550℃热暴露对Ti40阻燃钛合金力学性能的影响

对Ti40合金锻态、热处理态、550 ℃热暴露不同时间的组织和性能进行了研究.结果表明,该合金在热暴露过程中析出物较少,并且主要分布在晶界,这些晶界析出物是合金热稳定性能降低的主要原因.通过系统分析合金组织和力学性能,认为可以将Ti40合金550 ℃热暴露过程划分为3个阶段,分别是析出物萌生阶段、析出物长大阶段和析出物在晶界连成析出物带阶段,每个阶段对应的力学性能是由析出物形态决定的.在热暴露末期,出现性能不稳定和硬度与强度不匹配的主要原因是析出物沿晶界形成了完整的析出物带.     

Ti40合金550 ℃热暴露组织和性能演化规律的分析与讨论

对Ti40合金锻态和热处理态在550 ℃热暴露不同时间的组织和性能进行了研究.结果表明:该合金在热暴露过程中析出物较少,并且大都分布在晶界,这些晶界析出物是合金热稳定性能降低的主要原因;通过组织模拟和分析,对Ti40合金550 ℃热暴露组织和性能划分了3个阶段,每个阶段对应析出物不同的形成和长大阶段;热暴露末期,出现性能的不稳定和与硬度不匹配的主要原因是析出物沿晶界形成析出物带;最后指出,Ti40合金要使用到更高温度,适当调整合金目前的热处理工艺和成分是可行的方法.     

Ti600高温钛合金600 ℃下组织稳定性研究

对Ti600高温钛合金600 ℃热暴露不同时间的组织和性能进行了研究。结果表明,该合金在热暴露过程中析出物的量不多,主要是硅化物的析出和a相的有序化过程。热暴露过程中,合金塑性的降低主要是硅化物和a2相协同作用的结果,其中a2相对力学性能的影响起主导作用;a2相的稳定化和长大过程是合金塑性下降的主要阶段。     

两种Ti－V－Cr阻燃钛合金的热稳定性能

研究了Ti-35V-15Cr(A)和Ti-25V-15Cr(B)两合金在不同温度、时间和拉应力条件下热暴露后的热稳定性能。结果表明，随着热暴露温度升高，合金性能恶化。600℃热暴露，B合金性能恶化的根本原因是表面氧化，A合金则是由于表面氧化与组织变化的共同作用。热暴露时间延长，合金塑性下降；热暴露拉应力增大，合金塑性有所提高；A合金540℃热稳定性较B合金差，两合金540℃热暴露塑性下降的主要原因来自于热暴露过程中微观组织的变化，其次为表面氧化。高钒含量A合金中的α相比低钒含量B合金中的α相更易聚集于晶界。晶界α相的析出和长大，是合金性能恶化并发生沿晶断裂的主要原因。     

热暴露对7475-T7351铝合金组织与性能的影响

通过对不同热暴露制度下合金的常温拉伸力学性能测试和微观组织演变的观察,分析热暴露制度对7475-T7351铝合金微观组织和性能的影响.结果表明,热暴露温度和时间不同,对合金力学性能的影响也不同.当热暴露温度超过7475-T7351合金末级时效温度163℃时,合金强度明显下降而塑性明显提高,175℃热暴露100和500h后.合金强度分别下降29.7%和40.4%;当热暴露温度低于末级时效温度时,如果热暴露时间比较短,合金力学性能变化小大,但是如果热暴露时间很长,合金强度也下降而塑性也有所上升.125℃热暴露100和500h后合金强度分别下降0.9%和3.2%,150℃热暴露100和500h后合金强度分别下降11.4%和19.0%.热暴露条件下7475-T7351合金力学性能衰退的主要原因是晶内主要强化相η(MgZn2)粗化以及晶界附近的无沉淀析出带(PFZ)的宽化.     

K403镍基铸造合金热暴露后的微观组织与性能

采用扫描电镜研究了K403镍基铸造高温合金在850℃下,热暴露50～200 h后的微观组织,并分析了力学性能的变化.结果表明:热暴露前后的组织均为典型的树枝晶组织,热暴露后(γ+γ’)相共晶特征趋于不明显,MC碳化物部分发生分解,在枝晶间、晶界附近和碳化物周围析出有害的TCP脆性相即针状σ相,并且随着热暴露时间的延长,针状σ相析出量增多;合金的名义屈服强度和抗拉强度随热暴露时间的延长而下降,硬度略有提高,塑性降低;针状的σ脆性相的析出是导致合金力学性能下降的主要原因之一.     

半固态锻造Ti14合金的拉伸性能和组织演变特征(英文)

通过室温和高温拉伸性能测试,对比研究了Ti14合金经常规锻造(950℃)和半固态锻造(1000℃和1050℃)后试样在不同温度区间的宏观力学行为,分析了微观组织演变规律、断口微观形貌及断裂特征。结果表明:合金经半固态锻造后表现出高强度、低塑性的力学特征,随着半固态锻造温度的升高,合金力学性能下降。半固态锻造过程中组织的变化是引起力学性能差异的主要原因,而组织演变的主要特征是Ti2Cu析出相形态和分布的变化。随着半固态温度的升高,更多的液相在晶界析出,并在凝固过程中析出大量板条状Ti2Cu相,最终在晶界上形成偏析带组织。这种带状组织在拉伸过程中引发了解离断裂,导致了低塑性。此外,通过再结晶退火可以有效地细化半固态组织,改善强度性能。     

Ti14合金半固态变形后热稳定性的研究

以新型阻燃钛合金Ti14(α+Ti2Cu)为对象,对比研究常规和半固态加工后合金的热稳定性.结果表明:热暴露时间不超过150 h时,半固态加工试样的强度明显优于常规加工试样,且塑性相差不大.而热暴露200 h后两种状态加工的合金热稳定性相近.常规加工态,Ti2Cu相以颗粒状弥散分布于晶内;半固态加工,Ti2Cu相熔化并在冷却过程中以条状偏析于晶界,使得断口韧窝粗化并出现少量解理条纹,这是导致合金热稳定性能改变的重要因素.     

热处理对Ti40阻燃钛合金热稳定性能的影响

针对Ti40合金,设计了5种热处理工艺,并将5种工艺归为3类:中温退火、高温淬火 预时效 时效及高温退火 中温退火 时效.分别测试了Ti40合金在3类热处理工艺下的室温力学性能及500℃、550℃热暴露100 h的热稳定性能,并分析了合金的微观组织.结果表明,不同的热处理工艺下,合金室温力学性能相差不大,而热稳定性能变化较大;直接中低温退火后合金的热稳定性能最好,其原因主要是由于中低温退火后,合金组织中保留一部分锻造的高密度位错等缺陷,并且晶界曲折不平,这使得在热暴露过程中,单位晶界析出物的数量减少,弱化了晶界析出物对合金热稳定性能的不利影响.     

Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金的组织、性能及其变形机制

对Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C阻燃β钛合金的微观组织、拉伸性能和变形机制进行了研究。结果表明：(Ti，V)C和α相是β基体上的2种主要析出相；高温长期热暴露(540℃，100h)后的合金晶界上形成连续的α膜，其塑性因此急剧下降；β基体在热暴露过程中发生微弱的短程有序化(SRO)转变，这在一定程度上破坏了合金的热稳定塑性；该合金室温变形以普通位错滑移为主要形变机制，热暴露后的变形结构中出现少量平面滑移带，位错的交滑移和攀移是合金540℃高温变形的重要形变机制。     

热处理对WSTi3515S合金组织和性能的影响

对WSTi3515S合金不同热处理和热暴露条件下的组织和力学性能进行了研究,结果表明,850℃以下热处理工艺对合金的组织和室温力学性能几乎没有影响,950℃热处理后虽然合金组织形态发生明显变化,但室温力学性能没有明显变化,表明WSTi3515S合金具有良好的组织和性能稳定性。不同热处理试样经过570℃热暴露后,合金强度升高,延伸率显著下降,热暴露过程中,析出的第二相很少,并且大都产生在晶界,这些晶界析出物是合金热暴露塑性显著降低的主要原因。     

一种Al-Cu-Mg-Ag合金欠时效态的耐热性能

研究了欠时效态(165℃,2 h)Al-Cu-Mg-Ag合金在热暴露、高温持久过程中组织与性能的变化.结果表明,试样在200℃,200 MPa高温持久下,随时间延长,其剩余强度先上升后下降,强度峰值出现在持久20 h.延伸率变化与强度变化基本相似.持久100 h后,合金力学性能相对欠时效态无明显下降,显示出优良的热稳定性;合金欠时效状态的组织为细小分布的Ω相,随着高温持久时间的延长,θ'相与Ω相竞争析出.无析出带(PFZ)逐渐增宽,同时发现晶界上有颗粒状析出物.在200℃热暴露下,其剩余强度的变化趋势与高温持久相同,但延伸率随时间延长而下降,其组织为过时效组织.     

7050-T7452锻件模拟高温服役环境下组织性能的演化

通过拉伸试验和微观组织观察等方法对经过不同温度和时间模拟高温服役环境热暴露处理后7050-T7452锻件的室温拉伸性能以及合金金相组织、析出相的变化情况进行系统研究。结果表明：7050-T7452锻件在100~175℃下热暴露处理后,合金的强度随热暴露温度的提高和时间的延长而降低,伸长率随之增加;当热暴露温度超过125℃后,变化更为明显;随热暴露温度和时间的变化,合金的晶粒尺寸以及再结晶程度没有明显改变;当热暴露温度≤125℃时,合金晶粒内部析出相的尺寸和种类没有明显变化;随热暴露时间的增加,晶界无析出带的宽度略有增宽;当热暴露温度超过125℃时,合金晶内的析出相随温度以及热暴露时间的增加而迅速粗化,η相的体积分数增加,晶界无析出带加宽,合金的强度明显下降。     

热暴露对航空用2E12铝合金组织演变及疲劳性能的影响

利用维氏硬度检测、疲劳性能测试、视差量热法(DSC)、透射电子显微分析(TEM)等手段,研究了航空用T3态2E12铝合金在150℃下分别暴露10 h,100 h,1000 h组织演变及疲劳寿命变化规律.结果表明:随热暴露时间的增加,合金硬度不断增大,疲劳寿命呈先增后降趋势;T3态及热暴露10 h合金中析出相由GPB区结构组成,热暴露10 h合金中GPB区发生长大,因而具有最长疲劳寿命;热暴露100 h至1000 h后,合金中析出相为S"相及S'相,析出相在晶界处析出,晶界附近形成无沉淀析出带(PFZ);由于S"相及S'相共格性较GPB区低,加之晶界处析出相易形成裂纹源,PFZ与基体协调性差等因素,热暴露100 h和1000 h后,合金疲劳寿命急剧下降.     

Microscopic Characterization of Semi-Solid Ti14 Alloy

采用热模拟系统研究半固态变形参数对合金微观组织演变和元素分布的影响,并讨论变形过程中的Ti2Cu析出行为。结果表明:微观组织,特别是Ti2Cu析出过程受变形参数影响较大;温度的增加,应变速率和变形量的降低将促进Ti2Cu在晶界的偏析,最终形成了网状晶界结构。分析认为:半固态晶界的析出过程主要受控于包晶反应,升温或降低其他变形参数将有利于液相在晶界的析出,形成晶界Cu元素富集区。液相的偏析和Cu元素的富集增加了该区域的包晶反应,最终在冷却过程中形成了粗大的网状晶界结构。     

热暴露对欠时效态Al-Cu-Mg-Ag合金拉伸性能的影响

采用拉伸力学性能测试、透射电镜微观组织分析和扫描电镜断口分析等方法,研究热暴露对一种欠时效态Al-Cu-Mg-Ag合金力学性能及微观组织的影响.结果表明:在150 ℃热暴露下,欠时效态Al-Cu-Mg-Ag合金的剩余强度先上升后下降,强度峰值出现在100 h;热暴露1 000 h后,合金的力学性能相对欠时效态合金的无明显下降;在200～300 ℃热暴露时,合金强度随时间的延长而下降,伸长率随着时间的延长而增大;在300 ℃热暴露时,强度明显下降,热暴露10 h后,其抗拉强度只有272.5 MPa,暴露100 h后, 其抗拉强度降至114.5 MPa;欠时效态合金细小分布的Ω相随着热暴露温度的升高,Ω相长大并粗化,θ′相析出,无沉淀析出带(PFZ)变宽;在250 ℃下热暴露时,Ω相明显粗化且数量稀少;合金中的Ω相和θ′相在300 ℃热暴露100 h后,均转变成平衡θ相.     

热暴露对Cr-12Nb合金组织与性能的影响

采用机械合金化+热压工艺制备出成分为Cr-12Nb的Cr/NbCr2合金.对该合金进行800℃保温不同时间的真空热暴露实验,研究了热暴露对合金组织与性能的影响.结果表明,合金在前30h的热暴露过程中析出了细小的Laves相NbCr2,随热暴露时间的延长,Laves相NbCr2不再析出,并发生聚集长大.Cr-12Nb合金的致密度在热暴露过程中稍有增加,而维氏硬度随热暴露时间的延长先升高后下降,但整体均高于热暴露前,维氏硬度在热暴露50h后达到6.1 GPa,较未热暴露提高了3.3％.Cr-12Nb合金的室温压缩屈服强度、抗压强度和塑性应变随热暴露时间的延长先上升后下降,屈服强度和抗压强度整体而言均高于未热暴露时的强度.热暴露50h后合金的屈服强度和抗压强度分别从热暴露前的1843 MPa和1911MPa提高至1884MPa和2372MPa.塑性应变在热暴露10h后达到最大值13.2％,热暴露50h后下降至8.1％,较热暴露前下降了33.6％.     

退火和热暴露对Ti-22Al-25Nb/Ti60双合金焊接盘组织和力学性能的影响

对真空电子束焊接后的Ti-22Al-25Nb/Ti60双合金盘试样进行了退火处理和热暴露试验,采用OM、SEM和TEM观察了接头的显微组织。对不同状态下的双合金试样进行了室温拉伸试验,并观察了拉伸断口形貌。结果表明:退火和热暴露会促使焊接过程形成的亚稳相分解。与退火态相比,热暴露态焊缝熔合区亚稳β相和Ti60热影响区α'相分解程度增加,热暴露后Ti-22Al-25Nb合金热影响区有细小的O相析出。焊态下拉伸试样发生脆断,退火后双合金试样强度有较大提升,并有一定的拉伸塑性。热暴露后双合金试样强度进一步提高,拉伸塑性较退火态变化不大。     

变形条件下镍基耐蚀合金微观组织演化

在未变形、冷变形、热变形3种不同加工条件下,对UNSN08028镍基合金的微观组织及第二相的析出规律进行研究.结果表明:028镍基合金为单相奥氏体组织,第二相为颗粒状、杆状金属间化合物相,且在晶界析出.变形后合金中储存的塑性能对第二相析出起到促进作用.冷变形后第二相的析出抑制合金发生再结晶;热变形过程中发生动态再结晶,消耗部分塑性能;未变形合金中第二相析出量最少,呈颗粒状沿晶界离散分布;冷变形合金中第二相析出量最多,几乎覆盖整个晶界.     

热暴露对预变形2A12铝合金组织和性能的影响北大核心CSCD

通过对不同热暴露制度下2A12铝合金的常温拉伸力学性能测试和微观组织演变的观察,分析热暴露制度对预变形该铝合金微观组织和性能的影响。结果表明在120℃热暴露500 h后2A12合金力学性能提升,热暴露温度提高到160℃、200℃,合金性能直线下降。200℃热暴露100 h时合金强度损失严重,之后缓慢下降。T8态合金中S相的尺寸比T6态更加均匀,粗化速率更低。T8态合金由于大量位错的诱导,溶质充分析出,基体浓度已经降低到一定程度。而T6态合金基体浓度高于T8态合金,加之较小相体的溶解可以提供溶质,其S相更容易粗化,进而降低了合金强度。