HE130钛合金薄板的相变织构

用ODF分析了热处理温度对HE130钛合金薄板(属Ti-Al-Mo-V-Fe-B系,α相为主相,具有高弹性模量和高强度)α相和β相织构的影响.通过α←→β相变的Burgers关系,预测了此合金薄板内α→β→α的相变织构,理论预测和实测结果吻合较好.本研究揭示了以下规律对于(α+β)两相钛合金,如热处理温度低于Tβ,降温时,β→α相变受原始α相的影响较大,新生α相和原始α相的织构类似;如热处理温度高于Tβ,原始α相曾完全消失,降温时,β→α的相变过程较严格地按照Burgers关系进行,新α相和原始α相的织构差异较大.因此,要想通过热处理改变(α+β)两相钛合金中α相的织构,热处理温度必须高于Tβ.     

TC21合金α+β→β相变时膨胀与合金元素 配分行为

采用膨胀法、OM、SEM和TEM研究了TC21钛合金在连续加热过程中α+β→β时线膨胀效应和合金元素的配分行为。结果表明： TC21合金在连续加热过程中α+β→β时长度的变化,一方面来源于密排六方α相向体心立方的β相的转变影响,另一方面合金α相不断溶解过程中伴随着α相稳定元素和β稳定元素在两相中的配分,也会导致试样的轴向长度变化。同时发现在α+β→β过程中,α相中Al元素随着α相不断溶解浓度逐渐下降,而在β相中浓度逐渐升高,由于合金元素Al含量增加对α相体积影响不大,但使β相的体积缩小,这是TC21合金长度收缩的主要原因。然而合金元素Mo、Cr、Nb在α→α+β转变过程中又向α相中扩散,在相互扩散过程中还在α/β界面上出现成分不平衡的现象。     

β相区凝固的铸造γ-TiAl基合金的微观组织(英文)

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)及差示扫描量热仪(DSC)研究Ti-43Al-4Nb铸态合金及其热处理态合金的显微组织以及相转变行为。结果表明:通过从β相区凝固的方法可以获得组织细小的铸态Ti-43Al-4Nb合金;凝固过程中γ晶能够直接从β相中形核,β相与γ相沿初始α晶界共存,有效地抑制了铸态Ti-43Al-4Nb合金晶粒的长大;Ti-43Al-4Nb合金在凝固过程中的相转变顺序为L→L+β→β→α+β→α+βr→α+γ+βr→(α2+γ)片层+γ+βr;经1250℃、16h热处理后,Ti-43Al-4Nb合金的显微组织与铸态组织相比有一定程度的粗化;由于Nb元素的充分扩散以及β相的非平衡状态,经过上述热处理过程后残余β相能够被完全消除。     

β钛合金及其固态相变的归纳

本文以钼当量为标准对国内外研制的β钛合金进行了汇总和归类。β钛合金按照亚稳定状态相组成可分为3类:稳定β型、亚稳定β型和近β型钛合金。对β钛合金热处理过程中发生的固态相变进行了归类。β钛合金经强化热处理后可能发生β→α″,β→ω,β→α,β→β′相变,时效时,亚稳相部分或全部分解。     

三重热处理对TC21合金超塑性变形后组织的影响

对TC21钛合金进行超塑性拉伸和三重热处理试验,研究了三重热处理对TC21钛合金超塑性拉伸后组织的影响。结果表明,TC21钛合金在超塑性变形过程中发生明显的动态再结晶,α相含量随着变形温度的升高而减少,并发生α→β转变;TC21钛合金超塑性变形后经β相区固溶第一重热处理获得单相β组织,随后在(α+β)相区进行一次高温时效和一次低温时效,使细小针状α相在β基体中析出,得到网篮组织。针状α相含量随着变形温度和第二重温度的升高而增多,α晶粒长大并相互交织,网篮组织编织明显。     

Ti-55钛合金连续冷却转变曲线的测绘及显微组织的演变

通过Gleeble热模拟实验,测绘Ti-55钛合金的连续冷却转变曲线(CCT图)。结果表明:当冷速由0.1℃/S加快到150℃/s时,Ti-55钛合金中主要发生β→α与β→α′的相转变过程,其中β→α′转变开始的临界冷速为5℃/s左右,Ti-55钛合金中马氏体转变开始温度为855℃,转变结束温度为818℃。     

Ti—Ti2AlNb功能梯度材料的激光立体成形研究

采用激光立体成形技术制备了从Ti到Ti2AlNb成分连续渐变,外形规则、高度为17 mm的梯度材料.分析了梯度材料的组织及相结构演变规律和硬度变化规律.随着Al和Nb成分的提高,Ti-Ti2AlNb功能梯度材料的相呈现α'→α β→α α'→α'→α β→α β/B2 α2→β/B2 α2→β/B2→B2 α2 O→B2的演变过程,实现了由α型钛合金经过α β型及β型钛合金向Ti2AlNb基合金的转变.硬度值HV从底部纯Ti的170连续渐变到顶端Ti2AlNb的470.基于钛合金富Ti区非平衡相图,并结合Al和Nb元索在钛合金中对α,β和α2稳定性的影响分析,对梯度材料在激光立体成形过程中的相演化过程进行了解释.     

关于钛合金热处理和析出相的讨论

通过对钛合金、铝合金和钢的热处理对比分析，从机理上将金属热处理分为三类热处理，将钛合金的热处理归为第三类热处理。对钛合金在热处理过程中出现的主要过渡相进行了介绍，重点分析了α′相、α″相的关系和淬火时效β相，指出α′相和α″相的性质受结构和固溶度的综合影响，β相可更细致地分为β0、β、β′和β″。最后对钛合金中出现的所有相的硬度进行了排序，排序结果为：ω〉α′≈β″〉α″≈α〉β〉β′〉β0。     

RESEARCH ON LASER SOLID FORMING OF A FUNCTIONALLY GRADED TI-TI2ALNB ALLOY

采用激光立体成形技术制备了从Ti到Ti2AlNb成分连续渐变、外形规则、高度为17 mm的梯度材料. 分析了梯度材料的组织及相结构演变规律和硬度变化规律. 随着Al和Nb成分的提高,Ti-Ti2AlNb功能梯度材料的相呈现α' → α+β → α+α' → α' → α+β → α+β/B2+α2 → β/B2+α2 → β/B2 →B2+ α2+O→ B2的演变过程, 实现了由$α$型钛合金经过α+β型及β型钛合金向Ti2AlNb基合金的转变. 硬度值HV从底部纯Ti的170连续 渐变到顶端Ti2AlNb的470. 基于钛合金富Ti区非平衡相图, 并结合Al和Nb元素在钛合金中对α, β和α2稳定性的影响分析, 对梯度材料在激光立体成形过程中的相演化过 程进行了解释.     

β钛合金的形变热处理

β钛合金可通过得到室温下过饱和的β相固港体，再进行热处理使之桥出细小的。相以求强化．还可利用厂相可冷加工的特点，将加工与时效组合进行形变热处理强化．为此，开发了卢钛合金强韧化的各种形变热处理方法．β纯合全的相变和强动化β合金是马氏体相变点低于室温的合金，从β区快冷可得到室温β相．室温为α＋β相的是β相的亚德区，时效时析出α相而强化．此外，亚德．相低温下还产生β→β1＋β2两相分离和β→ω相的相变，也对组织控制和机械性能有影响．典型亚稳厂合金Ti－！SV－3Cr－3Sn－3AIm一15－3）合金的基本热处理，是由…     

新型钛合金连续加热过程中的相变研究

采用热膨胀法和金相法研究了以5℃/min的加热速率连续加热某Ti-Al-Mo-Cr-Zr-Si系新型钛合金过程中的相变过程、组织演变规律以及α相→β相的转变速率。结果表明:该合金连续加热过程中,在280~505℃温度范围内,板条状α相逐渐长大,且含量逐渐增多,发生β→α相变;在505~610℃温度范围内,板条状α相变细、变短,发生由短程扩散控制的α→β相变,此阶段温度对α相→β相的转变速率影响不大;在610~930℃温度范围内,板条状α相含量明显减少,直至消失,发生由长程扩散控制的α→β相变,此阶段α相→β相的转变速率随着温度的升高明显加快,当温度达到900℃时,α相→β相的转变速率逐渐减缓。     

一种高组织均匀性Ti17钛合金大规格棒材锻造方法

本发明涉及钛合金锻造技术领域,公开了一种高组织均匀性的Ti17钛合金大规格棒材的锻造方法。其锻造工艺路线：第一次高温均匀化处理+开坯锻造→第二次高温均匀化处理+相变点以上锻造→首次α+β相区锻造→相变点以上热处理+锻造→第二次α+β相区锻造→α+β相区拔长锻造→α+β相区成品锻造。     

近α型Ti60钛合金连续冷却相转变研究（英文）

研究了近α型Ti60钛合金自β单相区连续冷却至室温过程的相转变规律,冷却速率控制在80℃·s-1至0.1℃·s-1范围内。采用膨胀法原位分析了冷却过程中β→α′马氏体转变和β→α扩散型转变的起止温度及动力学特征,并观察对比了不同冷却速率下显微组织特征。在超过50℃·s-1的快冷条件下,原始β相约在910℃快速转变为细小针状α′马氏体,并且没有残余。在马氏体内部发现大量的位错以及)1110(层错,证明转变过程伴随有晶格畸变。在5℃·s-1的慢冷条件下,α相在β晶内和晶界都有形核,而在低于1℃·s-1时,α相仅在晶界形核,透射电镜下发现α片层间仍残留少量β相,而在片层内部α相发生了有序转变,形成α2相。冷却速率决定了连续冷却过程中同素异构的相转变机制以及生成相的内部结构。     

Phase Transformation during the Continuous Cooling in Near α Titanium Alloy Ti60

研究了近α型Ti60钛合金自β单相区连续冷却至室温过程的相转变规律,冷却速率控制在80 ℃?s-1至0.1 ℃?s-1范围内。采用膨胀法原位分析了冷却过程中β→α′马氏体转变和β→α扩散型转变的起止温度及动力学特征,并观察对比了不同冷却速率下显微组织特征。在超过50 ℃?s-1的快冷条件下,原始β相约在910 ℃快速转变为细小针状α′马氏体,并且没有残余。在马氏体内部发现大量的位错以及层错,证明转变过程伴随有晶格畸变。在5 ℃?s-1的慢冷条件下,α相在β晶内和晶界都有形核,而在低于1 ℃?s-1时,α相仅在晶界形核,透射电镜下发现α片层间仍残留少量β相,而在片层内部α相发生了有序转变,形成α2相。冷却速率决定了连续冷却过程中同素异构的相转变机制以及生成相的内部结构     

基于热膨胀方法的TA15钛合金的连续冷却相转变

通过热膨胀方法研究了TA15钛合金连续冷却相转变规律.结果 表明:冷却速率为3 K/s和30 K/s是TA15钛合金的两个临界冷却速率,低于3 K/s时,冷却过程发生β→α转变,合金的室温组织为α+β集束组织;冷却速率在3～30 K/s之间时,发生β→α+α'转变,室温组织为针状α+β与α'的混合组织;超过30 K/s冷速条件下,室温组织全部为α'相.与差示扫描量热法测量结果比较,热膨胀方法所测得的相转变温度稍向低温区延伸,该方法适用于相变前后体积变化较为明显的材料.     

骨科植入用TLM钛合金的相转变与力学性能

研究骨科植入用TLM钛合金的相转变过程及其对合金力学性能的影响.结果表明,TLM钛合金固溶后的显微组织为β相和少量细长的α"相,合金经低温300℃至500℃时效的过程中,α相的形成经历β→ω→α、α"→α 2个过程,微观组织揭示出α"马氏体对亚稳ω-相的形成具有一定的阻碍作用.同时TLM钛合金中相结构对降低弹性模量的程度由大到小的顺序为:ω＞α"＞α;相结构对提高强度的作用由大到小的顺序为:ω＞α＞α";而相结构对延伸率的提高由大到小的顺序为:α"＞α＞ω.     

钛合金固态相变的归纳与讨论（Ⅰ）——同素异构转变

分别从冷却和时效两个过程对钛合金的固态相变作一系统论述,指出,在冷却过程中,根据冷却速度的不同发生的主要相变有:β→α",β→α′,β→ω(althermal),β→α;时效过程中主要相变有β→β ω(isothermal)→β α,β→β β′→β α,β→α,α′→β α,α"→(β α′)→β α。并分析了这些相变的形成特点;最后就目前钛合金固态相变中易混淆的过渡相的关系进行了讨论。     

3 GPa压力热处理对TC6钛合金中β→α相转变动力学的影响

利用差示扫描量热仪测试了TC6钛合金经3 GPa压力下1000 ℃保温15 min高压热处理前后在不同冷却速率下的β→α相变温度和转变时间,并计算其相变激活能和Avrami指数,结合显微组织分析,探讨了3 GPa热处理对TC6钛合金中β→α相变动力学的影响。结果表明：3 GPa热处理能降低TC6钛合金β→α相变温度,缩短相变时间,随着相变体积分数的增大,高压处理样品的相变激活能先低于后高于未经高压处理样品的,但对β→α 相变机制影响不大。     

钛合金等温变形的组织与性能

在β单相区对钛合金锻件进行了等温锻造和热处理,研究了等温锻造温度、变形程度和热处理工艺对钛合金锻件显微组织和力学性能的影响,并探讨了工艺参数的作用机理。结果表明:随着等温锻造温度的提高,初生α相的宽度有所增加,次生α相宽度有所减小,而β转变组织的含量有较大幅度降低;随着变形程度的增加,钛合金锻件的原始β晶粒大小、晶界α相宽度、粗片状α相宽度和面积分数逐渐增加,而晶内细片状α相宽度逐渐减小;940℃×1 h水冷+550℃×5 h空冷的试样中粗片状α相宽度、β转变组织中二次α相宽度最小,而β转变组织面积分数最大;等温锻造温度为995℃、变形程度为75%、940℃×1 h水冷+550℃×5 h空冷热处理的钛合金锻件可以取得较好的强度与塑性结合。     

低温固溶及时效处理对TC4合金棒材组织及力学性能的影响

研究了TC4钛合金棒材经650和700℃固溶处理及时效处理后的组织和性能变化。结果表明:对热加工态的TC4钛合金进行650℃的固溶热处理,材料的显微组织和拉伸性能变化不大。经过700℃固溶热处理,TC4钛合金棒材强度明显降低,屈服强度相对于热加工态降低77 MPa,且屈/强比明显低于普通退火。时效热处理后,合金的强度显著提高,400℃时效后抗拉强度达到1020 MPa,相对于热加工态提高53 MPa。显微组织分析表明,热加工后的TC4棒材显微组织由初生α相、次生α相以及残余β相组成。热处理过程中,残余β相中针状α相的溶解与重新析出是影响合金拉伸性能变化的主要原因。