HF-HNO_3体系中Ti70合金的电化学腐蚀行为

采用开路电位测量、电化学阻抗谱及极化曲线测量等方法研究了钛合金Ti70(Ti-2.5Al-2Zr-1Fe)在HF-HNO_3体系中的电化学腐蚀行为。结果表明,随着氢氟酸浓度的增加,Ti70合金的腐蚀速率增大;氢氟酸浓度一定时,随着硝酸与氢氟酸体积比的增大,Ti70合金的开路电位降低,容抗弧增大;极化曲线由活化向自钝化特征转化。Ti70合金在浸泡初期,其电化学阻抗谱出现低频感抗弧;随着浸泡时间的延长,溶液中的离子在合金表面进行沉积,形成一层致密的钝化膜,从而出现中高频段的双容抗弧。

热轧工艺和退火温度对Ti70板材力学性能及各向异性的影响

结合性能测试以及OM、SEM、EBSD分析结果,研究了热轧工艺和退火温度对Ti70板材力学性能和各向异性的影响规律及机理。结果表明:轧制工艺对板材力学性能和各向异性具有显著影响,与轧制温度在β相变点附近的传统轧制工艺相比,超低温大变形量的创新轧制工艺的综合力学性能较高且各向异性得到改善。在600~690℃范围内退火,随着温度的升高,强度和冲击功随之降低,而伸长率随之增加,但其对各向异性的改善不明显;同时发现经630℃退火后,板材性能满足船舶在海上运行时的使用要求。创新轧制工艺使得α相由传统工艺的粗片状(间距约6μm)转变为细小纤维状(间距约2μm),通过组织纤维化提高性能;同时创新工艺的交叉换向轧制能够改善板材各向异性。

Ti70合金板热成型组织性能研究

该文通过室温拉伸、低温冲击、扫描电镜和透射电镜研究4 mm厚Ti70板材在650℃、850℃热成型后的组织性能。研究表明,650℃热成型后,显微组织是α相+点状β相,平行于轧制方向的层内α相等轴程度不高,层间α相取向明显,组织与原始轧板相比并未发生明显改变;850℃热成型后,组织明显粗化,层内、层间初生α相都是等轴状,β相数量明显增多、纵横比变大及内部有细层片状次生α相析出。热成型后的组织,晶粒尺寸变得粗大,等轴化程度也明显改善,这在一定程度上降低室温强度,并使得塑性性能略有提高;850℃热成型后,晶间纵横比较大的β相、β相内析出的细层片状次生α相使得板材冲击韧性大幅提高,冲击功达到原始轧板的4.4倍。

近α型Ti70合金的吸氢行为研究

采用电解充氢的方法对Ti70合金试样充氢,并用气体分析仪和金相显微镜(OM)对其氢含量和显微组织进行表征,以探究微观组织、扩散方向以及比表面积对吸氢行为的影响。结果表明:Ti70合金的吸氢能力随β相的连续程度增大而升高,原因在于具有bcc结构的β相提供了更多的四面体间隙,成为H更易扩散的通道;进入试样的H在宏观上呈非均匀分布,含量由试样表面向心部迅速降低,且H沿轧制方向的扩散能力明显大于板厚方向,这是由于沿板厚方向扩散时,拉长的α晶粒成为氢扩散的阻力,而在轧制方向狭长的连续β相更利于H的渗入;随试样比表面积增大,吸H量显著上升,进一步表明H沿表面吸入后难以充分向内扩散,导致单位体积对应的表面积越大吸氢能力越强。

Ti70合金板的组织与力学性能的各向异性

通过拉伸及低温冲击试验、光学显微镜、扫描电镜及X射线衍射仪,对Ti70合金板的组织与力学性能的各向异性进行了研究。结果表明,Ti70合金板热轧及退火后组织未出现明显差异,退火过程中主要以回复为主,但在高密度位错的剪切带上出现了一定数量的再结晶晶粒。退火态Ti70合金板横向屈服强度及低温冲击吸收能量都高于纵向,但抗拉强度低于纵向,表现出了明显的各向异性。退火后Ti70合金板形成了较强的{0002}基面织构,其晶面法向向RD方向(纵向)偏转±30°,向TD(横向)方向偏转±41°。由于基面织构更向RD方向集中,因此造成了Ti70合金板力学性能的各向异性。

船舶用Ti70合金在人工海水中的腐蚀行为研究

采用全浸腐蚀和电偶腐蚀实验,研究了Ti70合金的均匀腐蚀行为,以及与945钢的电偶腐蚀行为。结果表明:Ti70合金耐蚀性能极好,在60℃人工海水浸泡30 d后试样出现了轻微增重,腐蚀速率为-5.857×10-4mm/a,达到了I级完全耐蚀级别;Ti70合金自腐蚀电位远高于945钢,两者偶联时945钢将作为阳极被加速腐蚀;随着Ti70/945钢偶对面积比增加,945钢质量损失、以及电偶腐蚀电流和电偶腐蚀系数均逐渐增加,当两者偶对面积比为1∶1时,电偶腐蚀敏感等级达到了D级,因此当Ti70合金与945钢接触使用时需对945钢进行阴极保护。

大规格Ti70合金铸锭Fe元素偏析控制

使用真空自耗熔炼(VAR)法对Ti70大规格铸锭进行了制备,研究了熔炼速度对易偏析Fe元素成分均匀性的影响。使用化学法测试了铸锭的化学成分并与前期试制结果进行对比,使用EDS能谱对铸锭微区成分进行分析,使用金相显微镜观察后续轧制板材的显微组织,并用拉伸试验机检测板材的力学性能。结果表明:通过控制熔速保持相对恒定,可有效减少铸锭凝固时固-液共存区宽度,降低Fe元素宏观偏析;同时降低熔速可使共晶相片间距变窄,减轻Fe元素微观偏析趋势。对所制备的铸锭进行后续锻造及板材轧制,使其组织性能符合用户使用要求。

提高Ti70中厚板塑韧性热加工工艺研究

针对Ti70中厚板伸长率及冲击性能偏低的问题,系统研究了热加工工艺对Ti70中厚板性能的影响,并对热加工工艺进行改进.结果表明:与原来传统热加工工艺相比,通过增加轧制变形量,降低轧制温度,可显著提高板材伸长率和低温冲击性能.同时,此新工艺为其它α及近α钛合金塑韧性综合指标提升提供了崭新的工艺设计思路.

Al_2O_3陶瓷与Q235钢钎焊界面研究

采用活性钎料Cu70Ti30对Al2O3陶瓷与Q235钢进行了连接。用扫描电镜、能谱仪和X射线衍射仪对焊接界面进行了微观表征。结果表明,1100℃是最佳的钎焊温度,该温度下钎料充分熔化填充接头间隙并与陶瓷和钢侧相互扩散,形成由三层构成的界面结合区,即液态钎料填充陶瓷微孔形成的反应层、Ti-Cu合金层以及钢侧扩散层;在界面结合区生成有AlCu4、Cu3 TiO4、TiC、TiFe2等新相;界面结合区组织致密,裂纹、微孔缺陷较少,实现了较好的冶金结合。

Al_2O_3/Cu_(70)Ti_(25)Zr_5/Nb界面结构及强度

本研究选用Cu70 Ti2 5 Zr5 活性钎料钎焊Al2 O3/Nb .通过对Al2 O3/Cu70 Ti2 5 Zr5 /Nb界面结构及接头性能研究 ,旨在进一步揭示Al2 O3/含Ti活性钎料间界面反应机制 ,并为指导工程应用提供最佳工艺参数 .借助扫描电镜、能谱、X射线衍射探讨了Al2 O3/Cu70 Ti2 5 Zr5 /Nb钎焊接头界面结构 ,并采用拉剪试验评价了接头强度 .研究结果表明 ,时间 0 .6ks ,温度小于 12 2 3K ,界面产生了 3种新相 :Cu2 Ti4O ,Ti0 .5 Zr0 .5 O0 .1 9,CuTi,界面结构为Al2 O3/Cu2 Ti4O +Ti0 .5 Zr0 .5 O0 .1 9/CuTi/Cu固溶体 +CuTi;温度大于 12 93K ,界面产生了Cu2 Ti4O ,Ti,CuTi 3种新相 ,界面结构为Al2 O3/Cu2 Ti4O/Ti固溶体 /CuTi/Cu固溶体 +CuTi.在 12 93K ,0 .6ks条件下 ,接头剪切强度最高达到 162MPa ,温度大于或小于12 93K 。

始锻温度对2A70-0.5Ce0.25Ti铝合金模锻叶片性能的影响

对2A70-0.5Ce0.25Ti铝合金叶片试件进行了模锻,并进行了不同始锻温度下的耐磨损性能和耐腐蚀性能的测试和分析。结果表明:随始锻温度从440℃升高到490℃,试样的磨损体积先减小后增大,腐蚀电位先正移后负移,耐磨损性能和耐腐蚀性能先提升后下降。与440℃始锻温度的试样性能相比,480℃始锻后试样的磨损体积减小48.48%,腐蚀电位则正移78 m V。2A70-0.5Ce0.25Ti铝合金模锻叶片试样的始锻温度优选为480℃。

高精度碟形弹簧的制造

介绍了反应堆用高精度0Cr15Ni70Ti3AlNb碟形弹簧的制造工艺。阐述了机械加工、精密成型等新工艺、新方法,并经过试验,获取有关机加工;精密成型;热处理;定型处理等工序的经验数据,为今后在此类高精度碟形弹簧的成型、热处理工艺及回弹量控制等方面提供了可靠的设计和制造依据。

0Cr15Ni70Ti3AlNb合金平衡析出相热力学计算

采用Thermo-Calc热力学计算软件,模拟计算了0Cr15Ni70Ti3AlNb合金的平衡析出相和凝固过程。结果表明:0Cr15Ni70Ti3AlNb合金的平衡析出相主要包括γ、γ′、MC、M23C6;合金凝固过程中Ti和Nb属于正偏析,Cr、Fe、Si等属于负偏析。Al和Ti是影响0Cr15Ni70Ti3AlNb合金中γ′相析出温度和最大析出含量的主要因素。MC相的析出温度和最大析出含量主要由C元素决定。M23C6相的析出温度主要由Cr元素决定,M23C6相的析出量主要由C元素控制。0Cr15Ni70Ti3AlNb优化合金成分(质量分数)为C(0.03%~0.05%)-Al(0.7%~0.9%)-Ti(2%~2.25%)-Nb(0.75%~0.95%)-Cr(13.5%~15.5%)。研究结果可为合金的成分设计和热处理工艺制定提供理论指导。

时效温度对0Cr15Ni70Ti3AlNb合金组织和性能的影响

采用相分析、SEM、万能拉伸试验机等手段,研究了不同时效温度对0Cr15Ni70Ti3AlNb合金组织和性能的影响。结果表明:0Cr15Ni70Ti3AlNb合金在不同的时效温度下析出相有MC相、M23C6相和γ′相。MC和M23C6碳化物在650、670、690℃时的含量基本保持不变。随着时效温度的升高,γ′相的含量和尺寸不断增加。时效温度从650℃升高到720℃,γ′相质量分数由4.971%增加至10.744%,γ′相晶粒尺寸由11.0 nm增大到38.8 nm。在650℃保温14 h后,基体内部析出细小的球状γ′相,当时效温度为750℃时,合金内部出现链状的γ′相,当时效温度为810和840℃时,合金中存在方形的γ′相。随着时效温度的升高,合金室温抗拉强度和屈服强度呈现先增高后减小的趋势,当时效温度高于750℃后,室温抗拉强度和屈服强度均迅速下降,时效温度为720℃时,合金的冲击韧性值最小。