大型复杂薄壁钛合金铸件熔模精密铸造研究现状及发展

从钛合金的熔炼、熔模精密铸造技术、钛合金铸造缺陷及检测方面介绍了大型复杂薄壁钛合金铸件精铸技术，大型复杂薄壁钛合金铸件的发展和应用现状，以及相关的铸造技术和充型过程数值模拟的应用，并提出了大型复杂薄壁钛合金铸件熔模精密铸造的发展趋势。     

铸态(TiB+TiC)/Ti1100复合材料高温拉伸性能及蠕变行为EI北大核心CSCD

通过XRD、SEM、TEM等表征手段研究(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的铸态显微组织、高温拉伸性能和高温蠕变行为。结果表明:(TiB+TiC)/Ti1100复合材料具有典型的网篮组织,通过B_(4)C、C和Ti的反应原位生成了晶须状的Ti B和等轴状的TiC。随着温度的升高,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的极限抗拉强度从766 MPa降低至511 MPa。在实验范围内,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的稳态蠕变速率随温度和应力的升高而降低。根据对相关数据的计算,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的应力指数和激活能分别为3.75和269.5 kJ/mol。结合蠕变后的变形区域组织,可以确定该材料的蠕变过程主要受位错滑移控制。α/β界面是位错滑移的主要障碍,同时TiB、TiC和硅化物也阻碍着位错的运动。β-Ti的大量溶解导致硅化物的形成,并降低了α/β界面对位错的阻碍效果。增强相特别是TiB可以通过承载作用,降低基体中的应力集中从而抑制β-Ti的溶解。     

ZrTiCuNiBe块体非晶合金的热电阻特性及电子结构

为了揭示ZrTiCuNiBe块体非晶合金的物理性能,利用电弧炉熔炼及铜模快速铸造的方法,制备Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5块状非晶合金.通过测量热电阻系数和电子能谱,研究了块体非晶合金的热电阻特性和电子结构.研究表明:电阻率随着温度升高而降低,紧临晶化前未出现电阻率极大现象;块体非晶态合金与晶态纯金属相比,锆的电子结合能不发生变化,其余元素电子结构明显改变.     

高强铸造铝铜合金显微组织与力学性能的研究

研究了T6态ZL205A合金的显微组织和高低温力学性能.结果表明:经过T6处理后的ZL205A合金主要由α固溶体和呈弥散质点状析出的二次T相组成,另外,在组织中还有少量的Al3Ti的偏析物和未完全溶解而残留在晶界上的Al2Cu相.通过测试T6态ZL205A合金在-100℃、-50℃、0℃、23℃、50℃、100℃、150℃、200℃、250℃和300℃下的拉伸性能,得出各温度点的抗拉强度、屈服强度、伸长率和断面收缩率,并分析各力学性能指标随温度的变化规律,做出各温度点下的应力应变曲线.同时观察断口形貌,分析其断裂机制.     

铸态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.2TiB2合金高温蠕变行为研究

通过XRD与SEM分析铸态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.2TiB₂合金组织,并进行760～840℃、240～300 MPa范围内的蠕变测试,利用SEM、EBSD和TEM方法观察蠕变变形后的显微组织及断口形貌,以探究温度和应力对试验合金高温蠕变变形与断裂行为的影响。结果表明,该铸态合金为近片层组织,硼化物弥散分布在基体中。根据蠕变数据计算可得合金在测试范围内的应力指数n和蠕变激活能Q_c分别为6.64和388.37 kJ/mol。结合TEM观察可推知,合金的变形速率主要由位错攀移控制。结合蠕变变形后的显微组织及断口形貌可知,该合金的蠕变断裂模式主要为韧脆混合型断裂。随着温度升高,局部韧断区域增加;随着应力增大,萌生裂纹数量增多。根据EBSD和TEM分析可知,晶界处的B2相和γ相的界面存在较大的应力集中,容易萌生裂纹。此外,在蠕变过程中,硼化物不仅可以阻碍位错运动,还可促进动态再结晶。     

快速凝固TiAl化合物的研究进展

TiAl合金是一种很有希望的航空、航天及汽车用高温结构材料,但是其较低的室温塑性限制了它的应用.快速凝固技术有望使其性能得到改善.综述了近年来快速凝固TiAl合金的研究进展,包括快速凝固工艺、合金的发展以及合金的组织演变及其特征、力学性能及添加合金化元素的作用,亚稳相的产生及稳定性以及快速凝固薄带或粉末的固结等.     

锻造与轧制对Ti-43Al-9V-0．3Y合金显微组织和力学性能的影响

铸态Ti-43Al-9V-0.3Y合金由γ相及少量α2,B2和YAl2相组成,为细小的近层片组织,晶粒(层片团)尺寸约为80 μm,层片体积分数约为85%;锻态合金由大量细小的动态再结晶等轴γ晶粒组成,组织细化显著,γ再结晶晶粒尺寸约为1-5 μm;轧态合金为细小近,γ组织,γ品粒尺寸约为20 μm,尺寸细小的B2相呈网络状分布在γ晶粒周围.铸态合金在室温下的拉伸断裂强度约为510.6 MPa,延伸率约为0.5%;在700℃下的拉伸断裂强度约为425.8 MPa,延伸率约为5.7%.锻造和轧制后的Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能均得到了明显改善.     

Microstructure-tensile properties-processing technology relationships of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

铸态Ti-43Al-9V-0.3Y合金由γ相及少量α2, B2和YA2相组成, 为细小的近层片组织, 晶粒(层片团)尺 寸约为80 um, 层片体积分数约为85　%; 锻态合金由大量细小的动态再结晶等 轴γ晶粒组成, 组织细化显著, γ再 结晶晶粒尺寸约为1-5 um; 轧态合金为细小近γ组织, γ晶粒尺寸约为20um, 尺寸细小的B2相呈网络状分布在γ晶粒周围. 铸态合金在室温下的拉伸断裂强度约为510.6 MPa, 延伸率约为0.5%; 在700 ℃下的拉伸断裂强度约为425.8 MPa, 延伸率约为5.7%. 锻造和轧制后的Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能均得到了明显改善.     

Ti-45Al-5Nb(-0.3Y)合金的连续冷却相变规律

冷却速度对Ti-45Al-5Nb和Ti-45Al-5Nb-0.3Y合金连续冷却相变有较大的影响.炉冷形成全层片组织,空冷下层片形成被α→γm块状反应抑制,油冷形成了极细小的层片组织,水冷主要发生了α→α2有序化转变.空冷导致了羽毛状组织消失和α2相的增加,水冷导致α2晶界的细小层片晶团尺寸较小、数量较多.Y添加对Ti-45Al-5Nb合金连续冷却相变有较小的影响.     

精铸Ti-Al-Zr合金的显微组织和力学性能

用陶瓷型壳浇注了Ti Al Zr合金 ,研究了精铸Ti Al Zr合金的相组成、铸造显微组织、室温和高温力学性能及断口形貌。结果显示 ,精铸Ti Al Zr合金属于近α型 ,其铸态组织为网篮状魏氏组织 ,具有较好的室温和高温性能。Ti Al Zr合金的室温力学性能为 :抗拉强度 1 0 57.5MPa ,屈服强度 995MPa ,延伸率 1 8.45% ;50 0℃时的力学性能为 :抗拉强度 658.7MPa ,屈服强度 538.9MPa ,延伸率 1 6.5%。该合金室温断口以延性断裂为主 ,伴有部分解理断裂 ,而高温拉伸断口为延性断裂。