Ti－Al－Ga系及Ti－Al－Nb－Cr系α（α_2）／γ相平衡的研究

利用电子探针微区成分分析测定了Ｔｉ—Ａｌ—Ｇａ系，Ｔｉ—Ａｌ—Ｎｂ—Ｃｒ系低Ｇａ，低Ｎｂ和低Ｃｒ部分的α（α_２）／γ相平衡成分，推得了合金元素Ｇａ，Ｎｂ和Ｃｒ在α（α_２）／γ平衡相中的成分分配比Ｋ并利用分配比方程计算出了Ｇａ，Ｎｂ和Ｃｒ在不同温度下的γ相的稳定化参数结果表明，Ｇａ，Ｎｂ为γ相稳定化元素，Ｃｒ为α相稳定化元素．     

Ti－Al－Si三元系中叶α（α_2）／γ相平衡的研究

利用电子探针微区成分分析测定了Ｔｉ－Ａｌ－Ｓｉ系低Ｓｉ部分的α（α２）／γ相平衡关系，并进行了热力学分析．结果表明，相对于Ｔｉ－Ａｌ二元系，Ｓｉ的加入使α（α２）／（α（α２）＋γ）相界线向富Ｔｉ方向移动，而（α（α２）＋γ）／γ相界线变化不大；Ｓｉ具有细化片层组织的作用，井使其粗化困难；Ｓｉ在α（α２）相中的溶解度大于γ相，为α相稳定化元素；Ｓｉ含量为１．０％（原子分数）时，组织中出现第三相Ｔｉ５Ｓｉ３．     

恒温锻造Ti—Al—Nb—Cr—V系（r＋a2）合金的热处理组织

研究了Ｔｉ－４７Ａｌ合金添加少量Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖ元素并经恒温锻造后，在不同热处理制度下的显微组织特征，以及Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖ对合金组织的影响。结果表明，Ｔｉ－４７Ａｌ－２ＮＢ－１Ｃｒ－１Ｖ及Ｔｉ－４７Ａｌ－２Ｖ－１Ｃｒ合金的热处理组织形貌主要取决于高温处理的温度。在（ｙ＋ａ）两相区，稍低于Ｔａ温度处理时，ａ相显著粗化，随加热温度的降低，ａ，ｙ两相均明显细化，进一步降低加热温度，发生ｙ相的明显粗化，通过控     

等温锻造对Ti－47Al—5（Cr＋V＋Mo＋Nb）合金组织的影响

通过等温锻造方法对Ｔｉ－４７Ａｌ－５（Ｃ＋Ｖ＋Ｍｏ＋Ｎｂ）（ａｔ％）合金进行组织控制。研究发现，由于合金在凝固过程中存在两个包晶反应，导致枝晶间铝含量的分布极不平衡，从而使铸锭组织不均匀，含有大量的γ＋α２片层组织。在热加工中，片层组织在大变形量下发生剪切变形或严重弯曲。剪切变形组织沿平行于片层边界作用，使各片层团间产生大量再结晶晶粒并呈无序生长；而由于γ和α２取向关系发生畸变，γ和α２由片层形式趋向于等轴。本研究还对γ－ＴｉＡｌ合金再结晶机理进行了讨论。     

热处理对铸态Ti48Al2Cr2Nb1B合金组织和性能的影响

经真空自耗凝壳炉浇注得到Ti48Al2Cr2Nb1B合金试棒,通过显微组织观察和力学性能测试,研究了淬火及时效工艺对Ti48Al2Cr2Nb1B合金组织和性能的影响。结果表明,通过淬火+时效处理可以提高铸态Ti48Al2Cr2Nb1B合金的抗拉强度,但对其塑性的影响作用有限。经1 380℃×30 min/QC+1 240℃×6 h/AC处理后,Ti48Al2Cr2Nb1B合金可以获得均匀细小的双态组织,室温抗拉强度最高。     

变形及热处理对Ti－45Al－10Nb－0．1Y合金组织与性能的影响

探讨了通过等温锻造及热处理改善Ｔｉ－４５Ａｌ－１０Ｎｂ－０１Ｙ显微组织，提高其室温塑性的途径。论述了合金力学性能与显微组织的关系。     

锻造粉末冶金Ti6Al4V合金的性能和组织研究

摘 要: 本文对粉末冶金Ti6Al4V合金进行不同方式的锻造,并对锻造前后的性能和组织进行分析。研究表明,锻造是提高粉末冶金钛合金致密度、提高力学性能的有效手段。一方面,对粉末冶金Ti6Al4V合金在不同温度下进行一次锻造变形,发现960℃锻造后合金塑性最高,延伸率达到15.44%;随着锻造温度升高,组织中等轴α不断减少,逐渐向网篮组织转变,塑性有所降低,但是由于粉末的原始颗粒边界对晶粒长大的阻碍作用,在1150℃锻造后粉末冶金Ti6Al4V合金的晶粒没有明显长大,小于20μm的晶粒约占71%。晶粒尺寸小,有利于材料的塑性,其延伸率仍达到14.30%。因此,粉末冶金Ti6Al4V合金比传统熔铸钛合金具有更宽的锻造温度窗口。另一方面,对粉末冶金Ti6Al4V合金在不同温度下进行二次锻造变形,首先在高温锻造,利用小变形量的高温锻造来提高粉末钛合金的致密度,然后在低温进行二次锻造,获取需要的组织。经过两次锻造变形的Ti6Al4V合金的延伸率均大于17%,抗拉强度大于990MPa,屈服强度大于960MPa。     

氢对Ti3Al—Nb合金组织和高温变形的影响

研究了氢对一种Ｔｉ３Ａｌ基合金（Ｔｉ－２４Ａｌ－１４Ｎｂ－３Ｖ－０．５Ｍｏ．ａｔ％）组织和高温变形的影响。结果表明,渗氢使所研究合金的Ｏ相中氢化物,这些氧化物在高温下分解,留下一些位错误,渗氮还使Ｏ相的体积发散下降,在高温变形中,氢的存在可促进Ｏ相的动态再结晶和Ｂ２相中的位错运动,并能降低变形过程激活能,同时,对氢降低合金高温变形的流变应国的机制进行了分析。     

热处理对Ti—13Nb—13Zr合金显微组织的影响

Ti- 1 3Nb- 1 3Zr合金具有低模量、高生物相容性、耐蚀、抗磨等特性。经 7次非自耗电弧熔炼制备了 Ti- 1 3Nb- 1 3Zr合金的饼坯 ,化学成分如表 1所示。表 1　 Ti- 13Nb- 13Zr合金饼材的化学成分元素 O N C Fe Zr Nb Ti含量 /% 0 .130 .0 0 70 .0 180 .0 813.713.6余量　　该合金的 β转变温度是 375℃ ,将饼坯在 6 80℃ ,α+ β相区热轧成 4 mm厚板 ,切取试样 ,然后进行热处理。采用光学显微镜、扫描电镜和 X射线衍射等观察了组织 ,并测定了显微硬度。不同热处理条件下 Ti- 1 3Nb- 1 3Zr合金的相组成、晶格常数、显微硬度见表 2。X…     

Ti3Al—19Nb合金的显微组织和结构研究

用透射电镜研究了Ti_3Al-19Nb合金在不同热处理状态下的组织结构及其变化规律。从β相区冷却后,随冷却速度不同可分别得到全部或主要为B2,B2+α_2或α_2相的组织。油淬样品在时效过程中α_2相晶粒及其反相畴尺寸均逐渐变大。     

Ti—Co（Ni）—Al系合金的超塑性研究

研究了Ti-Co(Ni)-Al系合金的低温高速超塑性行为,表明该合金系在很宽的应变速率范围内((?)=10~(-1)～10~(-3)S~(-1))和较低的变形温度下(700—750℃)具有良好的超塑性。Ti-Co-Al合金最高延伸率大于2000%,m值为0.58—0.70。认为超细的α晶粒和均匀弥散的第二相粒子Ti_2Co(Ti_2Ni)等是有利于合金超塑性变形的显微组织因素。用TEM和SEM对超塑拉伸过程中合金显微组织的变化进行了观察,发现晶界滑动和晶粒转动是Ti-Co(Ni)-Al系合金超塑变形的主导机制,而位错运动产生的晶内滑移是其重要的伴随机制。此外由于Co,Ni等元素在钛中具有很高的扩散速率,促进了Ti-Co(Ni)-Al系合金超塑变形时的晶界和晶内滑移。     

热处理工艺对Ti46Al8.5Nb0.2W合金层片组织结构参数的影响

研究了热处理工艺对Ti46Al8 5Nb0 .2W合金层片组织结构参数的影响。层片团尺寸与在α单相区保温时间的关系符合贝克方程。随着冷却速度的增大 ,层片间距减小 ,与冷却速度v- 1/ 2 成正比。冷却速度超过 60 0℃ /min时 ,将出现羽毛状组织。实验发现 ,层片间距随层片团尺寸增大而减小 ,当层片团超过 2 0 0 μm时 ,层片间距与其尺寸基本无关。     

一种Ti—Mo—Nb—Al合金的固溶态显微组织研究

通过对金相显微组织观察、Ｘ射线衍射和透射电镜分析,研究了Ｔｉ－Ｍｏ－Ｎｂ－Ａｌ合金在不同固溶温度雀火后的组织和相变规律。结果表明：该合金在相变以下的淬火组织由α,β相和淬火ε相及Ｔｉ５Ｓｉ３相组成,随温度升高,α相减少;在相变点以上的淬火组织为β相和少量淬火相及Ｔｉ５Ｓｉ３相。     

快速凝固Al—Ti—Fe系合金的组织演化

采用单辊旋铸技术制备Al-2.5Ti-2.5Fe,Al2.5Ti-2.5Fe-2.5V和Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr(at%，下同）合金薄带，利用X射线衍射（XRD）和透射电镜（TEM）分析了这些合金的急冷态和退火态组织。结果表明：快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al5Ti2两种初生相，快凝合金经400℃退火10h后，组织中出现了Al13Fe4相，在450℃退火，组织中析出了弥散Al3Ti相；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5V合金急冷态组织中存在Al11V相和Al80V20相，400℃退火10h后，初生Al11V相转变为Al80V20相，且固溶在α-Al基体中的Ti,Fe以Al23Ti9相和Al13Fe4相的形式析出；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al13Cr2两种初生相，快凝合金经300℃退火10h后，组织中析出了Al13Cr2和Al3Ti两种弥散相，400℃退火10h时后组织中出现了Al13Fe4相。     

SiO2薄膜改善Ti6Al4V合金恒温氧化行为的研究

介绍了用溶胶-凝胶/表面活性剂模板/添加剂的方法制备的SiO2薄膜对Ti6Al4V合金恒温氧化性能的影响.恒温氧化实验结果表明,制备的SiO2薄膜具有良好的抗恒温氧化性能.涂覆薄膜的试样表面形成了较薄的混合氧化膜.机理分析认为,该混合氧化物膜的生长机制由向内扩散的氧元素和向外扩散的金属元素控制.      

Ti＿3Al基合金中α_2／α_2＋β相界的计算与测定

对Ｔｉ_３－Ｍｏ－Ｎｂ，Ｔｉ_３Ａｌ－Ｎｂ－Ｖ，Ｔｉ_３Ａｌ－Ｚｒ－Ｖ三个赝三无合金系的实验结果表明，α_２／α_２＋β相界遵守电子浓度规律，且合金元素的价电子数由它们的电子结构决定过渡族元素Ｔｉ，Ｚｒ．Ｖ，Ｍｏ，Ｎｂ的价电子为ｓ＋ｄ电子。即Ｎ_（Ｔｉ）＝Ｎ_（Ｚｒ）＝４（ｓ~２ｄ~２），Ｎ_ｖ＝５（ｓ~２ｄ~３），Ｎ_（Ｎｂ）＝５（ｓ~１ｄ~４），Ｎ_（Ｍｏ）＝６（ｓ~１ｄ~５）、非过渡族元素Ａｌ的价电子为ｓ＋ｐ电子，即Ｎ_（Ａｌ）＝３（ｓ~２ｐ~１）α_２相的计算模型为Ｎ＝ΣＮ_ｉｆ_ｉ，α_２／α_２＋β相界的特征电子浓度值为Ｎ_ｃ＝ΣＮ_ｉｆ_ｉ＝３．７８７．     

锻造用Al—Si系合金的材料特性和用途的开发（2）

共晶Si细化的效果从这些结果中来看,就11％Si-Cu-Mg系合金来说,如果铸锭尺寸在203.2mm以下,平均Si粒径在2～5μm的范围内,在热挤压过程中几乎没有发生细化。这种情况即使改变挤压比也无变化。换句话说这表明需要在铸锭阶段     

Ti－24Al－14Nb－3V－0．5Mo合金的超塑性

研究了温度及应变速率对Ｔｉ－２４Ａｌ－１４Ｎｂ－３Ｖ－０．５Ｍｏ（ａｔ．－％）合金超塑性能的影响．试验结果表明，在９８０℃，３．５×１０~（－４）ｓ~（－１）的最佳超塑变形条件下，合金显示出较高的超塑性；应变速率敏感性指数ｍ为０．６９，拉伸延伸率Ｅｌ．为８１８％．根据其细小的α_２＋β_０两相组织和等温拉伸的试验方法，确定合金的超塑性属于细晶组织超塑性．在超塑变形过程中，合金无空洞产生，显微组织发生动态粗化．