物理分析法与金相法测定BT25钛合金相变点

针对BT25两相钛合金,对比研究了计算法、热膨胀法、差示扫描量热法和连续升温金相法4种方法测定(α+β)/β相变点的一致性问题。计算法根据各合金元素及杂质含量对钛合金相变点的影响值,推算出公式,得出BT25合金的相变点约为1023℃;热膨胀法和差示扫描量热法根据钛合金发生(α+β)→β转变时体积和热量的变化,测得BT25合金的相变点约分别为1029.2和1029.85℃;而连续升温金相法通过观察不同淬火温度的试样在光学显微镜下的显微组织变化,确定升温过程中初生α相完全消失的温度即为相变温度,约为1029℃。结果表明采用计算法、热膨胀法和差示扫描量热法与金相法测定BT25钛合金的(α+β)/β相变点一致,基于多种测定方法的综合运用对于钛合金相变点的准确测定具有重要意义。     

BT25钛合金相变温度的测定

利用计算法、热膨胀法、差示扫描量热法和连续升温金相法测定了BT25钛合金的相变温度。结果表明,4种方法获得的相变温度分别为1 023.2、1 029.0、1 029.8和1 029.0℃。     

BT23钛合金β转变温度的测定与分析

文章采用化学成分计算法、组织分析计算法、差热分析法和连续升温金相法4种方法计算和测定了马氏体型BT23钛合金的β转变温度,对比分析了化学成分计算法、组织分析计算法、差热分析法和连续升温金相法4种方法计算和测定β转变温度的效率和可靠性,以期获得一种高效、可靠且更适合测定马氏体型BT23合金β转变温度的测试方法。实验结果分析表明:连续升温金相法测定相变点为898℃,结果直观精确,但实验周期长;组织分析计算法所得相变温度为901.74℃,差热分析法测定的值较金相法略高,为903.1℃,此2种方法准确性高,检测效率高;化学成分计算法所得相变温度较金相法测定值高,仅可作为参考。     

新型β钛合金相变点的测定

针对新型β钛合金,研究了计算法、连续升温金相法和差热分析法测定(α+β)/β相变点温度。根据计算法推算出公式,得出该合金的相变点约为782.3℃,连续升温金相法和差热分析法测定相变点分别约为790、783.5℃。结果表明,3种测试方法测定钛合金的相变点较一致,通过3种相变点测试结果,可确定该合金相变温度为(785±5)℃。     

TC21合金相变点的测定方法比较及相变过程中的热膨胀行为

分别采用计算法、组织分析计算法和连续升温金相法测定了TC21合金板材的β相转变温度,并采用热机械分析法对该合金的相变过程进行了研究.结果表明:金相法得到的相变点最为准确,TC21合金板材的相变点为950～955℃,而计算法和组织分析计算法得到的相变点温度仅可作为参考.TMA曲线表明,该材料在此相变过程中体积逐渐减小,而当相变完成后体积不再发生任何变化.     

TC8钛合金相变点的测定

以TC8钛合金为例,对比研究了计算法和连续升温金相法测定合金相变温度的准确性.结果表明,采用计算方法获得TC8钛合金的相变点为1021.29℃,与金相法测得的结果(1017.5℃)很接近,误差在4℃以内.因此,计算法在一定程度上可以替代金相法使用.     

Ti80钛合金相变点的测定

采用计算法和连续升温金相法2种方法研究了Ti80钛合金相变点.根据合金中主元素及杂质元素含量对相变点的影响,推算出了Ti80钛合金的相变温度.通过连续升温金相法,观察不同淬火温度下合金的显微组织变化,将升温过程中初生α相完全消失的温度定为Ti80钛合金的相变点.结果表明,采用两种方法所得数据相近,本批次Ti80钛合金的相变点为1025℃.     

铬含量对Ti5Mo5V3Al-XCr系合金α+β/β转变温度的影响

通过计算法、连续升温金相法及差示扫描量热法对Ti5Mo5V3Al-XCr(X=1.0,3.0,5.0,7.0,9.0,质量分数,%)系列合金的α+β/β相转变温度进行了测定。金相法测定结果显示,随着Cr含量的增加,相转变温度呈线性下降趋势,每提高1%的Cr含量,相变点降低17.5℃左右。通过观察各合金不同温度下的显微组织,发现随着Cr含量的增加,合金稳定β相能力逐渐提高,合金逐渐由近β钛合金向稳定型β钛合金过渡。结合差示扫描量热法测量结果显示,随着Cr含量的增加,合金相转变过程中的热效应逐渐减弱,相转变效应减弱。对比3种测定方法,尽管各有优缺点,但就β钛合金而言,金相法仍是最为直观、精确及可靠的方法。     

BT22钛合金相变点的测定

利用计算法和连续升温金相法测定了BT22钛合金相变点.结果表明,该合金相变点温度为845℃,两种方法测得的结果相当接近,说明这两种方法可以相互结合使用.     

CuZnAlMnNi记忆合金慢升温的相变特性

利用差示扫描量热法研究了两种ＣｕＺｎＡｌＭｎＮｉ记忆合金以两种不同速率升温时的相变过程，发现升温速率为１０℃／ｍｉｎ时，ＤＳＣ曲线为单一大峰，而以０．１℃／ｍｉｎ的速率升温时出现许多连续或不连续的小峰。微观机理分析表明，诸多小峰是由合金内径各微区相变点略有差异，相变不同步所形成的，单一大峰是在升温度速率较快的条件下，各微区在较短时间内相继发生相变而形成的单一合成波。但相变热焓与升温速率无关。     

TC4合金(α+β)/β转变温度的金相法测定与理论计算

采用连续升温金相法测定TC4合金的相变温度为985℃。基于EET理论与钛合金相变基本理论,以纯钛的α/β转变温度为依据,利用表征合金相重构难易程度的价电子结构参数nA,合金组成相α与β的晶胞权重W,相修正系数C及β稳定元素的温度系数TMc,给出了一种计算TC4合金(α+β)/β转变温度的EET方法。用该EET理论模型计算的TC4合金的相变温度为974.58℃。TC4合金(α+β)/β转变温度的EET理论计算值与连续升温金相法试验测定值的相对误差为1.1%,说明从价电子结构层次计算TC4合金的(α+β)/β相变温度是可靠的。     

激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织、相变和形状记忆行为

用熔体快淬法制备了激冷Ti-x Ni(x=45,46,48,49,49.5%,原子分数)形状记忆合金薄带,用SEM、XRD、示差扫描热分析仪和弯曲试验研究了合金薄带的显微组织、相组成、相变行为和形状记忆行为。结果表明:铸态及450℃、500℃退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织形态呈树枝状,亚结构为孪晶,Ni含量和中温退火对合金薄带显微组织影响不大;合金薄带的组成相为马氏体M(B19')+母相A(B2),冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段马氏体相变;随Ni含量增加,激冷富钛Ti-Ni合金薄带的马氏体相变温度(T_M)缓慢升高,当Ni含量超过49%后,TM温度急剧下降;Ti-46Ni、Ti-48Ni和Ti-49Ni合金薄带具有较高的相变温度,Ti-45Ni、Ti-46Ni和Ti-48Ni合金薄带具有较小的相变热滞;铸态和中温退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带皆具有优异的形状记忆效应。     

二元Ti-Zr合金微观结构和形状记忆效应

近年来,新型钛基无镍合金以其良好的生物相容性、耐腐蚀性、低弹模、高相变温度等特性成为了形状记忆合金领域的研究重点。北京航空航天大学李岩等人采用X射线衍射、金相、透射电镜、差示扫描量热分析、压缩应力-应变实验等方法系统研究了TixZr100-x(x=20、30、50、70、80,原子分数)合金的微观组织结构、相变特性、力学性能及形状记忆效应。     

CuZnAlMnNi记忆合金慢升温的相变特性

利用差示扫描量热法研究了两种ＣｕＺｎＡｌＭｎＮｉ记忆合金以两种不同速率升温时的相变过程。发现升温速率为１０℃／ｍｉｎ时，ＤＳＣ曲线为单一大峰，而以０．１℃／ｍｉｎ的速率升温时出现许多连续或不连续的小峰。微观机理分析表明，诸多小峰是由合金内各微区相变点略有差异、相变不同步所形成的；单一大峰是在升温速率较快的条件下，各微区在较短时间内相继发生相变而形成的单一合成波。但相变热焓与升温速率无关。     

高温合金差示扫描量热分析(DSC)的影响因素研究III：合金状态和升降温速率

摘 要：对固溶强化型镍基高温合金625进行升、降温差示扫描量热分析（DSC）试验,研究了同一合金不同状态（粉末态、粉末+热等静压态和铸态）以及升/降温速率（5-10℃/min）对相变温度的影响。采用场发射扫描电镜（FESEM）、电子探针（EPMA）对不同状态625合金的微观组织和元素分布进行表征。结果表明：（1）铸态比粉末态合金的枝晶间距大2个数量级,而热等静压态合金为无枝晶偏析的细等轴晶结构。（2）升、降温速率对DSC曲线中加热时基体开始熔化（等于固溶强化型合金的初熔温度）和冷却时开始凝固温度（偏离基线的拐点）无影响,但对合金加热熔化结束、冷却时大量凝固析出温度（峰位）和终凝温度（拐点）有明显影响。采用加热、冷却曲线相应相变温度平均值的方法可减少DSC试验和样品条件的影响,获得相对固定且更具可比性的合金相变温度。（3）合金状态对初熔温度和DSC升温曲线固相线温度附近的圆弧段有明显影响。根据DSC加热曲线固相线温度附近的圆弧大小可以判断合金的偏析倾向,弱偏析倾向的粉末态和热等静压态PM625合金DSC加热曲线固相线附近区域拐点尖锐,表现为合金开始熔化温度（偏离基线的拐点）与名义固相线温度（切线交点）差异很小,分别仅为5℃和6℃;偏析倾向较大的铸态IN625合金的DSC加热曲线中固相线温度附近区域为较大圆弧,开始熔化温度与名义固相线温度差异可达52℃。铸态625合金的初熔温度比热等静压态和粉末态分别低45℃和40℃,在实际热处理和热等静压等热工艺参数选择时应注意圆弧段较大的合金降低初熔温度的影响。在所有DSC冷却曲线中,由于完全熔化重新凝固消除了合金原始显微组织特征,不同状态625合金固相线温度区域附近曲线形态相似,均为较大的圆弧。     

Al-9.1Zn-1.9Mg-1.6Cu合金均匀化工艺研究

采用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射分析和差示扫描量热分析研究了Al-9.1Zn-1.9Mg-1.6Cu合金铸态与均匀化态显微组织及相组成演化规律。试验结果表明,该合金铸态组织中存在大量的非平衡低熔点共晶相,其初始熔化温度为475℃;合金铸态组织相组成包括α-Al、η-MgZn2及少量的Al7Cu2Fe相;在460℃以上均匀化后,该合金处于α-Al单相区,组织中非平衡低熔点共晶相均能固溶于基体内;465℃×24h是该合金适宜的均匀化处理工艺。     

Sn含量对Zr-Sn-Nb-Fe-Cr合金相变温度和沉淀析出相的影响

以Zr-1.0Sn-0.3Nb-0.3Fe-0.1Cr与Zr-0.8Sn-0.3Nb-0.3Fe-0.1Cr2种不同Sn含量锆合金为研究对象,采用差示扫描量热法(DSC)测量2种锆合金的相变温度,探讨Sn含量变化对锆合金相变点的影响。同时,采用SEM对热轧态、热轧退火态、冷轧态、冷轧退火态、终轧态、终轧退火态6种加工工序样品分别进行详细的微观组织观察,随后通过定量金相法对2种锆合金在不同加工工序下的第二相大小及分布等特点进行对比分析,得出2种锆合金定量的统计结果。降低Sn含量对α→β相变点有明显影响,而沉淀析出相的颗粒形状基本不变,但是第二相颗粒平均尺寸减小。扫描电镜的能谱(EDS)分析半定量地说明Sn在锆合金中存在不同程度的成分偏析。     

时效处理对钛镍合金丝材超弹性的影响

通过差示扫描量热法测试和拉伸测试等手段,研究了时效处理对钛镍形状记忆合金丝材超弹性的影响。研究结果表明,在400℃、450℃和500 ℃时效,随时效时间延长,合金的超弹性下降,短时时效易获得良好的超弹性;随时效温度升高,合金的超弹性下降,低温时效易获得良好的超弹性。在400℃、450℃和500 ℃时效,随时效时间延长,马氏体-奥氏体逆相变终了温度Af点逐渐升高,R′相相变峰值温度R′p和M相逆相变峰值温度Ap点升高,R相变吸热峰面积逐渐减小。随时效温度升高,马氏体逆相变终了温度Af点降低,R′相相变峰值温度R′p点升高,R相变吸热峰和M相逆相变趋于合并,R相吸热变峰面积增加。     

热处理Cu-Nb纳米复合线的结构和织构演变

采用Gleeble-3800型热模拟试验机对熔铸态和锻态TiBw/TA15复合材料进行高温压缩变形试验,研究不同状态TiBw/TA15复合材料在变形量70%、变形温度900～1150℃、应变速率0.01～10 s~(-1)条件下的热变形行为,建立热加工图,并分析该复合材料在热变形过程中的组织性能演变规律。结果表明,熔铸态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口为温度900～1150℃,应变速率2.72～10 s~(-1);温度1000～1100℃,应变速率0.01～0.03 s~(-1);温度1075～1130℃,应变速率0.01～0.13 s~(-1)。锻态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口为温度900～975℃,应变速率0.37～10 s~(-1);温度960～1025℃,应变速率0.01～0.37 s~(-1);温度1025～1150℃,应变速率0.01～10 s~(-1)。通过对比发现,锻态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口宽,热变形加工性能优于熔铸态。     

TC21钛合金相变点测定

采用计算法和连续升温金相法测定TC21钛合金的α+β→β相转变温度.结果表明,两种方法所得数据非常接近,本实验所选用的TC21钛合金的相变点为(975±5)℃.