Ti600合金是中國西北有色院研發的一種近α型高溫鈦合金,其成型工藝大都采用鑄造+鍛造,但該工藝成本高,容易產生宏觀偏析和微觀偏析,對合金的力學性能不利,粉末冶金(PM)具有成份、組織均勻性,材料利用率高,成本低的優點。本文通過粉末冶金的方法(PM+熱擠壓+真空退火)制備Ti600合金。研究燒結溫度、熱擠壓溫度和退火溫度對Ti600合金組織和性能影響,以期為Ti600制備成型工藝提供參考。研究發現粉末冶金樣品元素分布均勻,但內部孔隙較多,力學性能較差。熱擠壓可以消除孔隙提高力學性能,對比發現擠壓溫度的升高可以獲得更高屈服強度,并提高了合金的相變點。通過改變退火溫度獲得了不同鈦合金的典型組織,擴大了其應用的范圍。主要結論如下:隨燒結溫度的升高使得合金組織中α片層排列開始規則化,同時提升了合金的致密度,提高了合金的力學性能。在600℃保溫1h然后升溫到1300℃保溫3h后,獲得了魏氏組織,孔隙減少并球化,致密度達到92.8%。將PM Ti600合金通過950℃熱擠壓后消除了內部孔隙,細化了晶粒,擠壓后組織為扭曲的α片層,并存在平行于ED方向的(0002)纖維織構,稀土相Y_2O_3尺寸為150nm,硅相(TiZr)_6Si_3尺寸為200nm。在β相變點以下退火處理后,隨溫度的升高,合金組織由類似細胞壁結構逐漸變成等軸組織,在β相變點以上1050℃退火處理后,合金組織為雙態組織,繼續提高退火溫度到1100℃時,合金形成了魏氏組織。當提高擠壓溫度到1040℃時,組織結構為片層β_T和塊狀α,并存在平行于ED方向的(0001)形變織構,其強度為46.8,稀土相Y_2O_3尺寸為1.5μm,硅相(TiZr)_6Si_3尺寸為80nm。觀察發現擠壓后β_T轉變組織的形成包括兩部分:擠壓過程中變形β晶粒→β/α→β_T,晶界處分布有大量位錯;擠壓后變形β晶粒→DRXβ→β/α→β_T',晶界分布大量的硅化物(TiZr_6)Si_3。而β_T'不利于退火再結晶,退火溫度在850-1050℃時,合金為片層β_T和等軸α組成的混合組織,繼續提高退火溫度到1100℃時,合金形成了魏氏組織。燒結Ti600合金具有較差的力學性能,經過950℃熱擠壓后性能得到提高,其屈服強度為1450MPa,在β相變點以下退火處理后,屈服強度、顯微硬度逐漸降低而應變提高,在α+β兩相區獲得了最大的斷裂應變38%,在β相變點以上退火處理后,合金的屈服強度、顯微硬度提高,但應變降低。當提高擠壓溫度到1040℃后,其性能得到提升,獲得了最大的屈服強度1480MPa。在β相變點以下退火處理后,屈服強度、顯微硬度逐漸降低而應變提高,在α+β兩相區獲得斷裂應變為32.0%。在β相變點以上1050℃退火處理后,合金的屈服強度、顯微硬度、應變降低,提高退火溫度到1100℃時,顯微硬度、斷裂應變有所提高,但屈服強度降低。
【學位單位】：沈陽工業大學
【學位級別】：碩士
【學位年份】：2019
【中圖分類】：TF125.22
【部分圖文】：

高溫鈦合金的顯微組織主要分為四類：魏氏組織，網籃組織，等軸組織，雙態組織[33]。其主要由α和β兩相的尺寸及其排列方式來區別，如圖1.2所示為各種高溫鈦合金組織的金相照片，表1.1所示為相應組織所具備的力學性能。（1）魏氏組織：開始和結束時的熱加工溫度都在 β 相區，變形量不是很大（一般小于 50%）時會形成魏氏組織。魏氏組織比較容易識別，魏氏組織具有清晰完整的原始 β 晶粒，通常在原始 β 晶界處形成晶界 α 相，冷卻過程中，初始 β 晶粒向內生長，經過 β/α 相變點后，發生相轉變，形成 α 相。在近 α 型鈦合金中

9施加壓力增加了致密化所需的驅動力，從而與無壓燒結相比降低了加工溫度。其HP過程示意圖如圖1.3b所示，將待致密化的粉末填充在合適的模具中（通常是石墨或能夠承受高溫和高壓而不與粉末反應的材料），并且使用沖頭對粉末施加壓力（高達50MPa），加熱線圈用于加熱模具，在高壓和高溫的同時施加的情況下，通過顆粒重排和顆粒接觸處的塑性流動進行燒結，最終消除孔隙，實現致密化[44,45]。a HIP b HP圖 1.3 成型過程示意圖[45]Fig. 1.3 Schematic of molding process目前預合金粉末制備工藝主要包括三個：等離子旋轉電極法(PREP)、等離子霧化法(PA)、惰性氣體霧化法(GA)[46]。通過PREP工藝獲得的預合金粉末具有較高的球形度，較好流動性，對于裝填金屬包套較為容易，因此，PREP粉末多用于HIP工藝致密化后得到樣品坯料

圖 1.4 CHIP 過程示意圖[45]Fig. 1.4 Schematic of CHIP process件用熱擠/熱鍛/熱軋進行精密成型，可以實現更高的性殘余孔隙，破碎粗大的組織結構，同時使夾雜物分散到
【相似文獻】

相關期刊論文 前10條

1 田長文;馬家驥;;日本耐磨黃銅的新發展[J];鑄造技術;1987年05期

2 楊延生;;分級時效對Al-Zn-Mg系合金組織和性能的影響[J];上海金屬;1987年01期

3 劉啟陽,李慶春,張吉人;Al-Si合金變質機理及共晶硅形態控制的研究與發展[J];鑄造;1988年06期

4 龔著實,張朝凌;富鑭混合稀土對ZL102合金的變質作用[J];江西冶金;1988年04期

5 許鋒,董振杰,金言宣,謝嬍,韓永平;稀土對ZL102合金組織的影響[J];兵器材料科學與工程;1988年08期

6 趙洪恩,張勻;新型抗磨鰭片材料—鐵鉻硅合金[J];機械工程材料;1988年01期

7 劉公安;;含鎂GH36合金的性能和組織[J];大型鑄鍛件;1988年04期

8 吳濤;丁成林;;提高17—4PH合金550℃時效強度的研究[J];上海金屬(鋼鐵分冊);1988年05期

9 張明;郁泉琴;陳安亭;徐永炎;周學瑞;;鐵鎳基K-32鑄造高溫合金[J];上海金屬(鋼鐵分冊);1988年02期

10 陳國勝;李玉清;周樂澄;;鎂對GH2132合金組織和性能的影響[J];特殊鋼;1988年02期

相關博士學位論文 前10條

1 于鵬飛;極端條件下高熵合金組織結構及性能研究[D];燕山大學;2016年

2 趙洪澤;TAN-2合金的組織與性能優化和環境適應性研究[D];中國科學技術大學;2018年

3 趙玉珍;高阻尼Zn-27Al合金阻尼特性及機理研究[D];西南交通大學;2004年

4 劉生發;Mg-9Al基合金組織細化技術及性能研究[D];武漢理工大學;2004年

5 曾渝;超高強Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金組織與性能研究[D];中南大學;2004年

6 劉嘉斌;雙相纖維復合Cu-6%Ag合金組織演化及強化機制[D];浙江大學;2009年

7 趙倩;Al-Mg-Si-Zr-XEr合金組織性能及時效析出強化的研究[D];沈陽工業大學;2016年

8 郭娜娜;Mo-Nb-Hf-Zr-Ti難熔高熵合金組織與力學性能[D];哈爾濱工業大學;2016年

9 李吉寶;變形Mg-4Zn-xY合金組織性能研究及應用探索[D];沈陽工業大學;2016年

10 張建波;Al-4.8Cu-0.5Mg-0.3Ag-0.15Zr合金組織性能及沉淀析出行為研究[D];北京有色金屬研究總院;2011年

相關碩士學位論文 前10條

1 喬靖雯;表面塑性變形強化Cu-1.2Cr-0.6Zr合金的微觀組織及導電性[D];天津理工大學;2019年

2 侯寶強;亞微米WCu合金的制備及組織性能研究[D];西安理工大學;2014年

3 丁超;粉末冶金Ti600合金組織和性能的研究[D];沈陽工業大學;2019年

4 孫艷容;不同熱處理制度對Inconel 718合金組織和性能的影響[D];西南石油大學;2018年

5 簡天真;熱處理及強磁場對FeCoNiAl_xCr系高熵合金組織及性能的影響[D];東北大學;2014年

6 黃森森;Fe元素對TA15鈦合金力學行為的影響[D];東北大學;2015年

7 林兆偉;A390合金薄壁管高速半連續鑄造研究[D];東北大學;2015年

8 賀騰博;Al-7.5Zn-2Mg-2Cu-0.2Sc-0.1Er合金低溫疲勞變形與斷裂行為[D];沈陽工業大學;2018年

9 李佳源;Al-Zn-Mg-Cu合金淬火敏感性研究[D];湖南大學;2018年

10 黃昌雄;不同添加元素對鎂合金快凝過程微觀結構和性能影響的模擬研究[D];湖南大學;2018年

本文編號：2883536