热处理工艺对Ti-1300合金的组织和拉伸性能的影响

研究了Ti-1300合金经不同温度固溶+缓慢升温时效处理后的显微组织和拉伸性能。结果表明,在相变点之上和之下固溶+随炉升温时效处理后合金发生了不同的相变,对应的拉伸性能也有很大的不同。Ti-1300合金在相变点之上固溶处理后缓慢升温到500℃时效处理发生β→ω转变,试样强度很高,而塑性很差。Ti-1300合金在相变点之下固溶处理+随炉升温时效处理发生β→α转变,试样经随炉升温到570℃时效处理后的抗拉强度为1430MPa,而延伸率也达到8%。

挤压态Ti-1300合金管材高温变形行为及本构模型

利用Gleeble 3800热模拟试验机研究了挤压态Ti-1300合金管材的高温变形行为,试验温度750~950℃、应变速率0.001~1 s^(-1)、最大变形量70%。结果表明:Ti-1300合金管材高温变形应力先随应变的增大而增加,到达峰值应力后逐渐降低,最后趋于稳态。峰值应力随变形温度的降低和应变速率的升高而升高。根据Arrhenius公式,建立了该合金管材的本构模型:ε觶=2.8437×10~8×[sinh(9.40×10^(-3)σ)]^(2.90958)×exp(-218.586/RT)。计算的流变应力与试验结果符合较好,该模型可为实际生产提供理论指导。

Ti-1300钛合金挤压管材组织性能研究

通过室温拉伸测试和显微组织观察,研究了挤压温度和热处理工艺对Ti-1300钛合金挤压管材显微组织和力学性能的影响,讨论了热加工工艺、显微组织和力学性能之间的关系。结果表明:Ti-1300钛合金在两相区挤压后的横向组织均匀细小,纵向组织沿挤压加工流线破碎均匀;其拉伸强度高达1445MPa。管材在相变点以上的高温固溶组织主要由等轴β相晶粒组成,具有较好的塑性。合金两相区挤压后具有较好的强度和塑性的匹配,两相区挤压的塑性明显优于β单相区挤压,尤其面缩。试样经过固溶时效处理后显微组织明显细化,强度大幅度提高,可达1300MPa以上。

Ti-1300合金连续冷却组织和性能研究

利用DIL805A/D、OM研究了Ti-1300合金以冷却速度0.1℃/s冷却过程中的组织转变和显微硬度。结果表明:Ti-1300合金以冷却速度0.1℃/s连续冷却过程中主要发生了β→α相变,α相主要在β晶界和晶内形核并逐渐长大;随着转变温度的下降,α相的形态由颗粒状逐渐长大变成片状,α相的体积分数逐渐增多,显微硬度逐渐增加。

近β型Ti-1300合金的显微组织分析

采用扫描电镜和透射电镜分析近β型Ti-1300钛合金在初始锻造态、固溶+淬火态(β和α+β固溶态)以及固溶+时效态下的显微组织变化。结果表明:锻造态合金中初生α相内部发生孪生切变行为,基体β相晶内发生β→α相变。合金经过α+β固溶淬火处理,残留的初生α相中仍然可观察到细小孪生α相。孪生α相有两种不同变体(α1和α2),互成60°生长方向,而且与基体α相也成60°的孪生关系,其间的晶体学取向关系为:{1120}α,twinning//{1120}α,〈 0001〉α,twinning//〈 1101〉α。Ti-1300钛合金与大多数近β型钛合金的时效特征相类似。

剪切模式下Ti-1300合金组织及织构演变规律

通过光学显微镜(OM)、透射电子显微镜(TEM)、X射线衍射(XRD)等检测方法,研究等通道转角挤压变形后Ti-1300合金的组织与性能。研究结果表明:Ti-1300合金经过ECAP变形,发生晶粒转动、晶内多系滑移以及晶界处螺型位错与刃型位错的混合位错交错排列的协调作用,致使晶界不能破碎,原始晶界清晰可见,晶内出现大量的相互交错的剪切滑移带,显微组织中存在大量平行细密的板条组织以及位错团、位错胞,位错密度增大,但在整个ECAP变形过程中并未产生形变诱导ω或α″相。织构分析结果表明ECAP变形过程中Ti-1300合金初始(110)[111]织构逐渐转变为α织构,并形成D织构及立方织构。

Ti-1300合金在热处理过程中的晶粒长大行为研究

采用金相法研究了Ti-1300合金在不同温度和保温时间下的晶粒长大行为。结果表明，加热温度在780～900℃时，品粒随加热温度的升高，呈指数函数形式长大。当加热温度一定时，晶粒随保温时间增加呈对数函数形式增长。同时计算得到了Ti-1300合金的晶粒长大激活能Q为187．829kJ／mol，高于纯钛的β相自扩散激活能（Q=166kJ／mol）。

Ti-1300合金的热变形行为研究

采用Gleeble-1500型热模拟试验机对Ti-1300近β钛合金进行了等温恒应变速率压缩试验。变形温度范围为：920～1010℃，应变速率范围为：0．01～10s^-1，最大变形量为80％。根据试验数据建立了Ti-1300合金高温热变形行为的流变应力模型，得出该合金的变形激活能为177．59kJ／mol。结合样品的显微组织分析可知，该合金在低应变速率下发生了动态再结晶，且随着温度的升高，再结晶晶粒呈现长大的趋势；在高应变速率下以动态回复为主。结果表明，为获得细小的再结晶组织，Ti-1300钛合金宜在相变点以上50～150℃的温度范围内采用较低的变形速率进行锻造。

Ti-1300合金锻造加工的热压缩模拟

采用Gleeble-1500热模拟机对Ti-1300近卢钛合金进行热压缩变形，研究其在温度为800～1010℃、应变速率为0．01～10s^-1、最大变形量为60％条件下的热变形行为。对热变形后的组织进行分析可知，在低应变速率下，主要发生动态再结晶；在高应变速率下，主要发生动态回复。根据试验数据得出了该合金的加工图，结果表明，Ti-1300合金在高应变速率下变形容易发生流变失稳现象，因此其锻造工艺应宜在较低的变形速率下进行，可得较细小的等轴动态再结晶组织。

时效过程中ω相辅助α相形核及α相对Ti-1300合金力学性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)和显微硬度仪等技术对Ti-1300合金不同热处理工艺的试样进行了观察与表征,研究Ti-1300合金的ω相对时效过程中β→α相转变及微观组织与力学性能的影响.结果表明:固溶处理的试样以4℃/min的速率加热到350℃保温10 min,随后加热到500℃保温4 h,析出α相的平均尺寸(长度)为54 nm;而直接在500℃保温4 h析出α相的平均尺寸(长度)为202 nm.将固溶后的试样随炉加热(4℃/min)到350℃,β相中只有ω相析出;加热到400℃时,在组织中发现了α相依附ω相形核现象,加热到500℃保温4 h时,ω相消失,合金获得极为细小均匀的α相.时效过程中析出的α相对合金的硬化作用比ω相的更为显著.

冷却速率对Ti-1300合金组织转变的影响

用膨胀法和金相显微镜研究了近β钛合金Ti-1300合金在连续冷却过程中组织转变规律。结果表明:随着冷却速率的增加,Ti-1300合金的显微组织呈规律性的变化;当冷却速率较慢时,Ti-1300合金的室温组织为层片状α相和β相的组织;当冷却速度大于0.3℃/s时,在片层组织中出现了块状的残余β相并随冷却速率的增大而增多。显微硬度随冷速加快出现先增加后降低的现象。

Ti-1300F钛合金熔炼工艺研究

Ti-1300F钛合金是新疆湘润新材料有限公司成功研发的一种新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Fe系亚稳态β型高强高韧钛合金。为解决Ti-1300F钛合金工业化生产中可能存在的电极致密度弱、电极强度低、元素偏析等问题,在分析其钛合金成分元素后,对其进行试验生产。通过选用合适的中间合金,调整混料时间、压制压力、焊接强度等参数,制备了一支Ф400 mmTi-1300F钛合金自耗电极。自耗电极经过三次VAR熔炼,调整熔炼参数,生产出Ф650mm成品钛合金铸锭。利用化学分析方法对铸锭横向和纵向所取的数十个试样进行了成分分析。试验结果表明,此试验方法下生产的自耗电极致密度和强度满足熔炼要求,熔炼过程无掉块和断裂情况发生,熔炼后铸锭主元素Al、V、Mo、Cr、Fe的成分纵向和横向均匀性控制良好,且均满足Ti-1300F钛合金成分设计要求。

固溶时效热处理对Ti-1300F钛合金棒材组织与性能的影响

Ti-1300F钛合金棒材通过精锻和多道次热轧工序制备Φ10mm棒材,研究了不同固溶时效热处理方式对Φ10mm棒材显微组织和力学性能的影响。试验结果表明:Ti-1300F钛合金随着固溶温度升高,在β基体上和晶界内初生颗粒状和短棒状初生α相逐渐溶解,在920℃进行固溶处理时,由单一等轴β相组成和少量的次生α相组织,且晶粒有长大的趋势;采用相同固溶热处理温度条件下,随着时效温度升高,亚稳定β相分析析出α相尺寸越大,合金强度降低且塑性增大。采用780℃固溶+520℃时效处理后,Ti-1300F钛合金的强度和塑性匹配性良好。

热处理对Ti-1300高强钛合金电子束焊接组织和力学性能的影响

对不同原始状态的Ti-1300合金电子束焊接样品进行不同的热处理,研究了焊前热处理和焊后热处理工艺对合金焊接样品的组织和力学性能影响。结果表明,焊接前不同热处理对合金焊缝组织和性能影响不大,在焊缝无热处理情况下,焊缝主要由较大尺寸的柱状β晶和亚晶构成,形成的α相极少,并主要分布在晶界处,这种组织使得焊缝区的强度和塑性明显低于基体。焊接后不同热处理工艺对焊缝区β晶粒的形态和尺寸几乎没有影响。热处理可以调节焊缝区α相的含量、尺寸和形态,但析出的α相的分布总体趋向于在稳定晶界处形成。焊缝区的性能依赖于析出α相的尺寸和数量,当单独在较低温度退火或时效时,焊缝区α相强化效果明显,焊缝强度大于基体,断裂发生在基体。

固溶温度对Ti-1300合金组织与性能的影响

研究了Ti-1300合金经不同温度固溶处理和固溶+时效处理后的组织和性能。结果表明:Ti-1300合金在固溶处理后,随着固溶温度升高,合金的抗拉强度和屈服强度逐渐降低,断面收缩率先升高后降低,断后伸长率有所升高。Ti-1300合金在850℃固溶处理可获得最佳的综合性能。通过固溶和时效处理,Ti-1300合金硬度随着固溶温度的升高而增大。当固溶处理在相变点以下时,β相中时效析出次生αs相较粗大;而固溶处理在相变点以上时,β相中时效析出次生αs相较细小且均匀。

热加工工艺对Ti-1300合金轧制棒材显微组织的影响

研究了轧制温度、变形量以及热处理工艺对Ti-1300合金显微组织的影响,并讨论了热加工工艺与合金组织结构以及形貌之间的联系规律。结果表明:两相区轧制后的加工态Ti-1300合金主要由等轴的β相和球状α相组成,随轧制温度向合金相变点温度的升高,α相逐渐溶解在β基体上,因而β单相区轧制的合金主要由等轴的β相晶粒组成,而合金的晶粒随变形量的增加而破碎越充分,组织也更加细小、均匀。两相区固溶处理后的Ti-1300合金在晶界和晶间析出球状以及条状α相,弥散分布于亚稳定β基体,产生细晶强化效应,而β单相区固溶处理后的合金主要由平均晶粒尺寸为60μm的等轴β相组成。两相区固溶处理后的时效态Ti-1300合金的组织主要由条状初生αp相、针状次生αs相以及β基体组成,热轧温度和变形量对时效态Ti-1300合金中αp相的形貌特征影响较小,但αp相和αs相都随时效温度的升高而不同程度的长大,针状次生αs相弥散分布在β基体上。

Ti-1300合金室温变形行为研究

利用OM和TEM系统研究了Ti-1300合金的室温变形行为。结果表明:Ti-1300合金在不同温度下进行固溶处理后进行拉伸变形,在应力-应变曲线上没有出现双屈服的现象;Ti-1300合金因含有较多的β稳定元素引起β相的稳定性增加,在室温变形机制主要是位错滑移和孪生;塑性变形过程中位错将产生滑移、缠结和割阶等交互作用,随着塑性变形量增加10%,Ti-1300合金的显微硬度约增加210 MPa。

Ti-1300合金的晶粒长大行为

对Ti-1300合金在固溶处理过程中晶粒的长大行为进行系统研究。结果表明：当固溶温度低于β转变温度时,未溶解的α相使得晶粒长大缓慢;在高于β转变温度固溶处理时,晶粒随着温度升高而快速增大。晶粒长大动力表明：在840-950℃固溶处理时,β晶粒的长大规律可用D=1.13×1010 exp（-2.1×104/T）描述,且晶界迁移的表观激活能为Q=350 k J/mol。当固溶温度为840、870和900℃时,晶粒长大指数随固溶温度升高而增加,分别为0.31、0.55、0.56。

连续冷却条件下Ti-1300合金的组织演变与连续转变图（英文）

通过OM、SEM、TEM和EBSD研究了Ti-1300合金在连续冷却条件下组织演变规律和亚稳β相的分解形式,并采用高精度膨胀法建立了合金的连续冷却转变动力曲线。结果表明:当连续冷却速度比较缓慢时,Ti-1300合金发生β→α+β转变,并获得集束状的显微组织;而当冷却速度0.3°C/s<v<1.5°C/s时,Ti-1300合金发生β→α+β+βm转变,并获得细针状的α+β组织和残余的βm相;当冷却速度大于3°C/s时,Ti-1300合金基本获得全部β相,所以把3°C/s认为是合金的临界冷却转变速度。在缓慢冷却过程中,Mo当量梯度是合金中α相生长主要动力。随着冷却速度的增加,Ti-1300合金的显微硬度先增加后降低,在冷却速度为0.3°C/s时,显微硬度达到最大值。

Ti-1300合金等温时效过程中相结构和组织转变

采用OM、SEM、XRD和TEM等研究了固溶态Ti-1300合金在350~700℃等温时效过程中相结构和组织转变。结果表明,Ti-1300合金在350℃等温时效时,β相基体上开始弥散析出细小的颗粒状ω相,后期ω相消失,出现了片状的α相。亚稳β相的分解方式为:β→ω+β→α+β。在400℃等温时效1 h时,亚稳β相分离出了β′相,继续保温,β′相消失,出现了长针状α相,亚稳β相的分解方式为:β→β′+β→α+β。在500~700℃等温时效时,α相在β晶界和晶粒内亚晶界上快速形核,随着保温时间的延长,晶界α相逐渐向晶内生长为α集束,随着时效温度升高,α相的片层越厚;亚稳β相的分解方式为:β→α+β。