对比分析一次电子束冷床炉熔炼(EBCHM)加一次真空自耗电弧炉熔炼(VAR)和三次真空自耗电弧炉熔炼生产的φ820 mm TC17钛合金铸锭的化学成分均匀性,以及由这两种铸锭经相同工艺锻造得到的棒材的组织均匀性。结果表明,通过原材料控制和工...对比分析一次电子束冷床炉熔炼(EBCHM)加一次真空自耗电弧炉熔炼(VAR)和三次真空自耗电弧炉熔炼生产的φ820 mm TC17钛合金铸锭的化学成分均匀性,以及由这两种铸锭经相同工艺锻造得到的棒材的组织均匀性。结果表明,通过原材料控制和工艺参数设计,两种熔炼方式均可生产出化学成分均匀、杂质含量可控的大规格TC17钛合金铸锭,且EBCHM+VAR工艺在残钛回收方面具有优势;两种工艺得到的铸锭,经相同的锻造工艺可获得组织均匀的棒材,为航空转动件提供材料支撑。展开更多
为获得强度-塑性-韧性最佳匹配的深海耐压壳用Ti542222高强高韧钛合金,研究了固溶温度、时效温度对Ti542222厚板显微组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明:经750~800℃固溶处理后,合金由初生α_(p)相和亚稳β相组成,且均随温度升...为获得强度-塑性-韧性最佳匹配的深海耐压壳用Ti542222高强高韧钛合金,研究了固溶温度、时效温度对Ti542222厚板显微组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明:经750~800℃固溶处理后,合金由初生α_(p)相和亚稳β相组成,且均随温度升高而长大,β基体上次生α_(s)相发生了由α_(s)→β的转变,强度降低,韧性提高;当在800~860℃固溶处理时,初生α_(p)相减少,在β相基体上析出斜方马氏体α″相,且随温度升高,初生α_(p)相和β相逐渐粗化,α″相大量增加,强度稳步提升,塑、韧性降低;在860℃/1.5 h空冷(AC)+(550~760)℃/4 h AC固溶时效中,当时效温度为550℃时,显微组织与860℃/1.5 h AC退火后基本一致,亚稳β相分解形成的次生α_(s)相比较细小、均匀,强度仍保持高值,但韧性不能满足深海耐压壳材料需求,当时效温度为630~760℃时,显微组织为初生α_(p)相、β相、α_(s)相,且随着时效温度升高,初生α相逐渐集聚长大,β相和α_(s)相片层厚度粗化,强化效果下降,韧性显著提高,仅当时效温度为700℃时,抗拉强度为1134 MPa,屈服强度为1057 MPa,伸长率为17.5%,冲击功为48 J,可较好地满足深海耐压壳用材料指标要求。因此,确定深海耐压壳用Ti542222钛合金最佳强度-塑性-韧性匹配的热处理制度为(860℃/1.5 h AC)+(700℃/4 h AC)。展开更多
文摘对比分析一次电子束冷床炉熔炼(EBCHM)加一次真空自耗电弧炉熔炼(VAR)和三次真空自耗电弧炉熔炼生产的φ820 mm TC17钛合金铸锭的化学成分均匀性,以及由这两种铸锭经相同工艺锻造得到的棒材的组织均匀性。结果表明,通过原材料控制和工艺参数设计,两种熔炼方式均可生产出化学成分均匀、杂质含量可控的大规格TC17钛合金铸锭,且EBCHM+VAR工艺在残钛回收方面具有优势;两种工艺得到的铸锭,经相同的锻造工艺可获得组织均匀的棒材,为航空转动件提供材料支撑。
文摘为获得强度-塑性-韧性最佳匹配的深海耐压壳用Ti542222高强高韧钛合金,研究了固溶温度、时效温度对Ti542222厚板显微组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明:经750~800℃固溶处理后,合金由初生α_(p)相和亚稳β相组成,且均随温度升高而长大,β基体上次生α_(s)相发生了由α_(s)→β的转变,强度降低,韧性提高;当在800~860℃固溶处理时,初生α_(p)相减少,在β相基体上析出斜方马氏体α″相,且随温度升高,初生α_(p)相和β相逐渐粗化,α″相大量增加,强度稳步提升,塑、韧性降低;在860℃/1.5 h空冷(AC)+(550~760)℃/4 h AC固溶时效中,当时效温度为550℃时,显微组织与860℃/1.5 h AC退火后基本一致,亚稳β相分解形成的次生α_(s)相比较细小、均匀,强度仍保持高值,但韧性不能满足深海耐压壳材料需求,当时效温度为630~760℃时,显微组织为初生α_(p)相、β相、α_(s)相,且随着时效温度升高,初生α相逐渐集聚长大,β相和α_(s)相片层厚度粗化,强化效果下降,韧性显著提高,仅当时效温度为700℃时,抗拉强度为1134 MPa,屈服强度为1057 MPa,伸长率为17.5%,冲击功为48 J,可较好地满足深海耐压壳用材料指标要求。因此,确定深海耐压壳用Ti542222钛合金最佳强度-塑性-韧性匹配的热处理制度为(860℃/1.5 h AC)+(700℃/4 h AC)。
