Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金研究

研究了Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金的冷轧变形、热处理及其对合金组织和性能的影响。试验结果表明:该合金具有优异的冷轧变形能力,当冷轧变形量达70%时,板材边缘仍无裂纹产生。800℃固溶处理不同冷轧变形程度的板材,拉伸强度无明显变化,而对延伸率有一定影响,当变形量达30%以上时,延伸率增至稳定值。该合金的β转变温度约为750℃,当在此温度以上固溶处理时,晶粒尺寸随温度提高而长大,但长大速度甚缓。时效温度对Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金的拉伸性能影响显著,合金强度随时效温度提高而降低,延伸率则提高。测试了Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金的高温拉伸性能和300℃的热稳定性能,说明该合金可在时效状态下长期使用。     

Ti—15—3合金的超塑性

测试了Ti-15-3合金板材的超塑性,为超塑成形-扩散连接件的成形提供参考数据。     

Ti—6Al—4V合金超塑性板材的生产方法

钛合金包括纯钛都具有一定的超塑性,通过控制加工工艺使其获得优异的超塑性,唯有Ti-6Al-4V合金最好.最近10年,Ti-6A1-4V合金超塑性极的应用得到了广泛而深入的研究,应用领域也由用于制造一般的航空、航天用的结构件、发展到用于吹制航天用的大型容器及其超大型复杂结构件.     

Ti—6Al—4V合金板超塑性加工技术

目前国内用Ti-6Al-4V合金板进行超塑成型制作的最大尺寸零件是飞机大口盖,其尺寸为800(宽)mm×1400(长)mm,工艺过程是将0.8mm、1.2mm及1.0mm厚的同一宽度和长度的板材在高温及规定的应变速率下进行超塑成型扩散焊接.另外利用Ti-6Al-4V的超塑性制造飞机发动机叶轮片的工艺也在研制中,工艺关键是克服零件的复杂形状给超塑成型带来模具制作上的困难,使用的Ti-6Al-4V板材厚度为4.0～5.0mm.     

Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金焊接点的老化加速

焊接点会发生局部塑性变形，同时焊接后以较高的温度复原，最后冷却至室温。其焊接点特异的热形变滞后现象会影响老化行为。Ｔｉ－５Ｖ－３Ｃｒ－３Ｓｎ－３Ａｌ合金在焊接点显示出老化加速。在本研究中，我们在热形变过程的基础上弄清了此合金的老加速机理。经焊接及其后的冷却后，在焊接点存在着特殊的显微结构，局部的塑性变形会形成平面状的和块状的散乱边比纹显微结构，这种塑性变形是以焊接后的热应力为起因，由冷却时在位错成     

Ti—6Al—4V超塑性能及应用

1前言钛基合全具有超塑性，其中Ti－6A1－4V以其优异的起塑性能而被认为是应用前景最好的结构钛合金，在结构合金起塑成形工艺研究和应用方面已经取得快速的发展和良好的经济效益．与其它钛基会金相比，亚一6周一4V的起塑性最好，应用广泛且成熟．Ti－6周一4V合金比强度高，用蚀性好，热稳定性好，但加工变形抗力高．由于其弹性模量值低，屈强比大，加工回弹严重，成形加工较困难，用常规的冲压、弯曲、锻造加工方法很难加工出航空航天所需要的高强度高精度零件．但利用其超塑性，不需要特殊的预处理就能在一定条件下进行等温模锻或挤压…     

时效硬化Cu—1.9Be—0.24Ni合金超塑性变形机制

Cu-1.9Be-0.24Ni 合金的超塑性流动是由晶界滑动、位错滑移和扩散蠕变三种变形机制的相互协调并同时起作用而产生的。位错运动起着协调变形和导致晶界滑动发展的双重作用。扩散过程对晶界滑动也起协调作用。在最佳变形条件下晶界滑动对变形的贡献量最大(ζ=58%)。大量的第二相粒子是有效的位错源。粒子或角隅发射的位错与晶界位错运动(晶界滑动)有相互作用关系;与晶内粒子也有交互作用关系。基于试验结果,文中提出一个时效硬化型超塑性变形机制模型,借以描述 Cu-1.9Be-0.24Ni 合金的变形过程。     

铬含量对Ti—5Mo—5V—3Al—Cr系合金性能的影响

研究了降低铬含量对ＴＢ２钛合金拉伸性能的影响。试验结果表明，降低铬含量有可能在不降低ＴＢ２合金时效强度的情况下改善拉伸延性，可锻性及机加工性能，因而存在着得到性能优异的新合金的可能性。     

Ti3Al-Nb合金超塑压缩变形的研究

研究了Ｔｉ－２４Ａｌ－１４Ｎｂ－３Ｖ－０．５Ｍｏ合金压缩时的超塑变形行为和变形过程中的组织变化。结果表明：所研究合金在ｔ＝９８０℃、ε＝７．２×１０－３ｓ－１的条件下ｍ值为０．３４,压缩时的真应变可大于１．６。在合金的超塑变形初期,Ｏ相发生动态再结晶和等轴化过程。随着变形过程的进行,新形成的Ｏ相晶粒在Ｂ２相中滑动和转动,Ｂ２相中的位错运动和界面扩散起调节作用     

Ti—241Al—14Nb—3V—0.5Mo合金拉伸变形显微组织的研究

用透射电子显微镜研究了Ｔｉ３Ａｌ－Ｎｂ（Ｔｉ－２４Ａｌ－１４Ｎｂ－３Ｖ－０．５Ｍｏ）合金拉伸变形显微组织，利用双倾技术和双束条件下ｇ．ｂ＝０不可见判据，分析了合金中具有Ｄ０１９结构的α２相在拉伸过程中的变形机制。     

Ti-15-3合金超塑性变形及微观组织演变

研究了Ti-15-3合金以不同的应变速率进行一段拉伸与二段拉伸后的力学性能与微观组织. 试样在超塑性变形过程中发生了不同程度的连续动态再结晶, 第二相粒子弥散分布在β相基体中, 晶粒尺寸随变形量的增加而减小, 而晶界取向差则随变形量的增加而增加. 非理想组织的Ti-15-3合金在二段拉伸条件下表现出更好的超塑性.     

Ti3Al—10Nb—3V—1Mo合金力学性能的研究

研究了 Ti_3Al-10Nb-3V-1Mo 合金的机械性能、拉伸断口和变形行为。结果表明:合金两相区淬火组织中。随淬火温度降低,初生α_2 相的数量逐渐增加,拉伸强度呈下降趋势。室温延伸率在初生α_2相含量为50%时,存在最大值。两相区淬火组织在700～850℃时效处理后 B2相发生分解。与淬火性能比较,合金经时效处理后塑性明显下降,室温拉伸断口及变形行为的研究表明:随淬火温度降低,断口形貌及变形行为呈现出一定的规律性。     

线性回归法建立Ti6Al4V合金超塑变形本构关系

材料的本构关系是描述材料变形的基本信息,是联系材料塑性变形过程中流动应力和变形工艺参数的桥梁.本文通过在Gleeble1500热模拟试验机上,在温度860～950 ℃、应变速率0.0005～0.05 s-1范围内对Ti6Al4V(w[Al]=6%,w[V]=4%)合金进行超塑性等温压缩变形试验,分析了压缩变形过程中的变形行为.结果表明,Ti6Al4V合金在超塑性压缩变形中,随着温度的升高或应变速率的降低,材料的流变应力显著降低,动态再结晶是其主要的软化机制.在实验数据的基础上采用多元线性回归方法建立了反映流动应力与各影响因素间关系的本构方程.     

Ti3Al基超α2合金的镦粗热锻

由于超a2(Ti—25Al—10Nb—3V—1Mo)合金的密度小和强度大,所以它在航空与航天用途中很有潜力.另一方面,因为成本高和加工困难,人们对于利用锻造工艺将这种高技术材料加工成为近净形零件等产生了极大的兴趣;据认为,这样可使后续的机械加工和材料损失都减少到最低程度.采用锻造方法加工超α_2合金还可以提高它在工程用途中的效益.为了改善Ti_3 Al基超α_2合金的机械性能(尤其室温塑性),大量地研究了热形变处理工艺.     

钛合金超塑性温度与相转变温度的关系

在降低钛合金超塑性温度的研究中，发现两相钛合金α＋β＝β的相转变温度与合金的最佳超塑性温度有密切关系，得出降低合金的相转变温度是降低合金超塑性温度的有效途径，这给超塑性的理论研究带来许多方便。     

Ti—8Al—1Mo—1V合金

Ti-8Al-1Mo-1V(Ti811)合金是美国研制的一种近α型耐热钛合金,具有良好的焊接性能和成型性能。该合金除了具有良好的室温和高温性能外,还具有高的杨氏模     

TA15钛合金超塑性变形时的组织演变

研究了TA15钛合金超塑性变形后显微组织的演变及变形条件对超塑性变形行为的影响。结果表明:在变形温度为850~950℃、应变速率为1×10-4~1×10-3s-1超塑性拉伸时,TA15钛合金表现出良好的超塑性变形性能,且在900℃,5.5×10-4s-1变形条件下,延伸率最大为803.3%。在应变速率不变的条件下,随着变形温度的升高,α相晶粒尺寸增大,β相含量增加,晶粒仍保持细小、等轴状态。在变形温度一定时,随着应变速率的降低,α相晶粒尺寸增大,β相含量增加。同时变形程度对显微组织有显著影响,拉伸后不同部位的显微组织均有一定程度的粗化,变形程度越大,晶粒粗化的越明显,并伴有α相到β相的转变。变形过程中,加工硬化与变形软化相互竞争,表现为传统超塑变形的稳态流动特征。