例高于60%,呈现了类似再结晶的近等轴组织,且大部分β相与O相符合{110}_(β)//{001}_(O)、<111>_(β)//<1-10>_(O)的取向关系。而后继续高温热处理,使得O相向高温β相转变,快冷保留了高温β相,β相呈现明显取向分层现象。热处理前后β相的织构类型未发生明显变化,表明高温β相的形成是热轧态样品中的已有β相晶粒在高温下吞噬周围O相晶粒而长大的过程,并因此而导致β相的取向分布状态保留到了相变之后,从而呈现出独特的取向分层状态。热轧板中的等轴组织是由于高温β相相变形成,低温O相的强织构是由高温β相强织构继承而来。本结果为Ti_(2)AlNb热轧组织的理解和组织调控提供了基础。

热处理对电子束选区熔化成形Ti_(2)AlNb合金组织与性能的影响

采用电子束选区熔化(selective electron beam melting,SEBM)成形技术制备了高致密的Ti_(2)AlNb合金试样,并以此Ti_(2)AlNb合金试样为对象,系统研究了它在不同热处理制度下的显微组织及物相组成,并对其硬度、室温及650℃拉伸性能以及断口形貌进行了分析表征。结果表明,电子束选区熔化成形Ti_(2)AlNb合金热处理态试样的微观组织主要由B2基体相、晶粒尺寸较大的板条状初生O/α_(2)相和细小的次生针状O相组成,950℃固溶+700℃时效试样的次生针状O相和α_(2)相含量较高,950℃固溶+800℃时效试样的初生O/α_(2)板条更为粗大。700和800℃时效热处理制度下Ti_(2)AlNb合金试样的显微硬度值接近,为3190~3210 MPa。950℃固溶+700℃时效处理试样的室温和650℃抗拉强度最高,分别为(1068±12.22)MPa和(843±39.72)MPa;而950℃固溶+800℃时效处理试样的室温和650℃下的延伸率更高,分别为(7.30±0.58)%和(8.50±0.50)%。950℃固溶+700℃时效试样的室温拉伸断口观察到较大尺寸的裂纹,时效温度提高到800℃后,裂纹消失,高温拉伸断口呈现出韧性断裂特征。

退火处理对粉末冶金Ti_(2)AlNb合金电子束焊接接头显微组织和拉伸性能的影响

研究了焊态和退火处理态粉末冶金Ti_(2)AlNb合金电子束焊接接头的显微组织与拉伸性能。结果表明,焊态下熔合区为单一B2相,由粗大的柱状晶和等轴晶组成。经800~900℃焊后退火处理后,熔合区B2相内析出板条O相,形成O+B2相两相结构,随着退火温度升高,熔合区内O相尺寸增加,O相体积分数变化不大。焊接接头中熔合区显微硬度高于母材,焊后退火处理后,熔合区显微硬度升高,随着退火温度升高,熔合区显微硬度逐渐降低。焊态下,焊接接头表现出较高的室温拉伸强度和塑性,但在650℃高温拉伸时,焊接接头试样在未达屈服点时即在熔合区发生脆性断裂。经焊后退火处理,焊接接头室温拉伸强度和塑性略有降低,高温拉伸强度和塑性均显著改善,高温抗拉伸强度随退火温度升高而逐渐增加。

热轧及热处理对Ti_(2)AlNb合金板材显微组织及力学性能的影响

针对热轧后Ti_(2)AlNb基合金板材性能差,难以进一步实施冷轧的问题,本文将热轧后的板材进行不同相区的热处理,并对热轧及热处理后的显微组织及力学性能进行了系统的研究。结果表明:不同相区热处理后的显微组织内部变化差异较大。在较低温度热处理时α_(2)相含量增多,而在高温热处理时α_(2)相含量略微减少。随着热处理温度的升高,从B2相中析出的针状O相发生球化现象;且显微组织内部小角度晶界逐渐减少,位错密度也逐渐减小,而等轴状的再结晶晶粒增多。试样的织构分析表明,由于择优取向,热处理后B2相织构也发生了较大的变化,热轧后的{115}〈110〉织构组分向{001}〈110〉旋转立方织构转变,而{111}〈112〉织构组分随热处理温度的升高不断增强。随着热处理温度的升高,板材室温拉伸强度逐渐降低,伸长率则不断提高。经(1020℃,1 h,WQ)热处理后,板材屈服强度和伸长率分别为962 MPa和9.34%,较轧态试样分别降低12.3%和提高239.6%。这主要归因于O相的球化、α_(2)相体积分数降低、位错密度减小以及再结晶的共同作用。