Ti-22Al-25Nb合金板材气压胀形实验及数值模拟

通过气压胀形实验和数值模拟研究了Ti-22Al-25Nb合金板材在高温下的热成形行为,并分析了在930和970℃下的胀形球壳形状和壁厚分布,讨论了胀形部分的微观结构和力学性能。结果表明,在胀形初期,胀形球壳接近球面,随胀形高度的增加逐渐椭球化。在930和970℃下,最终胀形高度分别达到46.25和49.85 mm,壳顶的曲率半径分别达到49.33和49.19 mm。胀形部分壁厚不均匀,从底部至顶部逐渐减小。变形温度对球壳形状影响较大,在930℃时胀形局部形状更加不均。在相同的胀形高度下,930℃下的胀形球壳曲率半径较小且壁厚减薄率较高。此外,在930℃胀形过程中,O相析出并球化,导致O型、V型空洞的产生且硬度下降。而在970℃胀形后,微观组织分布均匀,O相在冷却过程中以层片形式析出,强化了胀形件。     

Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的热变形行为及本构方程的建立

通过热模拟压缩试验研究了Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金在变形温度950~1100 ℃,变形速率0.001~1 s^-1,最大变形程度50%条件下的热变形行为。结果表明：Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的流变应力对热变形工艺参数（变形温度和变形速率）的敏感性较高,其真应力-真应变曲线具有峰值应力、应变软化和稳态流动特征。采用Arrhenius双曲正弦函数和多元回归处理法确定了合金在试验条件下的应力指数n、变形激活能Q等材料参数,建立了Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金高温变形本构关系模型。     

MoNb合金高温变形行为及BP神经网络本构模型研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机对锻态MoNb合金进行了等温恒应变速率压缩实验,研究了其在变形温度为900～1200℃、应变速率为0.01～10 s-1时的高温变形行为.结合实验数据和BP算法原理,建立了一个网络结构为3×3×5×1的BP神经网络本构模型.结果表明,MoNb合金的流动应力对变形温度和应变速率均较...     

Ti2AlNb合金高温拉伸性能研究及本构方程的建立

通过高温拉伸试验研究了Ti2AlNb合金在温度为900~1000℃、应变速率为0.0001~0.01 s~(-1)下变形温度及应变速率对材料伸长率和抗拉强度的影响,并基于试验结果研究了材料应变速率敏感性指数随温度及应变速率的变化趋势。结果表明:Ti2AlNb合金应变速率敏感性指数随温度及应变速率的变化呈先升高后下降的趋势,在温度为975℃、应变速率为0.0005 s~(-1)条件下达到峰值,随后快速下降。通过扩展Rossard提出的粘塑性关系式,修正了基于Backoften方程所建立的应力-应变本构关系式,建立了材料在不同温度下的热变形本构方程。试验结果与模型计算结果基本吻合,可用于表征Ti2AlNb合金在高温下的热变形行为。     

粉末冶金TiAl基合金高温变形行为及其本构模型

采用Gleeble-3800热模拟机研究粉末冶金Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B(摩尔分数,%)合金在变形温度为1 100～1 250 ℃、应变速率为10-3～100 s-1和变形率为50%条件下的高温变形行为.结果表明:Ti-47Al-2Cr-2Nb- 0.2W-0.15B合金在高温变形初始阶段,流动应力随应变的增加迅速增加;当应变超过一定值后,流变应力开始下降并逐渐趋于稳定,出现稳态流动特征;随着形变温度的升高和应变速率的增加,合金高温变形时的峰值应力和稳态应力显著降低.利用热模拟压缩实验数据,基于Arrhenius 方程和Zener-Hollomon参数,运用多元回归分析方法建立Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金在高温变形过程中的流变应力本构模型.应用DEFORMTM 3D软件验证该流变应力本构模型的有效性,结果表明所得高温流变应力本构模型能够较好地预测Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W- 0.15B合金的高温变形行为.     

Ti-22Al-25Nb合金板材的钎焊工艺

采用试验手段研究了Ti-22Al-25Nb合金板材的钎焊工艺. 结果表明,当钎焊温度为960 ℃时,Ti₂AlNb合金板材组织中短棒状O相组织发生少量溶解、块状O相组织的晶粒尺寸普遍增大,基体晶粒略粗化,但未出现相转变;随保温时间由15,30和60 min逐渐延长, Ti₂AlNb合金板材室温强度由1 257 MPa减少到1 000~1 100 MPa,但塑性不断提高,室温断后伸长率平均值由2.9%依次提高至3.4%,5.8%及5.0%. 确定出Ti₂AlNb合金板材的钎焊工艺参数为960 ℃/30 min/炉冷,此时相应接头抗剪强度较高,可达152 MPa.     

Ti-25Nb合金的热变形行为及本构关系模型

通过Gleeble-3500热模拟设备对Ti-25Nb合金进行压缩实验,探究当应变速率为0.001 ～ 10 s-1和变形温度为743～893 K时其热变形行为,构建了应变补偿型的Arrhenius本构模型,计算出不同应变下的热变形激活能并建立了相对应的激活能图.结果 表明:变形温度的降低和应变速率的增加导致Ti-25...     

GH3128合金热变形行为与唯象本构模型

利用室温与高温拉伸实验,探究了GH3128合金在不同温度下的变形行为与微观组织演变规律,发现在温度为1050℃、应变速率为1 s^-1的条件下材料仍具有较好的硬化能力,且变形均匀。构建了GH3128合金室温和高温两套唯象本构模型：室温模型包括Ludwik模型、Ludwik简单修正模型和Ramberg-Osgood模型,高温模型包括Fields-Backofen（FB）模型和Johnson-Cook（JC）模型,利用构建的模型预测了不同温度与应变速率下GH3128合金的流变行为。结果表明：室温模型方面,Ludwik简单修正模型的预测精度最高,平均误差绝对值AARE为3.64%;高温模型方面,FB模型和JC模型由于唯象本构模型无法描述GH3128合金复杂的微观组织演变,预测精度有限。GH3128合金的热变形行为与唯象本构模型的研究为后续热成形工艺参数选择与有限元仿真提供了有效的指导。     

TA18钛合金的高温变形行为及本构模型

采用Gleeble-3500热模拟试验机对TA18钛合金进行热压缩试验,研究其在变形温度1073~1323 K,应变速率 0.001~10 s^-1条件下的高温变形行为,根据获得的真应力-真应变曲线,建立了TA18钛合金的修正非线性回归本构模型。结果表明：TA18钛合金流动应力对应变速率和变形温度敏感;应力-应变曲线在双相区呈现连续动态软化特征,软化机制以动态再结晶为主,在单相区呈现稳态流动的特征,软化机制以动态回复为主;TA18钛合金在双相区和单相区的热变形激活能分别为643.2和148.1 kJ/mol。所建立的修正非线性回归本构模型相关系数R和平均绝对相对误差AARE分别为0.986和7.66%,表明所构建的模型能较为精确地预测出TA18钛合金流动应力的变化。此外,随着应变速率的增加,TA18钛合金动态再结晶程度先减小后增大,动态再结晶晶粒尺寸逐渐减小;随着温度的升高,合金发生同素异构转变,合金组织由等轴组织转变为网篮组织。     

Ti2AlNb金属间化合物惯性摩擦焊接头组织及性能分析

采用惯性摩擦焊接工艺对Ti₂AlNb金属间化合物进行了焊接试验研究,利用SEM观察了焊态及焊后热处理接头各区域显微组织,并分析了接头显微硬度变化趋势. 结果表明,Ti₂AlNb金属间化合物试验母材为α₂+B2+O三相组织,α₂相呈断续网状和块状分布于原B2相晶界,O相呈片状分布在B2相基体上;摩擦焊接头分区明显,WZ为单一B2相等轴晶粒,晶粒均匀细小,热力影响区(TMAZ)近焊缝区为B2+α₂相组织,α₂相沿摩擦方向呈定向分布,远焊缝区与热力影响区(HAZ)相近为B2+O+α₂三相组织;焊后热处理接头WZ为板条状B2+O双相组织,并伴有疑似孪晶出现,TMAZ为B2+O+α₂三相组织,近焊缝区原黑色条纹区B2相转变成了块状O相,其余B2相转变成B2+O相板条束,HAZ组织与母材相近,但具有厚度更细小的O+B2相板条;焊态及焊后热处理接头焊缝区显微硬度最高,随着向母材区过度,显微硬度逐渐降低.     

Ti2AlNb合金薄壁壳体多道次强旋成形有限元模拟

针对Ti₂AlNb合金旋压加工的实际工况与特点,基于有限元软件的动态、显式模块建立了Ti₂AlNb合金薄壁壳体强旋成形的三维弹塑性模型,并解决了多道次旋压模拟过程中涉及到的应力集中过大,变形不均性等问题。基于该数值模型,对旋压工艺进行了优化,并分析了不同道次下旋压件变形区的应力应变状态。模拟结果表明：道次的增多会导致应力集中现象发生,同时应变增大,造成旋压件变形不均匀、贴膜性不好,采用道次间退火工艺可减小应力集中与变形不均匀性。通过与旋压试验过程中出现的开裂、起皱等缺陷进行对比,验证了多道次强旋成形有限元模型的准确性。     

Ti-22Al-25Nb合金热机械处理组织与性能研究

研究了Ti-22Al-25Nb合金的显微组织和力学性能,重点介绍了等温锻造温度、固溶时效处理对合金力学性能的影响规律。结果表明:随着等温锻造温度的升高,合金的强度和塑性先增加后降低。在O+B2两相区固溶时,随着固溶温度的升高,具有较高塑性的B2相体积分数的增加和等轴颗粒的减少是合金具有较高塑性的主要原因;而在α_2+B2+O3相区固溶时,片层厚度的减小有利于合金强度的提高,但过大的B2相晶粒尺寸和较细的片层厚度则对合金的塑性不利。相的含量、形态、尺寸对合金力学性能的影响较大,尽可能在B2相变点附近进行等温锻造,以控制等轴颗粒数量和B2相晶粒尺寸,在低温时效以获得较细的片层组织从而提高合金的强度和塑性。     

保温时间对瞬时液相扩散连接的Ti3Al /Ti2AlNb接头微观结构及力学性能的影响

采用Ni-Ti复合箔片作为中间层,在990 ℃、低连接压力（0.1 MPa）下,通过瞬时液相（TLP）扩散连接制备了Ti₃Al/Ti₂AlNb异种合金接头。分析了保温时间（10~90 min）对Ti₃Al/Ti₂AlNb接头微观结构及力学性能的影响,并研究了TLP扩散连接接头的界面演变和形成机制。结果表明,Ti₃Al/Ti₂AlNb接头具有典型的“Ti₃Al | Al_0.5Nb_0.5Ti₃ | 残余 Ni | NiTi | NiTi₂ | 残余 Ti | Al_0.5Nb_0.5Ti₃ | Ti₂AlNb”多层梯度结构。随着保温时间的延长,接头的抗剪切强度先增大后减小,当保温时间达到60 min时,Ti₃Al/Ti₂AlNb接头的抗剪切强度最大,达到167±12 MPa。另外,接头的断裂主要发生在Ti₂AlNb/Ti附近的NiTi₂层,并向Ti层延伸,呈现出脆性断裂的特征。     

NaCl盐对Ti2AlNb合金表面渗镀Al层热腐蚀行为影响

为提高Ti_2AlNb合金的实际使用温度,采用加弧辉光等离子渗镀技术在合金表面制备渗镀Al层,研究渗镀Al层在750℃下涂盐Na_2SO_4和Na_2SO_4+25%NaCl的热腐蚀行为。同时利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)对腐蚀产物的形貌进行观察,并结合X射线衍射对相组成进行分析。结果表明:渗镀Al层组织均匀致密,与基体结合良好。涂层可分为明显的3个区域:最外层Al_2O_3薄膜、次表层纯Al沉积层和内层Al-Ti-Nb扩散层。扩散层主要包括Al_3Ti﹑Al_3Nb和AlNb_2等相。渗镀Al层试样在750℃的Na_2SO_4盐热腐蚀100 h后,仅增重约2 mg/cm~2,表现出良好的抗热腐蚀性能;而在Na_2SO_4+25%NaCl混合盐中,试样则先增重后逐渐减重,整个涂层出现明显开裂和剥落,其原因是Cl–的渗入使表面形成的Al_2O_3膜被破坏,进而加速消耗涂层中的Al。     

工艺参数对粗晶Ti2AlNb合金超塑性行为的影响

研究了粗晶状态(200～800μm)的Ti-22Al-25Nb合金在1213～1263 K温度范围内和3.3×10-4～3.3×10-2s-1初始应变速率范围内的超塑性性能与变形工艺参数之间的关系,探讨了温度和应变速率变化对合金延伸率的影响规律,并根据合金在变形过程中的流变应力变化对合金的本构方程进行了求解。结果表明,在上述条件下粗晶状态的合金也表现出一定的超塑性,较佳变形温度为T=1238 K,较佳初始应变速率为3.3×10-4s-1,延伸率达到370%,合金的延伸率随应变速率的降低而增大。通过对合金变形过程相关数据进行计算,合金的热变形激活能为759.918 kJ/mol,合金的变形机制主要表现为动态再结晶和新相长大。     

Preparation of TiAl3-Al composite coating by cold spraying

TiAl₃-Al coating was deposited on orthorhombic Ti₂AlNb alloy substrate by cold spraying with the mixture of pure Al and Ti as the feedstock powder at a fixed molar ratio of 3:1 when the spraying distance, gas temperature and gas pressure for the process were 10 mm, 250 °C and 1.8 MPa, respectively. The as-sprayed coating was then subjected to heat treatment at 630 °C in argon atmosphere for 5 h at a heating rate of 3 °C/min and an argon gas flow rate of 40 mL/min. The obtained TiAl₃-Al composite coating is about 212 μm with a density of 3.16 g/cm³ and a porosity of 14.69% in general. The microhardness and bonding strength for the composite coating are HV525 and 27.12 MPa.     

Ti3AlC2材料的反应合成及其烧结行为

以Ti,Al和TiC为原材料,用无压煅烧合成法制备三元化合物Ti3AlC2。详细讨论了煅烧温度和铝含量对多晶Ti3AlC2纯度的影响。利用X射线衍射仪、场发射扫描电镜和场发射透射电镜研究了粉末材料的组织结构、晶粒大小、层板厚度和选区电子衍射花样。结果表明1300℃是合成Ti3AlC2粉末的最佳煅烧温度,1:1.2:2是Ti/Al/TiC原材料的最佳摩尔比。用热压法制备了不同烧结温度下的Ti3AlC2块体试样,在1300℃热压制备的Ti3AlC2块体的相对密度可达99.9%,其维氏硬度和三点抗弯强度分别为5.7 GPa和630 MPa。通过场发射扫面电镜观察材料的断口形貌,进一步分析了Ti3AlC2块体材料的强化机理。     

微束等离子弧熔化沉积TiAl/Ti2AlNb梯度材料的组织与相变

采用微束弧热态焊技术熔化沉积Ti₂AlNb合金丝材,在TiAl基合金环状试样上制备出Ti₂AlNb基合金梯度材料。利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)方法及显微硬度测试,对沉积态TiAl/Ti₂AlNb梯度材料的显微组织、相组成和显微硬度进行了分析。结果表明：微束弧热态焊技术熔化沉积的Ti₂AlNb基合金组织由β相、O相和α₂相组成,并且随着距离母材距离的增加,梯度材料呈现出γ+α₂/γ→β(固溶体)+O→β₂+O+α₂(魏氏组织)→β(固溶体)+O的相变趋势。梯度材料的硬度呈现出波浪式的分布。另外结合各元素对组织稳定性的影响,以及微束等离子技术所具有的特殊热循环和热积累效应,对梯度材料在微束等离子沉积过程中的相变规律进行了解释。