热处理对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织和性能的影响

研究了普通退火、固溶热处理、β热处理、固溶时效、等温退火和双重退火六种热处理工艺对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金棒材组织和性能的影响。结果表明:采用普通退火或等温退火时都可以获得等轴组织,棒材在普通退火后具有较高的强度和较低的冲击韧性,在等温退火后强度最低,而冲击韧性最高;采用固溶处理、固溶时效或双重退火时均可获得双态组织,棒材在固溶处理后具有略低的强度和较高的冲击韧性,固溶时效后具有最高的强度和最低的冲击韧性,双重退火后能够获得最佳的强度和冲击韧性;采用β热处理则获得粗大的魏氏组织,材料的冲击韧性很高,但塑性降低非常严重。

高强韧Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-2Nb-1Cr-0.1Si-xFe钛合金的组织和压缩性能

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、维氏硬度计、电子万能试验机和分离式霍普金森压杆(SHPB)等分析测试方法,研究了Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-2Nb-1Cr-0.1Si-xFe(x=0,0.4,0.8,质量分数,%)铸态合金双重退火后的组织和力学性能。结果表明:3种铸态合金的组织均为近魏氏组织;热处理后,随着Fe含量增加,合金组织中的α相长径比减小,等轴化更为明显,且次生α相细化以及β相含量增加,维氏硬度升高。在0.001 s^(-1)应变速率下静态压缩,合金具有应变强化效应,Fe含量越高应变强化效果越显著,TC21-0.4Fe合金断裂前最大应力和断裂应变比TC21-0Fe合金分别提高约16.86%和30.72%。在2500 s^(-1)高应变速率下动态压缩,TC21-0.8Fe合金的流变应力最高,约为1377 MPa,比TC21-0Fe合金提高了6.99%,TC21-0.4Fe合金具有最好的断裂应变,约为0.139,比TC21-0Fe合金提高了21.92%。

新型Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo(Ti80)合金焊接工艺研究

结合新型钛合金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo化学成分、金相组织和性能,分析了其焊接特点,制定了焊接和焊后热处理试验方案,完成了新型钛合金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo焊接和热处理工艺试验。对其焊接接头进行的外观检查、射线检测、力学性能试验、金相组织分析的结果表明,新型钛合金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo具有良好的焊接性能和更好的潜在使用价值。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金常温高压压缩蠕变行为研究

研究了Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金在不同外加应力时的常温高压压缩蠕变行为。计算了其在不同应力下的稳态蠕变速率和真实应力指数。观察合金蠕变前后的显微组织,研究其蠕变变形机制。结果表明:常温下,该合金的压缩蠕变应力阈值为656 MPa,真实应力指数值m为2.2,合金的蠕变过程受位错滑移和孪晶变形控制。这为该合金在高压下的使用提供了理论依据。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织热加工行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织进行热压缩实验,实验温度为850~1050℃,应变速率为0.01~1 s-1,变形量为60%。实验结果表明,热加工温度一定时,流变应力随变形量和应变速率的增加而急剧增加直至达到峰值,然后下降,最后趋于平缓,这是由加工硬化和动态再结晶所致。应变速率恒定时,随着变形温度的上升,流变应力随之降低。绘制应力-应变曲线,计算其热变形激活能Q为748.845 k J·mol-1,构建本构方程,并在动态材料模型的基础上建立了热加工图。并通过加工图确定3个失稳区,变形温度为980~1030℃、应变速率为0.3~1 s-1时合金发生剪切,形成绝热剪切带。结合加工图,确定了适合的加工区域,即加工温度为970~1010℃,应变速率为0.03~0.07 s-1。

β热处理工艺对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V钛合金片层组织演变的影响

利用可控冷却速度热处理装置对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金进行了β热处理实验,并研究了该合金原始β晶粒尺寸和冷却速度对片层组织的影响。结果表明,原始β晶界是α片层的主要形核地点,原始β晶粒内可形成多个α集束团,同一α集束内α片层几乎成同一取向;随原始β晶粒尺寸降低,集束尺寸降低,而原始β晶粒尺寸对α片层厚度影响不大;随冷却速度增加,α片层厚度先快速降低,后缓慢降低,而集束尺寸则呈线性降低;α片层厚度与冷却速度呈反比关系:λ=3.94+9.24/v。

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。

基于TiH_(2)原料的粉末冶金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的组织与性能研究

目的研究烧结工艺对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织演变及力学性能的影响。方法以TiH_(2)粉末为原料,采用粉末冶金工艺制备低成本高性能的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金,分析合金在不同烧结条件下组织与性能的变化规律。结果TiH_(2)的脱氢温度区间集中在450~700℃;Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的烧结过程可分为缓慢致密化、快速致密化、全致密化3个阶段。随着烧结温度的升高与保温时间的延长,试样基体中的等轴α-Ti含量减小,而层片状组织结构的体积分数增大;同时,材料的孔隙率降低,孔洞的圆整度提高,而孔隙半径减小。在1250℃下保温烧结4 h后,可制得相对致密度为97.5%的合金试样,其压缩屈服强度σb为1140 MPa,而压缩应变δ为24%。结论相比于保温时间,烧结温度对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的烧结行为有着更加显著的影响,合理选择烧结参数可制得高致密高性能的钛材。

氧元素对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金热变形组织及性能的影响

通过严格控制合金熔炼过程原料中杂质元素含量并添加TiO_2来熔炼出实验所需不同氧元素含量的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金铸锭。在Gleeble-3800热模拟试验机上对不同氧含量的钛合金铸锭进行热压缩实验,获得不同温度和变形速率下热压缩变形的应力-应变曲线。通过分析热变形应力应变曲线、计算本征常数,获得氧含量(质量分数)为0. 04%、0. 14%的Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金的热变形本构方程。观察金相组织后发现,提高氧元素含量会显著提高合金热变形激活能,抑制合金塑性变形;但适当的氧含量又可以促进合金发生动态再结晶,使得发生动态再结晶所需要的温度降低,发生再结晶的变形速率也有所提高。促进钛合金动态再结晶形核同时,拓宽钛合金热变形过程的加工温度、变形速率的范围;但过量的氧含量也会造成合金热变形过程中流变失稳导致加工区域变小。因此在工业生产过程中需要根据具体的热加工工艺,将合金中杂质元素氧的含量控制在一个合理的范围之内,从而取得更加优异的综合性能。

一种Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金锻件的宏观与微观组织特征分析

研究了Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金环锻件的宏观和微观组织,分析了锻件的变形和热处理工艺。对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金环锻件采用了β→α+β温度区域的热变形工艺,即在β区温度下开始变形,α+β区温度下结束变形,锻件的退火温度略低于β相的临界分解温度T_K;采用β→α+β温度区域热变形的锻件具有中等强度水平,良好的室温冲击性能和高温蠕变、持久性能;β→α+β温度区域的变形工艺具有简化变形工序、降低变形抗力的优点,但变形时间的控制较难掌握,需一定的实践探索。

基于响应面分析法的Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo钛合金切削温度仿真研究

建立了2D切削仿真有限元模型,然后进行Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo切削温度仿真,并建立切削温度的二次响应面回归数学模型,最后进行了切削温度试验验证。结果表明:切削Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo钛合金的切削温度随切削速度和进给量的增加显著上升,但随切削深度的变化并不明显。

时效处理对Ti-6Al-3Nb-2Zr-Mo合金组织演变和力学性能的影响

为了解不同时效参数对Ti-6Al-3Nb-2Zr-Mo(Ti6321)合金组织和力学性能影响的根本原因,通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和力学性能测试,研究了不同时效条件(500~650℃,3~24 h)下的显微组织和力学性能。结果表明,次生相α(α_(s))比初生相α(α_(p))对时效参数更为敏感。此外,α_(s)相的厚度与时效温度和时效时间呈正相关。随着时效温度和时效时间的增加,Ti和Al元素在β_(t)相中的偏析明显,α_(s)相由细针状转变为长棒状。当合金在600℃时效12 h时,合金表现出较好的综合力学性能。抗拉伸强度、屈服强度和伸长率分别为907 MPa、796 MPa和16%,冲击功为55 J。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金热变形行为及加工图（英文）

利用Gleeble-3800热模拟试验机,在变形温度为820~1060℃及应变速率为0.001~1 s^(-1)参数范围内对Ti-6Al-3Nb-2Zr^(-1)Mo钛合金进行等温恒应变速率压缩试验。建立了该合金的高温变形本构方程,得到两相区和单相区的表面激活能分别为764.714和126.936k J/mol。基于动态材料模型(DMM)和Prasad失稳准则建立了应变为0.4和0.7时的热加工图。分析加工图发现:Ti-6Al-3Nb-2Zr^(-1)Mo钛合金在840~1060℃,应变速率为0.001~0.1 s^(-1)之间主要发生动态再结晶(DRX)/球化,此区间变形时耗散率峰值51%分别出现在940℃/0.001 s^(-1)和880℃/1 s^(-1),其变形后微观组织演变机制与热加工图匹配较好,当变形发生在820℃,较高应变速率(≥1 s^(-1))下该合金加工时易发生流变失稳现象。

激光冲击强化对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金组织与性能的影响

激光冲击强化(Lasershockpeening,LSP)是一种新颖的非弹丸撞击式表面改性技术。利用LSP对片层组织Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo(Ti80)钛合金进行表面处理,并研究了LSP对其微观组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响。LSP处理后Ti80钛合金发生了严重的塑性变形,表层片层组织中形成了位错缠结、形变孪晶及层错等晶体亚结构缺陷,晶粒发生细化。LSP处理后表层显微硬度提高了21.7%,残余压应力达到最大值(-334 MPa),且显微硬度和残余压应力都随深度的增加呈现梯度变化特征。LSP处理后产生的加工硬化、细晶强化和残余压应力的作用改善了拉伸性能,断口形貌中的韧窝变得大而深且解理面变少。晶粒细化为钝化膜的形成提供更多的形核位置,同时杂质不容易在晶界偏析,延缓晶间腐蚀;高密度位错阻碍电子转移,降低腐蚀电流密度,使Ti80钛合金在5mol/L HCL溶液中的耐腐蚀性能得到明显提高。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金在低温高应变速率下的变形行为

在变形温度为193~298 K、应变速率为2000~3000 s^(-1)的范围内,对Ti6321钛合金进行动态压缩试验,研究温度和应变速率对材料力学性能和变形行为的影响。采用光学显微镜(OM)、透射电子显微镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)表征和分析了合金的微观结构演变。结果表明,随着温度的降低和应变速率的增加,Ti6321钛合金的动态屈服强度和平均流动应力均增大,而断裂应变明显降低。采用Johnson-Cook本构方程预测了Ti6321钛合金在低温高应变速率下的力学行为,拟合结果与实验结果吻合较好。微观结构分析表明,随着变形温度的降低,{1121}和{1011}2种孪晶的含量明显增加,即变形机制逐渐由孪晶的辅助作用转变为孪晶占主导地位。

元素添加方式对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金性能的影响

通过研究元素添加方式对粉末冶金Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo(Ti80)合金微观组织和力学性能的影响,探索了提高粉末冶金Ti80合金材料性能的途径和方法。结果表明:要得到相对密度大于97%的粉末冶金烧结坯,Al必须以NbAl、ZrAl、MoAl、MoAlTi等中间合金方式进行添加;Nb、Zr可以单质或中间合金方式添加;Mo需要以MoAl或MoAlTi中间合金方式添加。Ti不能完全以TiH2的方式添加;当Ti以纯Ti粉方式添加时,拉伸断口没有裂纹产生;当Ti以TiH2方式添加时,断口有显著的裂纹产生;H是裂纹产生的主要原因。当元素以合适的方式添加时,Ti80合金烧结件的性能可达到:σb=890～1020MPa,σ0.1=755～875MPa,σ0.2=785～895MPa,δ5=5.5%～9.0%,ψ=11%～20%,与锻态性能相比,强度性能有显著提高,而塑性降低。

基于BP网络Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金等温压缩流变应力预测

通过对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金820~970℃,0.001~1 s^(-1)条件下的热模拟压缩试验,得到不同变形条件下的高温变形真应力-真应变曲线。基于此实验数据建立了该合金BP-ANN本构预测模型和传统的回归模型。结果表明:2个模型的最大相对误差分别为4.35%和13.9%,平均绝对误差AARE分别为1.42%和6.53%,说明BP-ANN模型具有较优异的预测能力,此模型可作为Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金高温变形本构模型。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金双态组织的热加工行为

在Gleeble^(-1)500D热模拟实验机上对Ti-6Al-3Nb-2Zr^(-1)Mo合金双态组织进行热模拟实验,变形温度为850~1050℃,应变速率为0.010~1.000 s^(-1),变形量为60%;根据不同条件下的应力峰值计算得其热变形激活能Q为786.609 kJ·m^(-1),并构建本构方程,最后在动态模型的基础上建立热加工图;利用金相显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)观察其显微组织。实验结果表明,材料在热加工过程中会出现2个失稳区:变形温度为860~920℃、应变速率为0.075~0.330 s^(-1)和变形温度为940~1030℃、应变速率为0.010~0.058 s^(-1);1个加工稳定区:变形温度为920~1000℃、应变速率为0.048~0.280 s^(-1)。变形温度为900℃、应变速率为0.10 s^(-1)时,合金变形容易发生失稳;变形温度为1000℃、应变速率为0.050 s^(-1)时,合金会出现绝热剪切带,从而导致材料在使用过程中失效;变形温度为950℃、应变速率为0.100 s^(-1)时,合金的塑性和强度适中,疲劳强度和韧性提高,具有良好的综合力学性能。

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金室温压缩蠕变行为及位错类型研究

研究Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金在不同外加应力下的室温压缩蠕变行为,拟合了蠕变曲线,计算出蠕变发生第二阶段的临界值,并对不同应力水平压缩后的合金显微组织进行TEM观察,研究其位错滑移类型。结果表明:室温条件下,Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金压缩蠕变-时间曲线符合时间强化指数模型,该合金发生蠕变第二阶段的临界值为518 MPa,这为深海装备的安全设计提供了依据。Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金室温压缩蠕变机制主要是位错滑移,其中基面滑移最容易启动,其次是柱面滑移和锥面滑移。结合微观组织分析与蠕变曲线可以判断锥面滑移对蠕变有较大贡献。