热处理对TC21合金显微组织和室温拉伸性能的影响

研究在不同热处理制度下，高强高韧TC21钛合金西20mm轧制棒材的组织和室温拉伸性能的变化规律。结果表明，在Tβ(—20～50℃)/1hAC 600℃/4hAC处理制度下，TC21合金西20mm棒材的室温拉伸强度和塑性分别为：抗拉强度≥1105MPa，屈服强度(1000MPa，延伸率≥15％，断面收缩率≥43％。当合金的显微组织为双态组织时，其室温拉伸性能得到良好的匹配。     

TC19钛合金棒材的研制

用1 t真空自耗电弧炉试制出360 mm的TC19合金铸锭。采用常规β锻造+(α+β)锻造和高-低-高锻造(即β锻+(α+β)锻+β锻)两种锻造工艺,分别制备出相同规格的60 mm TC19钛合金棒材,锻棒微观组织细小均匀,均为在β转变基体上均匀分布的等轴初生α组织。对两种工艺的锻棒进行双重退火和固溶加时效处理,处理后的显微组织和力学性能均符合MIL-T-9047标准的要求。常规锻造工艺和高-低-高锻造工艺均可用来锻造TC19合金棒材,但采用高-低-高锻造工艺得到的棒材的力学性能优于常规锻造工艺。     

热加工工艺对医用TC4合金棒材显微组织的影响

研究了热加工工艺对医用TC4合金大规格棒材显微组织的影响。研究结果表明:采用单一的拔长变形方式或单一的镦拔变形方式,不能全面解决医用TC4合金大规格棒材生产过程中经常出现的显微组织不均匀和成品率低下等问题;采用温度梯度镦拔组合变形工艺(Tβ+(30～70)℃镦拔,变形量50%→Tβ-(10～30)℃镦拔,变形量50%→Tβ-(30～70)℃镦拔,变形量50%),可以有效改善精锻用原始棒坯的组织,从而获得具有均匀细小等轴组织的医用TC4合金70 mm棒材。     

β21S钛合金工艺塑性图

主要研究了β21S钛合金的工艺塑性图，制定了该合金的锻造工艺参数。通过该合金的工艺塑性图，确定变形温度为750-1050℃，最大变形量为75％－80％，终缎温度为700℃。从合金的工艺塑性角度来看，以上 数据是合理的。     

热处理工艺对Ti-6Al-4V ELI合金厚截面锻件力学性能的影响

针对截面厚度达200 mm的损伤容限型Ti-6Al-4V ELI合金锻件,开展了β热处理工艺和准β热处理工艺试验,对比分析了热处理工艺对锻件强度、塑性、断裂韧度、疲劳裂纹扩展速率的影响。研究结果表明,随着第一重退火温度从Tβ+15℃升高到Tβ+30℃、Tβ+60℃,锻件塑性下降明显。经准β工艺热处理后,锻件的β晶粒尺寸较小,塑性明显优于β热处理工艺。强度、断裂韧度和疲劳裂纹扩展速率对β热处理温度不敏感。为达到良好的强度-塑性-韧性的综合性能匹配,Ti-6Al-4V ELI合金厚截面锻件宜采用较低热处理温度(如Tβ+15℃)的β热处理工艺或准β热处理工艺。     

Ti—6242S合金在β区的锻造工艺研究

采用光学显微镜、扫描电和力学性能测试等设备了Ｔｉ－６２４２Ｓ合金相变点以上４５℃加热,变形量为７０％空冷的锻造工艺,经双重退火处理,获得细小网篮状组织。这种组织为α＋β两相区锻造下的等轴组织相比,不但具有良好的室温和高温力学性能,而且还提高了材料的高温持久、蠕变强度、冲击和断裂韧性,该合金的β区锻造工艺,放于加工航空发动机压气机盘模锻件。     

一种提高Ti5553合金综合性能的热加工方法

为了让Ti5553合金的强度和韧性等综合性能指标达到良好匹配,充分发挥其高强高韧的特点,提出了一种新的热加工方法。首先对Ti5553合金轧棒进行充分改锻,初步得到均匀、细小、无偏析、无β斑的基体组织,然后再利用β锻造形成一种细小密集的网篮组织,并在最后的β热处理过程中,生成β晶粒内的细小片状α转相和晶界处细小分散的α转相。结果表明:采用(Tβ-30)℃两相区改锻、(Tβ-30)℃预锻与(Tβ+20)℃β锻造的联合模锻以及(Tβ+35)℃退火+600℃时效的β热处理工艺后,可获得一种理想的β型钛合金组织,使该合金的强度、塑性和断裂韧性等综合性能指标都有所提高。     

退火温度对钨铼合金组织和性能的影响

采用粉末冶金工艺制备了钨铼合金,通过拉伸性能测试、硬度测试、光学显微观察等手段,研究了退火温度对钨铼合金组织和性能的影响。研究表明：锻造后的钨铼合金室温抗拉强度为1620 MPa,断后伸长率为20%,维氏硬度为HV₃₀ 540。钨铼合金在1500℃时开始发生局部再结晶,1700℃时发生晶粒长大。钨铼合金的室温抗拉强度、维氏硬度随着退火温度的提高而降低,断后伸长率随着退火温度的升高先增大后减小。     

热处理对CMT电弧熔丝增材制造Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金显微组织和力学性能的影响

采用基于冷金属过渡焊接的电弧熔丝增材制造技术(CMT-WAAM)制备了Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo(Ti6321)合金,研究了热处理对Ti6321合金显微组织、力学性能的影响。研究表明,沉积态Ti6321合金组织由不规则的多边形原始β晶和晶界α相(α_GB)组成,晶内分布有厚度不均的α片层和少量β相。经α+β两相区退火后,α片层内部的位错密度降低,其中,700℃退火后强度和冲击吸收功均有所降低,800℃退火后冲击吸收功提高,且强度达到1050 MPa以上。经双重热处理后析出次生α相(α_s),晶界α相(α_GB)弱化呈断续分布,Ti6321合金冲击吸收功最高达到34 J。不同热处理状态下的冲击断口均有大量韧窝,为典型的韧性断裂。     

紧固件用Ti-45Nb合金热处理工艺研究

研究了真空退火热处理工艺对Ti-45Nb合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:Ti-45Nb合金的β晶粒随退火温度的提高而长大;随着退火温度的提高,Ti-45Nb合金的拉伸性能以及剪切强度的变化不明显;当退火温度为810℃时,合金获得了较理想的显微组织以及拉伸强度与剪切强度的良好匹配。     

退火温度对冷轧5383铝合金组织及腐蚀性能的影响

通过力学性能、剥落腐蚀和极化曲线测试,研究了退火温度对淬火后冷轧5383铝合金组织及腐蚀性能的影响。结果表明:合金冷轧(60%变形量)再结晶温度为280℃;合金在150℃退火1h的5383铝合金,β相及相主要在晶界分布,合-7金具有较弱的抗腐蚀性(腐蚀腐蚀电压为-0.730V,腐蚀电流为9.004×10 A);在300℃退火1h后,β相及相在晶界和晶-8内呈均匀分布,合金具有较好的抗腐蚀性能(腐蚀电压为-0.604V,腐蚀电流为8.987×10 A);在350℃退火1h后,晶粒变-7粗,β相发生长大,合金抗腐蚀性能又减弱(腐蚀电压为-0.860V,腐蚀电流为8.212×10 A)。     

热处理对新型β钛合金组织与性能的影响

合理的热处理制度能显著影响β钛合金的显微组织和强化行为。通过对一种新型Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Nb-Fe亚稳β钛合金的固溶时效处理,研究了热处理工艺对该合金组织与力学性能的影响。结果表明:该合金720℃固溶处理后,可以获得单一均匀的等轴β晶粒,为最佳固溶温度;经440~520℃时效处理后,发现时效温度对该新型合金α相析出的形态与尺寸的影响显著:在较低温度440℃时效时β基体上有针状α相析出,平均晶粒尺寸在1~2μm左右;较高温度520℃时效时,α相宽度和片层间距都增大,α相尺寸长大到3~5μm,针状α相向短棒状转化。在实验温度范围内,随着时效温度升高,合金强度降低,塑性增加。720℃固溶较低温度时效合金可获得较好的强度与韧性匹配。该合金理想的热处理工艺参数为720℃/30 min、空冷(AC)+440℃/12 h、空冷(AC),由此可获得到良好的综合性能(抗拉强度UTS=1412.8 MPa,屈服强度YS=1309.4 MPa,延伸率A=8.56%,断面收缩率Z=44.94%)。     

退火态Ti?6Al?3Nb?2Zr?1Mo钛合金的组织和力学性能

采用模锻工艺及980℃退火工艺制备了Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金,通过扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)观察和电子背向散射衍射(electron back-scattered diffraction,EBSD)分析等方法研究了退火态合金不同截面上的微观组织与力学性能。结果表明:与锻态合金比较,退火态Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的α相含量减少,亚稳态的β相增多。在空气冷却的过程中,合金的亚稳态β相又转化为次生α相和少量β相。退火态Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金中α-Ti呈现出RD//[ī2ī0]、FD//[0001]的织构类型(FD为锻件压缩方向(锻造方向),RD为锻件自由延伸方向)。退火态Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金的三个方向拉伸断裂主要是韧性断裂,并且断裂方式呈现出微孔聚集断裂。沿RD方向拉伸时韧窝尺寸较大,对应的延伸率也优于其他方向。     

Hf和Zr对FGH96合金PPB及力学性能的作用研究

采用PREP(等离子旋转电极法)制粉+HIP(热等静压)成形工艺制备FGH96合金,研究了w(Hf)+w(Zr)分别为0.0 +0.04％、0.3％+0.04％、0.6％+0.04％和0.3％+0.06％时合金的显微组织,以及室温和800℃冲击性能,室温、650℃和750℃拉伸性能,650℃/970MPa持久性能.结果表明:FGH96合金的PPB未形成连续的网膜结构,对合金性能危害较小；适量的Hf可消除PPB组织,改善合金的高温性能,尤其能显著提高持久寿命和塑性,消除缺口敏感性；含Hf时,过量的Zr促使氧化物在粉末边界连续析出,严重降低合金持久性能.FGH96合金中,Hf、Zr的最佳含量为0.6％、0.04％.     

热处理工艺对TA15钛合金棒材组织和性能的影响

研究了普通退火、β退火的单重热处理制度和强韧化的双重热处理制度对TA15钛合金棒材组织和性能的影响规律。结果表明,在普通退火温度范围内,合金组织形貌变化不大,均为等轴组织,合金的强度和冲击韧性随退火温度的升高而增加,塑性基本保持不变;β退火得到粗大的魏氏体组织,综合力学性能最差;在双重热处理过程中,第二重热处理温度主要影响片层α相的厚度,随着第二重热处理温度的升高,片层α相厚度增加,合金的强度降低,冲击韧性增加。当热处理制度为975℃×1 h/WQ+850℃×2h/AC时,合金组织由约24%的初生等轴α相、55%左右的网篮α相和β转变组织组成,此时合金具有良好的强韧性匹配。     

Ta-2.5W合金再结晶退火工艺的研究

钽钨合金具有高密度、耐高温、强度高、化学稳定和加工性能好等特点,是航空航天、化学、核工业、高温技术等领域不可缺少的重要材料,具有很好的应用前景。通过研究Ta-2.5W合金的金相组织和力学性能,确定了Ta-2.5W合金的再结晶退火工艺:Ta-2.5W合金锻棒的再结晶退火工艺为1450℃×30min真空退火;Ta-2.5W合金锻棒经过单道次86%的冷变形以后,再结晶退火工艺为1400℃×30min真空退火。     

含Laves相TiCr2过共析钛铬合金的制备

通过非自耗磁控电弧炉熔铸和700℃,20h高温退火处理,制备出含铬18%～30%(质量分数)含Laves相TiCr2过共析钛铬合金,并研究其中的组织变化规律.研究结果表明,稳定化系数为2.57～4.62的过共析钛铬合金经过熔炼后,在随炉冷却的条件下得到的是单相β-Ti组织;铸态合金在700℃保温退火时,金属间化合物TiCr2不仅沿晶界生成并形成连续分布,还将在基体内部弥散析出;在随后的空冷过程中合金内局部会发生β-Ti→α-Ti+TiCr2共析分解.合金含铬量越高,在高温退火时析出的TiCr2量越多,粒径越大,合金的硬度也越高.电弧熔炼加上700℃,20 h高温退火是一种制备含Laves相过共析钛铬合金的可行工艺.     

热处理对添加少量Cr、Fe的Ti-Ni合金组织和力学性能的影响

采用真空熔炼法制备Ti_(45)Ni_(55)Cr_(0.3)和Ti_(45)Ni_(52)Fe_3合金(元素含量为摩尔分数)铸锭,对其进行均匀化处理以及850℃/1 h固溶和水淬后,分别采用3种不同的工艺进行热处理:1)850℃/1 h固溶,2)375℃/1 h时效,3)25%冷轧+375℃/1 h退火,研究热处理工艺对合金的相变特性、力学性能、内耗性能和微观组织的影响。结果表明,Ti_(45)Ni_(55)Cr_(0.3)和Ti_(45)Ni_(52)Fe_3合金的基体均由B2与R相组成;Ti_(45)Ni_(55)Cr_(0.3)合金经过375℃/1 h时效或25%冷轧+375℃/1 h退火处理后,析出Cr3Ni2粒子,时效后抗拉强度为1 385 MPa,时效升温过程的峰值内耗达到0.53;Ti_(45)Ni_(52)Fe_3合金经过25%冷轧+375℃/1 h退火后析出Ti3Ni4相,抗拉强度为770 MPa;与其它热处理工艺的升温过程相比,Ti_(45)Ni_(52)Fe_3合金的时效升温过程峰值内耗最高,达到0.158;降温过程中,Ti_(45)Ni_(55)Cr_(0.3)合金在时效降温过程中发生B2→R→M相变,退火的降温过程中发生B2?R相变,而Ti_(45)Ni_(52)Fe_3合金在退火的降温过程中发生B2→R→M相变。     

锻造工艺对新型低成本钛合金组织和性能影响

研究准β锻造工艺和两相区锻造工艺对新型低成本Ti-Al-Mo-Cr-Zr系钛合金显微组织和力学性能的影响规律。采用金相显微镜(OM)观察新型低成本钛合金不同锻造工艺后的退火态组织特征,采用扫描电镜(SEM)分析合金的断口形貌,并测试合金的拉伸性能、断裂韧度等主要力学性能。结果表明:合金采用两相区锻造工艺(895℃),获得双态组织,β基体上均匀分布着约占40%的等轴初生α相;合金的强度和塑性较高,其中抗拉强度σb=1054 MPa,延伸率δ5=17%,断面收缩率ψ=51%;但断裂韧度偏低,KIC=63 MPa(1/2)m。采用准β锻造工艺(940℃),获得网篮组织,细小的板条状次生α相交织分布,无初生α相;合金的强度和塑性有所降低,抗拉强度σb=1008 MPa,延伸率δ5=13%,断面收缩率ψ=33%;但断裂韧度较高,KIC槡=86 MPa m。随着锻造温度从两相区895℃升到β单相区940℃,新型低成本Ti-Al-Mo-Cr-Zr系钛合金强度变化幅度小,而断裂韧度、塑性,特别是断面收缩率性能指标对锻造温度变化反应敏感。     

退火对MgO/NiFe/MgO多层膜平面霍尔效应的影响

采用磁控溅射的方法制备了结构为Ta(5 nm)/Mg O(6 nm)/Ni Fe(t_(NiFe))/Mg O(4 nm)/Ta(3 nm)的磁性多层膜,Ni Fe的厚度t_(NiFe)从5 nm增加到100 nm,之后在真空退火炉中经过400℃,1 h的退火处理并且进行随炉冷却,整个过程中沿着薄膜易轴方向施加大约4378 A·m-1的磁场。采用四探针的方法来测量平面霍尔电压(PHE)和相对电阻变化率,通过X射线衍射(XRD)和高分辨透射电子显微镜(HRTEM)来分析多层膜退火前后的微结构变化。研究结果表明:对于制备态和退火态的Ta/Mg O/Ni Fe/Mg O/Ta纳米磁性多层膜结构,当t_(NiFe)40 nm时,霍尔输出电压骤减,随着t_(NiFe)的继续增加,霍尔电压基本保持不变。然而,所有的制备态同一厚度的样品经过退火处理之后,霍尔电压都有一定程度的提高,当t_(NiFe)=5 nm时,平面霍尔输出电压增加最大。随着Ni Fe厚度的继续增加,退火处理所导致的输出电压的提高幅度逐渐减小,当t_(NiFe)=100 nm时,霍尔电压退火之后几乎保持不变。不同Ni Fe厚度的样品,霍尔电压经退火处理后之所以提高幅度不同,主要与两个因素有关,一是Mg O/Ni Fe异质界面会增强电子自旋相关散射提高PHE输出电压,二是Ni Fe层因分流也会导致PHE输出电压下降。