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。

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%。

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%。

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。

机械用粉末锻造Ti-6Al-4V-1Nb合金的性能研究

采用不同的粉末锻造温度制备了机械用Ti-6Al-4V-1Nb合金,并进行了力学性能和磨损性能的测试与分析。结果表明:随粉末锻造温度从1250℃增加到1370℃,试样的屈服强度先增大后减小,断后伸长率和磨损体积先减小后增大,试样的耐磨损性能先提高后下降。机械用Ti-6Al-4V-1Nb合金的粉末锻造温度优选为1310℃。

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。

添加Nd元素对Ti-6Al-4V-2Cr合金组织细化的影响

采用冷等静压–真空烧结法制备Ti-6Al-4V-2Cr-1Nd合金,然后进行固溶及时效热处理,通过实验与最小错配度理论计算,研究Nd元素对该合金组织细化的影响,并分析细化机理。结果表明,添加1%(质量分数)的稀土元素Nd后,析出相Nd2O3能有效促进晶粒细化。二维错配度的计算结果证明析出相Nd2O3是有效的形核剂,可促进非均匀形核,增加形核率,从而使晶粒细化。通过对合金试样薄区进行高分辨率观察,发现另一种絮状的、非常细小的、弥散分布的Nd2Ti4O11相,由于其界面错配度较低,也可作为非均匀形核的核心,促进形核,起到细化晶粒的作用。

固溶时效处理对钻杆用Ti-6Al-4V-1Mo-1Zr合金组织及性能的影响

采用力学性能测试、组织观察等方法研究了固溶时效热处理工艺对钻杆用Ti-6Al-4V-1Mo-1Zr合金显微组织和力学性能的影响。研究结果表明,两相区固溶时效后实验材料得到双态组织,初生α相体积分数随固溶温度升高而减少,β转变组织及次生α相尺寸和体积分数随固溶温度升高而增加;相变点以上固溶时效后实验材料得到片层组织,使断裂过程中裂纹路径发生偏转,提高了裂纹的扩展路径,增大了冲击过程中钛合金可吸收的能量,提高了钛合金的冲击韧性;两阶段固溶时效热处理后的钛合金屈服强度达932 MPa以上、伸长率为14.1%、冲击功大于45 J,具备良好的强韧性匹配。

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。

Ti-5A1-5Mo-5V-3Cr-1Zr近β钛合金在不同α/β界面取向条件下的针状α亚结构形成与破碎行为

对初始针状α组织的Ti-5A1-5Mo-5V-3Cr-1Zr (Ti-55531)近β钛合金在750～775℃、10-3～10-1 s^(-1)下热压缩,研究针状α的微观破碎行为。结果表明,随着应变量的增加,针状α经历了旋转位移、部分破碎、完全破碎成等轴形貌的演变阶段。在针状α破碎过程中,当相邻α和β之间符合Burgers取向关系时,β基体内位错通过α/β界面滑移传递切入α内,形成高密度位错,并演化成亚晶结构。当不符合Burgers取向关系时,β基体位错容易在一些取向差异较大的α/β界面塞积、出现局部应力集中,导致在对应针状α内形成局部剪切带相关的亚结构。随后,β基体沿亚结构界面契入针状α内,最终导致针状α相分离破碎。提高温度会加剧β基体动态回复,位错密度大幅下降,不利于在针状α内形成亚结构;提高变形速率使得变形时间大幅缩短,针状α内形成高密度位错、进而转变成亚结构等微观过程无法充分进行,因此均会降低针状α的破碎程度。

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。