粉末冶金法低成本制备Ti-1Al-8V-5Fe合金的组织和性能

本文以低成本Fe V80中间合金粉末为原料,用粉末冶金法制备了Ti185合金,并对其组织和力学性能进行分析检测。实验结果表明,该方法制备出的烧结合金组织均匀,无元素偏析,未产生传统熔炼方法中不可避免的"β斑";其抗拉强度可达到840±20 MPa、屈服强度可达到772±15 MPa、延伸率为5.4±0.3%,综合性能可与市售Ti185合金坯料媲美。

放电等离子烧结Ti-1Al-8V-5Fe合金的致密化机理

以TiH2粉、FeV80合金粉、Al粉和Fe粉为原料,采用放电等离子烧结法(烧结温度为800~1200℃,保温时间为10 min),制备Ti-1Al-8V-5Fe(Ti185)合金,通过烧结致密化曲线和采用成熟的蠕变模型准确评估有效应力指数(n)和致密激活能(Qd),研究致密化机理。结果表明,在较低温度下(800~1000℃)烧结时,合金快速致密,无明显晶粒长大;当烧结温度达到1100℃后,合金缓慢致密,晶粒明显长大。在800~1000℃烧结时,保温前期为致密阶段,具有低的有效应力指数n和表观激活能Qd(n=1,Qd=52 kJ/mol),为低有效应力阶段,晶界扩散控制致密化过程;保温后期为较高的有效应力阶段,n=3,Qd=175.7 kJ/mol,材料的致密化机制由位错攀移所控制。

重熔工艺对激光选区熔化Ti-1Al-8V-5Fe合金组织及性能的影响

为消除传统铸造加工生产的Ti-1Al-8V-5Fe(Ti185)合金中的β斑,采用激光选区熔化技术使大粒径Ti185合金粉末成形,通过重熔工艺对激光选区熔化Ti185合金进行优化,并对重熔前后成形样品的顶部、中部、底部三个位置进行了组织和力学性能分析。结果表明,激光选区熔化成形的Ti185样品中存在宏观裂纹,而重熔工艺能有效抑制该裂纹的产生。激光选区熔化和重熔优化成形样品的显微组织均由等轴β相组成,且等轴晶粒的内部存在亚晶结构。通过重熔优化后的激光选区熔化成形样品的最高抗压强度为2127±120 MPa,断裂应变为21%±5%,压缩性能相比重熔前的样品有所下降。

压制工艺和粒径对粉末冶金Ti-1Al-8V-5Fe合金组织性能的影响

采用粉末冶金技术以氢化钛(TiH2)粉和不同粒径的元素粉体为原料制备Ti-1Al-8V-5Fe(Ti-185)合金,研究了压制工艺对不同粒径元素粉制备的Ti-185合金组织及性能的影响。结果表明:当压制压力在800 MPa、保压时间80 s、压制速率为1 mm/s时,Ti-185生坯密度最高,为最佳压制工艺。由粒径较小元素粉制备得到的Ti-185合金晶粒越细小,合金的烧结致密度就越高。粉末粒径越小,烧结过程中合金元素实现合金化需要扩散的距离就越短,越有利于合金力学性能的提高,其中具有最小粒径的样品表现出最高的硬度(43HRC)和强度(1438 MPa)。

元素铬对粉末冶金Ti-1Al-(8-x)V-5Fe-xCr组织与性能的影响

以TiH2为原料,利用价格低廉的Cr元素来部分替代昂贵的V元素,采用粉末冶金技术制备Ti-1Al-(8-x)V-5Fe-xCr合金。研究了Cr元素添加量对该β钛合金组织及性能的影响。结果表明,Cr元素有助于细化晶粒,提高合金的烧结致密度、硬度和强度;但过量Cr(>3wt%)的加入会降低合金的塑性。因此,适量的Cr元素代替V会降低原料成本,同时合金可获得良好的综合力学性能。

固溶时效对Ti-5Al-3V-1Mo-1Zr钛合金钻杆组织演变及力学性能的影响

利用激光共聚焦显微镜(CLSM)、电子扫描显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和力学性能测试等手段分析相变点上两阶段固溶时效(TSSA)对Ti-5Al-3V-1Mo-1Zr钛合金钻杆片层组织演变规律及力学性能的影响。结果表明:通过采用相变点上TSSA工艺获得了全片层转变组织,随时效温度的升高,全片层转变组织的晶界α相平均宽度由5.5μm增至9.0μm,集束内的α片层平均宽度由2.75μm增至3.95μm,材料抗拉和屈服强度变化幅度均小于0.15 MPa/℃;与原始挤压态相比,钛合金的冲击功增加74.07%,材料冲击功与α片宽度满足Hall-Petch关系;经(1000℃, 1 h,炉冷(FC))→(600℃, 1 h,空冷(AC))+(550℃, 6 h,AC)热处理后钛合金具有良好的综合性能匹配,其屈服强度为894 MPa,夏比V型缺口冲击功(-20℃)为46 J,伸长率为7.5%。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高温塑性变形行为

在Gleeble-1500热模拟机上对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行高温热压缩实验,研究该合金在变形温度为750~900℃、应变速率为0.001~1 s 1条件下的流变应力行为。利用光学显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明：合金的流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大;流变应力随着应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;变形过程中的流变应力可用Arrhenius双曲正弦本构关系来描述,平均变形激活能为454.2 kJ/mol;各种变形条件均可细化原始晶粒尺寸。随着温度的升高和应变速率的降低,合金的主要软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶;在（α＋β）相区变形（750~850℃）时,α相对β晶粒的动态再结晶的发生起到阻碍作用。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金热加工图及其组织演变

采用热模拟试验机对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行等温压缩试验,获得变形温度为750~900℃和应变速率为0.001~1 s 1时的真应力真应变曲线,并运用修正后的试验数据建立真应变为0.7的热加工图。通过显微组织观察,分析合金的变形机理,确定热变形失稳区。研究结果表明：Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工温度范围较宽,当加工温度低于800℃且变形速率大于0.1 s 1时易发生绝热剪切,造成流变失稳;随着变形温度升高,功率耗散因子η有增大趋势,合金的流动软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶,显微组织也随之细化、均匀。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe等温热压缩行为及本构方程的建立（英文）

通过等温压缩试验和金相显微镜分析研究具有等轴(α+β)晶粒初始组织的Ti-5Al-5Mo-V-1Cr-1Fe合金的高温压缩性能。基于温度校准的真应力-应变数据,建立了高精度本构模型和加工图。研究结果表明,压缩试样局域应变不均匀性随着温度的升高而减少,使得α相分布均匀。对于温度范围在800~840°C、应变速率为10 s^(-1)的形变条件下,α相的体积分数随温度升高而增加,而α相的平均晶粒尺寸随温度升高而缓慢减小,表明动态回复和动态再结晶同时发生。在温度范围为860~900°C、应变速率为10 s^(-1)的变形条件下,试样中观察到流变局部化和微弱的β相晶界。加工图分析表明,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的热加工适于在应变速率低于0.01 s^(-1)下进行,以便提高其加工性。

Ti-5Mo-5V-5Al-1Cr-1Fe合金热处理工艺研究

研究了热处理工艺对Ti-5Mo-5V-5Al-1Cr-1Fe合金两个规格的棒材显微组织和力学性能的影响,探讨了它们之间影响的规律。研究发现,强化热处理后的组织使棒材具有高强度,而室温塑性较低；退火后的组织使棒材具有最高的塑韧性,而强度稍低；两阶段退火的组织使棒材具有最佳的综合力学性能。

选择性激光熔融法制备Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe近β钛合金的微观组织和力学性能

本文采用选择性激光熔融法制备了Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe近β钛合金,并研究了Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金在打印过程的组织演变和力学性能。Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金组织为近β钛合金(相含量大于98.1%)且在β晶粒内部存在大量亚微米级的晶胞组织,β柱状晶平行于构建方向。扫描间距、扫描功率等选择性激光熔融工艺参数显著影响Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的微观组织和力学性能。制备的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金屈服强度为818 MPa,伸长率超过19%,表明选择性激光熔融法是一种有潜力的近β钛零件制造技术。

Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr钛合金动态性能与弹道行为（英文）

通过抗7.62 mm口径穿甲燃烧弹试验评估Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(Ti-55531)合金抗弹行为,采用分离式霍普金森压杆试验(SHPB)研究合金动态性能。Ti-55531钛合金板通过2种热处理制度得到高强板和高韧板。SHPB试验结果表明:高强板在2200 s1应变速率加载条件下,最大冲击吸收功为270 MJ/m3;高韧板在4900 s1应变速率加载条件下,最大冲击吸收功为710 MJ/m3。8 mm厚高强板和高韧板的弹道极限速度分别为330 m/s和390 m/s。本实验条件下,Ti-55531合金良好的动态性能导致其具有优异的抗弹性能。通过不同侵彻速度下组织演化探讨了合金板的失效机制。

Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金的热变形行为及组织演变研究

采用Gleeble-3800动态模拟实验机,研究了亚稳β钛合金Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb在变形温度700~900℃、应变速率0.001~1s^(-1)、变形量10%~50%的热变形行为,分析了该合金在热变形过程中的组织性能演变规律。结果表明:随变形量的增加,合金的流动应力曲线变化不大,主变形区组织畸变程度增大,且变形晶的动态再结晶增加;随变形温度的增加,合金的峰值应力及稳态流变应力呈降低趋势,组织变形趋于均匀分布,动态再结晶程度亦增加,且因应力诱发相变导致组织在稍低于相变点的790℃完全转化为β相;随应变速率增加,合金的峰值应力及稳态流变应力增加,组织变形不均匀程度增加,动态再结晶程度降低。该合金为变形温度、应变速率敏感型材料,其温度敏感性随应变速率的增加而逐渐增强,应变速率敏感性随温度的增加而逐渐减弱。

固溶处理对Ti-5Al-2Cr-2Mo-1Fe钛合金晶粒度细化的影响研究

目的:探究固溶处理对Ti-5Al-2Cr-2Mo-1Fe钛合金晶粒度细化的影响。方法:选取d10 mm×10 mm的钛合金试样,分别在900、950、980和1000℃下加热并保温1.0h,经过腐蚀后放置在干燥器中24 h,利用光学显微镜进行钛合金晶粒度细化分析。结果:钛合金晶粒度细化的程度会随着固溶处理振动功率的增加而变大,且一直呈上升趋势。结论:通过固溶处理能够为钛合金晶粒度细化提供驱动力,可以通过固溶处理实现钛合金晶粒度细化,提高钛合金的加工质量。

Ti-35421合金在β单相区的热变形行为及动态再结晶机制

利用Gleeble-3500热模拟试验机对Ti-3Al-5Mo-4Cr-2Zr-1Fe(Ti-35421)合金进行β单相区等温压缩实验,研究该合金在变形温度为820~900℃、应变速率为0.001~1 s^(-1)的热变形行为和显微组织演化。研究结果表明,该合金的不连续屈服现象和流变软化受应变速率和变形温度的影响。确定Ti-35421合金的动态再结晶临界条件和动力学模型,并建立Arrhenius本构模型,该本构模型可准确预测Ti-35421合金在β相转变温度以上的流变行为。EBSD结果证明,变形软化机制为动态回复和动态再结晶。此外,确定热变形中的再结晶机制为连续动态再结晶,并建立再结晶晶粒尺寸的计算模型。通过对比发现,再结晶晶粒尺寸的实验值和预测值间具有良好的线性相关性,表明该模型可精确预测再结晶晶粒尺寸的变化。

基于Ti-5Al-1V-1Sn-1Zr-0.8Mo合金的分段电压微弧氧化膜层的研究（英文）

主要研究分段电压对于钛合金表面所制备的微弧氧化膜层特性的影响。利用扫描电子显微镜(SEM)和激光扫描共聚焦显微镜对MAO膜层的结构进行了表征,利用能谱分析(EDS)和X射线衍射(XRD)对膜层成分进行分析。对比评价了不同分段电压模式下膜层的厚度、粗糙度和耐蚀性。结果表明,第1阶段电压为320 V氧化时间180 s与第2阶段电压为420 V氧化时间为720 s相比,所形成的膜层粗糙度最小。第1阶段外加电压320 V氧化时间120 s与第2阶段外加电压420 V氧化时间780 s相比,膜层最为致密,耐腐蚀性最好。XRD结果表明,膜层是由TiO2和亚稳态Ti2O3组成。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的高温流变行为与热加工图研究

通过Gleeble-3500热模拟试验机对温度范围为750～950℃、应变速率范围为0. 01～10 s^(-1)的多组Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金试样进行热压缩试验,利用得到的真应力-真应变曲线求解材料参数,建立了基于Arrhenius模型的本构方程,通过将所求本构方程计算出的流变应力与实测应力-应变曲线进行对比,验证了该方程的准确性;进而基于动态材料模型的加工图理论,分别绘制出应变为0. 1,0. 3,0. 5和0. 7时Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的热加工图。结果显示:随着应变的增大,流变失稳区向中低温高应变速率区集中;在较小的应变量(0. 1～0. 3)时,安全区主要集中在中温低应变速率区(840～900℃,<0. 4 s^(-1))和高温高应变速率区(910～950℃,> 1 s^(-1));在较大应变量(0. 3～0. 7)时,安全区主要集中在低应变速率区(780～950℃,<0. 3 s^(-1))和高温高应变速率区(910～950℃,> 1 s^(-1))。因此,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金高温变形时的安全热加工区域为:中温(840～900℃)低应变速率(0. 01～0. 3 s^(-1))区。

固溶温度对冷轧Ti-4.5Al-2.5V-1.5Fe-0.25O合金组织与性能的影响

研究了不同固溶处理温度对冷轧Ti-4.5Al-2.5V-1.5Fe-0.25O合金显微组织与力学性能的影响。结果表明,合金主要由α相和β相组成,随着固溶处理温度的升高,合金中β相含量逐渐增多,显微组织出现了由初生等轴α相向β转变组织转变、进而向全片层状β相转变组织和晶间α相的转变过程;合金的抗拉强度和硬度呈增加趋势、伸长率呈降低趋势,合金的力学性能变化趋势与固溶处理温度升高过程中显微组织的转变密切相关。

双时效对Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金显微组织和力学性能的影响

研究了固溶、固溶后单时效以及固溶后双时效处理对Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金组织和力学性能的影响。结果表明,820℃下固溶0.5 h后,合金中的α相完全溶解;单/双时效合金的硬度均随时效时间增加先升高后降低;合金经300℃/8 h+500℃/8 h双时效处理后可达到4580 MPa的峰值硬度(HV),1462 MPa抗拉强度以及3.4%延伸率,其强度比原始合金高6%,也高于单时效合金。界面能计算结果表明ω相使α相形核的阻力降低50%,促进了α相的析出并细化α板条,从而提升合金的硬度,强度及塑性。

Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金的热变形行为及热加工图

基于等温恒应变速率热压缩实验,探究了新型Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金在变形温度700~900℃、应变速率0.001~1.000 s;条件下的热变形行为。通过真应力-真应变曲线分析了变形参数对合金力学性能的影响规律,选用修正的Arrhenuis双曲正弦函数模型推导了耦合应变的本构方程,基于动态材料模型及Prassd流变失稳准则构建了热加工图。结果表明:Ti-45651合金为温度、应变速率敏感型材料,其峰值应力及稳态流变应力随变形温度的增加逐渐降低,随应变速率的增大呈增加趋势。流变曲线在两相区呈动态再结晶型,在β单相区为动态回复型。本构方程计算可得两相区平均热变形激活能为280.023 kJ·mol^(-1),远大于纯钛的自激活能,说明两相区的热变形软化机制以动态再结晶为主。β单相区平均热变形激活能为202.564 kJ·mol^(-1),稍大于纯钛的自激活能,说明其软化机制以动态回复为主。该合金的公共失稳区为700~800℃,0.010~1.000 s;和850~870℃,0.320~1.000 s^(-1),该区域的功率耗散效率(η)低至0.15,且有绝热剪切带等失稳组织出现;其公共峰值变形区为700~770℃,0.001~0.010 s;和790~810℃,0.001~0.0032 s^(-1),该区域η值高达0.57,且因动态再结晶的充分进行,其中心主变形区无剧烈变形晶粒。