钛合金研究进展及应用

钛合金研究进展及应用（精选11篇）

钛合金研究进展及应用 第1篇

1 钛合金的研究进展

作为钛合金研究的领头人, 美国于1954年研制出第一个钛合金Ti-6Al-4V, 经检测它的各项性能都比较优越, 被视为钛合金中的王牌合金。随后, 美国又率先在高强钛合金、钛铝金属化合物、铝基复合材料方面投入研究并取得大量突破, 将成果投入生产使用[2]。各国为了使钛合金进入具有更大市场潜力的民用工业领域, 都在努力研究开发低成本和高性能的新型钛合金, 国内外钛合金材料的研究重点主要为下述几种。

1.1 高温钛合金

除了钛合金的基本特性外, 更高熔点的钛合金也被人们研究使用。世界上最早研制出的高温钛合金是Ti-6Al-4V, 使用温度可达到300-350℃。之后又研制出IMI550、BT3-1等合金使用温度可达400℃的, 450~500℃使用温度的IMI679、IMI685、Ti-6246、Ti-6242等合金也被研制出[3]。最先应用在航空军事领域的高温钛合金主要是以下几种:Ti-1100合金 (美国) ;IMI829合金 (英国) IMI834合金 (英国) ;BT18Y、BT36合金 (俄罗斯) 等。

1.2 钛铝合金

通过实验比较发现, 钛铝合金Ti3Al和Ti Al要比一般合金性能更好, 这两种合金耐高温性能好, 抗腐蚀能力强、不易变形和密度小, 这些优势在未来航空发动机及飞机结构件中是最具竞争力的[4]。已有两个Ti3Al为基的钛合金Ti-21Nb-14Al和Ti-24Al-14Nb-v-0.5Mo在美国开始批量生产。

1.3 阻燃钛合金

阻燃钛合金是指在一定温度、压力和气流速度下能阻抗自燃烧的钛合金。我们知道物体在高速运动下会和空气摩擦产生巨大热量, 所以一些航空零件需要使用耐热阻燃材料。目前最常见的为Ti-V-Cr和Ti-Cu两种体系的阻燃钛合金, 各国在Ti-Cu系方面的研究已经比较成熟, 现在研究重点已经转向TiV-Cr系阻燃钛合金, Ti-V-Cr系阻燃钛合金可以降低V含量和成本, 大量投入使用在航空领域中。

2 钛合金的应用

世界各国都在改进钛合金工艺, 因为提升合金性能可以更好的将其投入到各个领域。随着科技的发展, 钛合金的生产成本会越来越低, 在民用领域的应用也会越来越广泛, 如汽车制造、房屋建造等。

2.1 钛合金在军事领域的应用

随着航空航天技术的发展, 对具有性能优良的材料需求越来越大, 钛合金的应用水平体现了一个国家武器装备的发展程度, 也是其军事能力的重要指标。美国为了展现他的领头地位, 不断改进飞机制造技术, 钛合金的使用量能占飞机结构重量的20%~30%。除了航天方面, 由于钛合金的耐腐蚀性能的优点, 可以在水下保持五年不发生腐蚀, 很多船舶制造也大量使用了钛合金。

2.2 钛合金在生物医学上的应用

钛合金具有无毒、质轻、强度高和很好的生物相容性, 可用作植入人体的植入物, 如常见的人造骨骼, 不会发生免疫排斥反应。第一类用作生物材料的钛合金Ti6A14V经长期使用证实是比较理想的, 我国成功仿制了Ti6Al7Nb和Ti5Al2.5Fe两种合金并做了相关的生物学性能、植入试验和临床实验检测, 结果比较理想, 也顺利投入了使用。

2.3 钛合金在民用领域的应用

钛合金在民用领域的应用主要是在汽车制造方面, 它不但可以减轻发动机重量, 而且可以降噪、减摩、省油, 提高发动机效率, 因此减轻汽车重量是未来钛合金应用的主要方向。除了在汽车制造方面的使用, 钛合金在日常生活中的应用也越来越广泛。从鱼竿、手表、到眼镜、相机, 此外很多体育用品也在大量使用钛合金, 由于钛合金的强度高、质量轻, 使用钛合金后球拍性能大幅度提高, 未来钛合金在民用领域的应用会越来越广泛。

综上所述, 钛合金因优异的性能在工业领域得到了广泛地应用。相比美日俄等发达国家在钛工业的研究成果, 我国在钛合金领域还有很长的路要走, 我们在钛合金理论基础和制造设备方面还比较落后, 为使钛合金得到充分应用和发展, 我国未来应从降低成本、提升工艺等方面, 使钛合金的应用更多的从军用转到民用上来。

参考文献

[1]邹建新.国内外钛及钛合金材料技术现状、展望与建议[J].宇航材料工艺, 2004, (1) :23.

[2]许国栋, 王凤娥.高温钛合金的发展和应用[J].稀有金属, 2008, 32 (6) :774.

[3]王桂生, 田荣璋.钛的应用技术[M].长沙:中南大学出版社, 2007.354.

[4]苏鸿英.近期全球钛工业发展综述[J].世界有色金属, 2005, (9) :61.

钛合金螺钉加工制造研究 第2篇

钛合金螺钉加工制造研究

从钛合金螺钉加工中几个卡脖子的氢脆问题、润滑问题、裂纹问题和热处理问题出发,研究钛合金螺钉的.主要加工问题的解决办法,并对其原理和方法作了介绍.

作 者：李锡刚 Li Xi-gang 作者单位：山东航天电子技术研究所,山东烟台,264000刊 名：航天标准化英文刊名：AEROSPACE STANDARDIZITION年，卷(期)：“”(4)分类号：V4 T-652关键词：钛合金螺钉 氢脆 润滑 裂纹 紧固件

钛合金研究进展及应用 第3篇

我院从2002年6月～2003年8月对28例BPH患者采用镍钛记忆合金网状支架置人治疗，年龄62～87岁，平均77岁。均有尿潴留病史，伴有严重高血压，心脏病者20例，5例充溢性尿失禁，肺气肿4例，脑梗死或脑出血4例，糖尿病6例，肾功能不全2例，老年性痴呆1例。

治疗方法：网状支架采用国产支架20例，采用硬脊膜外腔麻醉，2例患者骶麻，6例患者表面麻醉。患者取截石位，先以1717膀胱检查膀胱及后尿道情况并以输尿管导管测量尿道前列腺部，据测得的数据选择不同长度的支架，把带有支架的一次性量入器配以0°镜重新插入尿道内在膀胱尿道内处将支架推入尿道前列腺部，支架安置完毕后，注入40～50℃灌洗液让支架膨胀固定于前列腺部，10例配合膀胱造瘘，3—7天后拔除，术后常规应用抗生素预防感染。

结果

网状支架置入术后，23例立即排尿，3例在1个月内恢复自主排尿，2例不能自主排尿。支架置入前及置入后6、12及24个月IPSS、剩余尿量及最大尿流率情况见表1。三项指标术前与术后比较，差异有显著意义(P<0.05)。支架放置后主要不良反应为会阴部疼痛、尿频、尿急和血尿。

讨论

前列腺支架技术经Fabian在1980年首次报道后，不断有改进的前列腺支架在临床上应用，镍钛记忆合金网状支架克服了其他支架容易脱出，产生结石，不易操作，长期留置发生结痂等缺点，同时它又具有网状支架治疗BPH手术时间短，出血少，恢复快，可在局麻下放置，可重复应用特点，可以以在腰麻、硬脊膜外腔麻醉，甚至表面麻醉下进行，操作相对简单，对患者的身体条件要求比较低，治疗成功的关键因素之一是准确测量尿道前列腺长度。

前列腺增生随着年龄的增长而发病率明显提高，同时伴随严重心、脑、肺等脏器疾病的机会也将增加，手术切除的机率随之减少。镍钛合金网状支架尿道置入是一种创伤小，恢复快的治疗方法。本组25例，恢复排尿23例，有效率为82.2％。最大尿流率明显提高，剩余尿量显著减少，在6—12个月期间疗效最佳，与Gesenbery等的报告相一致。

在我们的治疗随访中发现，支架放置半年以上的患者发生血尿机会比较多，可能是前列腺持续生长支架边缘的压迫作用导致出血，由于前列腺随着年龄增加而增大，记忆合金网状支架可在一定时期内发挥作用，而前列腺随着组织增大可超出支架所支撑的范围，从而再度出现尿路梗阻症状。本组支架置入12个月与24个月比较，最大尿流率与剩余尿量虽无明显变化但IPSS积分显著降低，说明支架置入与一定时间内发挥作用，继续应用抗前列腺增生药物可抑制前列腺的进一步增生，延长支架的有效作用时间，增强其疗效。

微侵袭治疗外伤性颅内血肿28例分析

曾强李俊科

我院2003年1月～2006年12月，对28例外伤性脑内血肿采用锥颅引流和注入尿激酶等微创治疗，效果满意，现报告如下。

资料与方法

一般资料：本组共28例，男20例，女8例；年龄6—74岁，平均40岁；车祸伤10例，坠落伤4例，打击伤8例。

影像学资料：均于入院后行头颅CT扫描，结果硬膜外血肿13例，硬膜下血肿6例，脑内血肿9例；血肿量15—30ml 15例，30～60ml13例。

发病至手术时间6小时以内4例，6—12小时18例，1天以上6例。

治疗方法；根据CT断层解剖，选择CT片上最大层面作为穿刺点，局麻后锥颅，放入头端有侧孔、内径3mm的硅胶管，置入血肿中心，先抽出液态积血，将溶于2万u的尿激酶生理盐水4ml沿引流管注入血肿腔内，夹管4小时，开放引流，每日2～3次注入尿激酶，3天后复查CT，动态观察缩小情况，观察脑受压的恢复情况以及引流管位置，同时应用抗生素防止感染，一般于7天内血肿清除拔管。

结果

本组病例全部随访3～6个月，采用GOS判定预后，全部恢复良好，无颅内感染等其他并发症。

讨论

开颅手术需在气管插管静脉麻醉下进行，对患者心肺功能要求相对较高，而且手术创伤大、失血多，有时需备血，增加了患者的经济费用和手术风险性。锥颅穿刺血肿引流和尿激酶治疗脑内血肿，采用局麻，避免了全身麻醉的应激反应，操作简单、安全，最大限度地减轻手术本身的创伤，对脑实质损伤小，减少了并发症，尤其适用于老年和心肺功能不全而不能承受传统开颅手术者。

颅内血肿的手术标准是幕上血肿量>30ml，幕下>10ml，厚度>10ml，cT扫描提示中线向对侧移位>5mm，基底池受压，临床上有明显的ICP增高征象。出血量<30ml，中线移位<3ml，脑室无明显受压且意识生命体征，局灶神经征象稳定或趋于好转者行保守治疗。但在临床中我们发现有些病人出血量虽然未达到手术指征但临床表现较重，即高颅压引起的头痛等症状严重影响了日常生活，保守治疗血肿吸收较慢，血细胞在分解中产生许多的有害物质，同时受到血肿压迫造成脑组织继发性损害，可能延迟或阻止脑功能的恢复，形成恶性循环，即使加强脱水，头痛症状缓解较慢，增加了病人的痛苦，采用了微创锥颅穿刺血肿加尿激酶，能有效地清除血肿，及时降低颅压，使临床症状得到较快缓解，减少甘露醇的用量，缩短病程，提高疗效，因此我们将血肿量的手术指征放宽到最低15ml，特别是重要脑功能区受累引起的偏瘫和失语者，能促进神经功能的恢复。

手术时机的选择，我们认为在12小时以后进行，原因是颅内出血多已停止，血肿元进行性增大，而对于出血短时间内产生的脑疝或出血量极大，超过60ml引起昏迷者不采用此手术。

航空用钛及钛合金的发展及应用 第4篇

由于钛合金具有高比强度、较宽的工作温度范围和优异的腐蚀抗力,因而在航空及宇航工业得以广泛应用。20世纪50年代,军用飞机进入了超音速时代,航空发动机相应地进入喷气发动机时代,要求使用在室温、中温下具有更高比强度的新材料,原有的铝、钢结构已不能满足新的需求,而钛合金恰恰在这一时期刚刚具备了工业生产能力,正适应了超音速军机发展的需要[1]。

世界钛市场中最大的用户始终属于航空,当今世界航空工业的兴衰仍对钛合金的研究、生产和应用起举足轻重的作用。相应地,衡量一个国家航空工业发展水平的一个重要标志就是航空用钛的需求量占钛总需求量的百分比。世界范围内航空钛加工材需求占钛材总需求量的50%左右,其中美国1990年至1997年期间航空航天工业的钛材需求量约占美国钛材总需求量的70%,在航空航天工业中民用量又为军用量的2倍多,而我国钛加工材应用于航空工业的份额不足20%,还有极大的发展空间。随着国民经济的发展和大飞机计划的启动,先进大飞机及其发动机对高性能、低成本、高效率、低污染提出了极高要求,是先进航空钛合金材料和热工艺发展的强大驱动力。

1 钛及钛合金在航空工业中的应用

由于碳复合材料和钛合金都具有密度小、比强度高等优异性能,特别是钛合金与碳复合材料有很好的相容性,因此,钛是一种较理想的航空结构材料。就目前的趋势来看,越是先进的新型飞机,越是宽体飞机,用钛量越大(见图1)。

由于宽体A350客机碳复合材料用量大,所以用钛量约100t,高于A380客机的90t。图2[2]给出了A350客机用钛的主要部位和部件,主要有起落架、机翼结构、发动机悬架、机翼高压油管气管、紧固件、舱门、机舱面板或隔板、座椅导轨、尾锥和辅助动力舱的隔热屏等。不仅是机身,目前大飞机用主流的高涵道比涡轮风扇发动机也大量用钛。军机与民用飞机的用材趋势相同,而且用钛的比例更高。在20世纪80年代以后美国设计的先进军用战斗机和轰炸机中,钛合金用量已稳定在20%以上。

1.1 飞机机体的钛用量

在军机方面,使用新材料的比例远远高于民用飞机。此外美国1970年开始服役的C-5上钛合金的质量分数为6%,而1992年开始服役的C-17已增至10.3%,钛零件总质量达6.8t/架。俄罗斯的伊尔76运输机的钛合金用量达12%。此外,美B-2轰炸机、法幻影2000及俄Cy-27CK战斗机的钛用量分别为26%、23%、18%,美国2006年以后服役的世界最先进第四代战斗机F22的用钛量高达39%~41%。我国20世纪60年代投产的歼七飞机的钛零件质量只有9kg,70年代歼八白天型飞机的钛零件质量增至60kg,80年代抓住歼八Ⅱ研制的机遇,使飞机的钛用量达到总结构质量的2%,钛零件质量达到93kg,歼十的钛用量进一步增至3%。这些进步虽然得之不易,但与国外第三代、第四代飞机的钛用量相比,仍然存在很大差距。

表1中列出的F/A-18E/F、F/A-22、F-35、三大战斗/攻击机和B-2轰炸机是美国在2015年前保持空中优势的4块“王牌”。由表1可知,总的发展趋势是钛在飞机机体上的用量不断增大,F/A-18在不断改型的过程中其钛用量也不断增多。

民用飞机的钛用量也在不断增大,见表2。在民用客机方面,双通道飞机的用钛量大大高于单通道飞机的。如波音公司的一架波音737、747、777钛用量分别为18t、45t和59t,而一架波音787飞机用钛量达到136t,占全机质量的15%,用钛量比例增加十分显著。空客公司亦是如此,一架A320、A330和A340的用钛量分别为12t、18t和25t,而一架A380采用了全钛挂架,用钛量达到146t,占全机质量的10%,较之A350的9%有显著进步。2008下半年空客A380和波音787试飞后其量产期推后了一年半至2010年,预计2011年这两种型号的飞机将量产,从而带动世界航空用钛材的需求。未来大型飞机取代支线,宽体取代窄体将成为趋势。据国际航空权威组织The air line monitor预测,2008年-2010年仅双通道飞机一个单项的用钛量就将达到近7万t,而钛加工材产量居于世界第二的中国14家企业2009年的钛材总产量只有2.77万t,市场潜力巨大。但是由于民用飞机更强调经济性和安全性,因而不能像新型战斗机一样达到单架用钛比例很高的状态。我国战斗机的钛用量也在不断增大。20世纪80年代开始服役的歼八系列的钛用量为2%,两种新一代战斗机的钛用量分别为4%和15%,更新一代的高性能新型战斗机的钛用量将达到25%~30%。

1.2 航空发动机的钛用量

表3统计了一些西方国家航空发动机的钛用量。从表3可知,国外先进发动机上的钛用量通常保持在20%~35%。我国早期生产的涡喷发动机均不用钛,1978年开始研制并于1988年初设计定型的涡喷13发动机的钛用量达到13%,2002年设计定型的昆仑涡喷发动机是我国第一个拥有完全自主知识产权的航空发动机,钛用量提高至15%,即将设计定型的我国第一台拥有自主知识产权的涡扇发动机又进一步把钛用量提高到25%。

在飞机或发动机的设计中,主要根据零件的工作温度和应力水平选择合金牌号,同时结合零件的制造工艺方案考虑相应的成型和焊接等工艺性能。不同类型的钛合金的特点不同,使用的具体部位也有差别:α型合金不能热处理强化,只有中等水平的室温强度,但组织稳定,抗蠕变性能好,可在较高温度下长期稳定工作,是创制新型耐热钛合金的基础,一般用作承力较大的钣金件和锻件;β型合金在固溶状态有良好的工艺塑性,便于加工成形,时效处理后可获得很高的强度性能,但对杂质元素敏感性高,组织不够稳定,耐热性较低,不宜在高温下使用,一般用作紧固件和飞机结构件;α+β型合金具有良好的热强性和冷成型性,综合性能好,并且可淬火和时效强化,一般用作涡轮发动机机身构件。

表4是部分典型钛合金在航空工业中的应用情况[3,4,5]。

1.3 航空用钛合金分类

钛合金作为当代飞机和发动机的主要结构材料之一,可以减轻飞机的质量,提高结构效率。在飞机用材中钛的比例,客机波音777为7%,运输机C-17为10.3%,战斗机F-4为8%,F-15为25.8%,F-22为39%。几十年来,国内外针对航空应用所研究的钛合金等均取得了很大进步,许多合金也得到广泛应用。根据航空用钛合金的强度及服役环境特点,可将其分为高温钛合金、高强钛合金、损伤容限型钛合金和阻燃钛合金等。

1.3.1 高温钛合金

20世纪50年代以Ti-6Al-4V合金为代表,其使用温度为350℃,经过研究者的努力,最终得到了以IMI834合金为代表的使用温度600℃高温钛合金。目前,国际先进的高温钛合金主要有美国的Ti-6242S、Ti-1100,英国的IMI834,俄罗斯的BT36以及中国的Ti-60,表5为600℃部分高温钛合金的特点。

Ti-6242S(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si)钛合金是美国于20世纪60年代为了满足喷气发动机使用要求而研制的一种近α型钛合金。该合金的最高使用温度为540℃,室温的σb=930MPa[6],特点是具有强度、蠕变强度、韧性和热稳定性的良好结合,并具有良好的焊接性能,主要应用于燃气涡轮发动机零件、发动机结构板材零件、飞机机体热端零件。

Ti-1100(Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si)合金是近α型钛合金,使用温度达到600℃,特点是具有较低的韧性和较大的疲劳裂纹扩展速率。该合金已用于制造莱康明公司T55-712改型发动机的高压压气机轮盘和低压涡轮叶片等零件[7]。IMI834(Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si)合金是英国在1984年研制成功的一种近α型钛合金。该合金在β两相区固溶时效处理后,室温的σb≥930MPa,具有高蠕变强度和良好的疲劳强度和变形能力,可适用于钛的各种方式进行焊接,现已用于波音777飞机的大型发动机Trent700上。

BT36(Ti-6.2Al-2Sn-3.6Zr-0.7Mo-0.1Y-5.0W-0.15Si)合金是俄罗斯于1992年研制成功的一种使用温度在600~650℃的钛合金。

Ti-60(Ti-5.8Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd)合金是由中国科学院金属研究所、宝鸡有色金属加工厂共同研制的一种使用温度为600℃的高温钛合金。该合金已进行了半工业性中试试验(包括压气机盘模锻)和全面性能测定[8]。

目前,在航空发动机上应用的传统高温钛合金的最高使用温度仍为600℃。高于600℃时,蠕变抗力和高温抗氧化性急剧下降,成为限制钛合金向更高温度发展的两大主要障碍[3],因此研制600℃的新型高性能的高温钛合金迫在眉睫。

1.3.2 高强钛合金

高强钛合金一般指抗拉强度在1000MPa以上的合金。目前,代表国际先进水平并在飞机上获得实际应用的高强度钛合金主要有β型钛合金Ti-10-2-3、Ti-15-3、β-21S、α-β型两相钛合金BT22[9]以及中国的TB10等。

Ti-1023(Ti-10V-2Fe-3Al)合金是迄今为止应用最广泛的一种高强韧的近β型钛合金。它是一种为适应损伤容限性设计原则而产生的高结构效益、高可靠性和低制造成本的锻造钛合金[10]。其拉伸强度、断裂韧性和疲劳性能明显优于Ti-6Al-4V,并与飞机结构中常用的30CrMnSiA高强度结构钢相当。该合金具有优异的锻造性能,在760℃可进行等温锻造,提供各种近净型加工锻件,现已应用于波音777客机、A380客机等[11]。

Ti-15-3(Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al)合金是一种近β型的高强抗腐蚀合金。热处理强化板材的σb≥1310MPa,δ5≥5%,显微组织为β基体和弥散的α相。合金具有优良的冷变形性、时效硬化性能和可焊接性能等特点,已应用到波音777上的应用控制系统管道和灭火罐[4]。

β-21S(Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si)合金是Timet公司在1989年为麦道公司提供一种用于航天飞机的钛金属基复合材料中所需的抗氧化箔材而开发的。由于合金具有优异的高温强度和抗蠕变性能,适用于发动机衬套和喷管等,现已被美国国家宇航局确定用作碳化硅/钛基复合材料的基体材料。

BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr)合金是前苏联在20世纪70年代研制成功的一种高合金化、高强度的近β型钛合金。其拉伸强度大于等于1105MPa,已成功用作机身、机翼、起落架和其它高承载部件[12]。

北京有色金属研究总院自主研制的TB10(Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al)合金具有比强度高、断裂韧度好、淬透性高等优点,现已在我国航空领域得到了实际应用。

现有钛合金的强度,尤其是强韧性匹配不能满足航空要求,而且合金成本太高,合金性能对工艺参数敏感等问题使其应用受到了一定限制。因此,研制强韧匹配、开发低成本的高强钛合金显得尤为重要。

1.3.3 损伤容限钛合金

具有很高断裂韧性和很慢裂纹扩展速率的中强或高强钛合金,即损伤容限型钛合金[13]的开发受到了各国的重视。目前,高断裂韧度、低裂纹扩展速率的损伤容限钛合金主要有Ti-6Al-4V(β-ELI)、Ti-62222S合金和新型两相高强高韧TC21合金。

Ti-6Al-4V(β-ELI)属于900MPa强度级别的高损伤容限型钛合金[9]。其锻件主要性能可达到:σb≥895MPa,σ0.2≥795MPa,δ5≥8%,ψ≥15%,KIC≥ 75MPam1/2。Ti-6Al-4V(β-ELI)合金已应用于波音777客机的安定面连接接头和F/A-22飞机的机体。

Ti-6-22-22S(Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Mo-2Cr-0.2Si)合金是由美国RMI公司研制的一种航空用α-β型钛合金。该合金的主要优点为:具有良好的强韧性匹配,经热处理后合金的σb≥1035MPa,KIC≥77MPam1/2;深淬透性(断面直径可达100mm);极好的超塑性成型性能[14]。该合金已作为F-22战斗机、教练机及联合攻击战斗机用材料。

TC21(Ti-Al-Mo-Sn-Zr-Cr-Si-X系)是西北有色金属研究院研制的一种新型两相高强、高韧、高损伤容限型钛合金[15],具有优良的强度、塑性、韧性和低的裂纹扩展速率匹配。该合金已经过实验室、中试及工业规模3个周期的深入研究。实验表明,该合金的 Ф20mm棒材经过(Tβ=20~50℃)1h AC+600℃4h AC的固溶、时效处理后,其组织是由等轴α和网篮组织共同构成的双态组织,σb≥1105MPa、σ0.2≥1000MPa、δ5≥15%、ψ≥43%,具有良好的综合性能[16]。

随着我国航空系统损伤容限设计技术的迅速普及,对高损伤容限钛合金的需求将日益迫切。同时,需深入研究钛合金损伤容限性能机理以及完善对损伤容限性能的表征与评价技术。

1.3.4 阻燃钛合金

为了避免钛燃烧并满足高推重比航空发动机的需要,各国开展了对阻燃钛合金的研制。阻燃钛合金主要有两个合金系: Ti-V-Cr系,如美国的Alloy C;Ti-Al-Cu系,如俄罗斯的BTT-1、我国的Ti-40。表6为两种典型阻燃钛合金的性能[17]。

Alloy C(Ti-35V-15Cr)是美国研制的一种β型钛合金,是目前工业用β钛合金钼当量最高的合金[18]。该合金产品已应用于F119的尾喷管和加力燃烧室。

BTT-1和BTT-3为俄罗斯研制的阻燃钛合金,均为Ti-Cu-Al系合金 (具体成分未见公布)。BTT-1合金具有良好的热加工性能,可制成形状复杂的发动机零件,如压气机机匣和叶片等,工作温度可达450℃[19],其典型零件已在试车台上通过试验。BTT-3合金的工艺塑性优于BTT-1的,阻燃性能也得到了显著提高,适合于轧制板材和箔材。

Ti-40 (Ti-25V-15Cr-0.4Si)合金是西北有色金属研究院研制的一种新型全β型阻燃钛合金,室温下只有β相存在。该合金具有良好的机械性能和优良的阻燃性能,其阻燃性能与美国的Alloy C合金相当[20]。该合金的主要缺点是热加工困难,不能像常规钛合金一样自由锻造,否则将极易开裂。

目前,除美国和俄罗斯的部分典型阻燃钛合金得到了实际应用外,其他各国对阻燃钛合金的研究仍处于研究阶段。阻燃钛合金的类型较少、成本较高以及对阻燃性能评价方法的不统一都阻碍了阻燃钛合金的发展。与Ti-V-Cr系阻燃钛合金相比,Ti-Cu-Al系阻燃钛合金的综合力学性能较差,工作温度也较低。对如何进一步提高该系合金的力学性能需进行更深入的研究。Ti-V-Cr系阻燃钛合金含有大量贵金属元素V,导致成本较高,限制了其应用。国内已有学者采用价格较低的Mo部分替代V进行了一定尝试的研究。

2 钛加工材在我国航空工业中的应用

2.1 应用现状

我国航空领域的钛材需求量在世界航空领域的钛材需求量中所占的比例很小,在我国钛材总需求量中所占的比例也一直处于低位。2006年航空领域钛材需求量在我国钛材总需求量中仅占9.7%(1338.8t),2007年上升至17.2%(4061t),2008年受经济危机影响,又回落到12.8%(3575t),而世界领域内这一平均值为50%,美国更是达到70%。我国航空领域钛材需求量在总需求量所占比例偏低的主要原因有3条:其一,我国的民用干线飞机都是从国外购买;其二,一些新型军用飞机尚未批量生产;其三,已批量生产的军用飞机的钛用量不高,一般情况下,机体小于等于5%,发动机小于等于20%(所占结构的质量分数)。

中国大飞机、航天空间站、嫦娥计划都会大量使用钛材。尤其是大飞机项目,钛材的应用量将逐步增大。尽管我国钛工业在近几年里取得了长足发展,基本上满足了国内各项建设的需要,但客观地说,我国钛工业还不能立即完全满足航空工业大发展对钛材的各种需求。因此,我国大飞机项目的启动对我国钛工业来说既是机遇,更是挑战。

从20世纪50年代至80年代,国际上发展钛合金的主要方向是不断提高性能以满足工业发展需要,特别是军用飞机及其发动机减轻结构质量的需要,即所谓的“斤斤计较”甚至“克克计较”。虽然我国在高性能钛合金的研究方面取得了一些成就,但是与国外相比,在高阻燃性能钛合金、高耐热性能钛合金和高强度的近β和β型钛合金等方面仍存在较大差距。而20世纪90年代苏联解体后,虽然美英发展高性能钛合金的努力仍在继续,但是势头已有所减缓,降低成本的呼声越来越高,从“斤斤计较”转为“元元计较”的气氛越来越浓。

2.2 我国航空钛合金新世纪面临的挑战

高用量:与国外相比,我国航空发动机钛用量存在的差距比飞机机体的要小得多,但要把航空发动机的钛用量进一步提高至30%左右,其难度仍相当大。

高性能:与其它航空结构材料一样,高性能是要求其具有高性能的同时又具有良好的性能匹配,即必须综合考虑其力学性能、物理性能、化学性能、工艺性能和缺陷的可控性。我国在航空用高性能钛合金方面的研究与国外钛合金高性能方面的发展水平相比还存在一定的差距。

低成本:国外在降低成本方面虽然取得了一些成就,但仍有许多领域有待研究和开发。以阻燃钛合金为例,美国发明的Alloy C虽然具有优良的阻燃特性和高温力学性能,但由于它需要添加大量昂贵的V和较差的可锻性而导致价格很高,因此只有在F119发动机中正式应用,其他发动机均望而却步。至于国内钛合金产品在成本方面的问题就更多了,由于管理和技术落后等原因,产品价格在国际上竞争力差,在国内则不利于进一步扩大应用。因此,必须认真研讨降低钛产品成本的途径,确定近、中、长期发展规划,确立可降低成本的科研、开发和技改项目,从而促进我国钛资源的充分利用,推动我国钛产品的推广应用。

3 结语

对现有高温用钛合金进行成分调整或研制具有自主知识产权的新型高强韧钛合金,研发新的使用温度突破600℃的高温钛合金,降低钛合金成本等将成为航空用钛合金的研究及发展方向。大力开展计算机模拟和控制钛合金工艺、组织、性能的研究是我国钛合金领域提高质量和降低成本的根本措施。此外,尝试用价格较低的合金元素取代较昂贵的金属元素或改善加工工艺以降低钛合金成本,进一步扩大其使用范围。一方面我们要奋起赶超国际高性能钛合金的先进水平,另一方面应认真研讨降低钛产品成本的途径,确立相应的科研、开发和技改项目,从而促进我国钛资源的充分利用,推动我国钛产品的推广应用。

摘要：由于钛合金具有高比强度、较宽的工作温度范围和优异的腐蚀抗力,因而广泛应用于航空工业。介绍了几种典型的钛合金在航空工业的应用发展及我国钛加工材的应用现状和面临的挑战。

钛合金切削挤压复合攻丝研究 第5篇

钛合金切削挤压复合攻丝研究

将切削挤压复合攻丝新方法成功地用于高强度钛合金内螺纹的加工,这种方法不仅可以减小挤压扭矩而且能够强化螺纹根部.加工的.挤压螺纹表面有一层纤维沿其牙形连续分布.利用云纹干涉法测得牙根处的最大残余压应力为120MPa左右.疲劳对比试验结果表明,在相同应力水平下,经挤压强化螺纹的疲劳寿命大约是未强化螺纹的3倍,这主要归因于挤压螺纹表面高的残余压应力,高的纤维密度和低的粗糙度.

作 者：徐九华 王珉 Xu Jiuhua Wang Min  作者单位：南京航空航天大学机电工程学院,南京,210016 刊 名：航空学报  ISTIC EI PKU英文刊名：ACTA AERONAUTICA ET ASTRONAUTICA SINICA 年，卷(期)：1998 “”(3) 分类号：V261.2 关键词：挤压强化   钛合金   加工硬化   残余应力  

钛合金研究进展及应用 第6篇

关键词：医用钛合金；表面处理；羟基磷灰石；研究进展

引言

在生物医学中钛合金主要用于骨的替代和修复，其表面涂层或者说表面改性能改善钛合金的稳定性、生物相容性与生物诱导性。[1、2]

钛合金金属材料是一种生物惰性材料，虽然生物相容性没有问题，但是并不具有生物诱导性，没有表面处理的情况下，新生骨与其表面会有炎症反应。Hulshoff[3]等人指出，在植入人体的钛表面会出现组织纤维化。要使其与骨连接的时间长达6个月。

羟基磷灰石（HA）[Ca10（PO4）6（OH）2]的成分和结构都和天然骨的无机成分类似。用不同方法合成的羟基磷灰石其组分和结构还可以调节到不同的状态，使得羟基磷灰石作为植入物时，其表面与新生骨结合很好。羟基磷灰石（HA）、氟磷灰石（FA）、磷酸三钙（β-TCP）等，都属于这一类材料。

1.等离子喷涂法

等离子喷涂法是将羟基磷灰石高温熔化为等离子体，将此等离子体加速喷射到钛合金材料上。

实验发现，在6OO℃ ～800℃温度范围内进行热处理后，HA涂层表面裂纹或边缘处出现近纳米尺寸颗粒，是涂层中非晶结晶后的HA晶体.[4]

此方法应用较早，存在的问题主要是羟基磷灰石与钛的结合主要靠物理方式，并且由于在喷射中温度梯度造成的应力残余[5、6]，造成羟基磷灰石与钛的结合不够强。

2.仿生溶液制备HA

所谓仿生溶液法，就是将钛合金放入模拟体液中，钛合金在模拟体液中像自然界中的羟基磷灰石形成一样，在钛合金表面形成羟基磷灰石涂层。

Lenka Jon等人[7]研究得到：先进行碱溶液的处理，再放入模拟体液中，钛合金的涂层为含有碳酸根的羟基磷灰石。并且涂层在20天的浸泡后并不均匀。如果将钛合金先进行酸蚀，再进行碱液处理，之后放入模拟体液中能得到均匀的羟基磷灰石。

也可以用微弧氧化的方法先对钛合金进行处理，再放入到模拟体液中。比如Won-Hoon Song[8]等人就是这样做的。他们在1和1.5倍浓度的模拟体液中都进行了浸泡，获得了羟基磷灰石涂层。

研究者[9]发现：一些基团具有沉积过程的诱导作用，比如-PO4H2，-COOH，-CONH2，-OH 和-NH2。

3.溶胶凝胶（Sol-gel）法

溶胶凝胶法在制备涂层方面是一种比较成熟的方法，比如在电子工业中制备半导体薄膜等。所以研究者也把这种方法用于在钛合金基体上制备羟基磷灰石。用这种方法的优点在于，可以在制备涂层的时候加入一些其他的元素，并且能够有效的控制各种元素的含量。比如翁文劍等[10]用乙醇体系加入含氟元素的组分，获得了含有氟的羟基磷灰石。含有氟的羟基磷灰石在溶解度，热膨胀系数方面都具有更小的特性，但是生物活性降低。Kim[11]等做了类似的工作，所不同的是他们采用的乙醇体系的组分有所不同。

溶胶凝胶法虽然具有涂层组分可调节的优点，但是这种方法不适合于各种不同的钛合金表面形状。并且涂层的结合力也还不够强。

4.其他方法制备HA

除了以上提及的方法，制备羟基磷灰石的方法还有化学气相沉积、电子束沉积[12]、离子束溅射沉积[13]、脉冲激光沉积[14]等等。这些方法都有其各自的缺点，有些制备工艺复杂，有些结合力还不够好。

5.结论

羟基磷灰石作为一种无机物，具有很好的生物兼容性，但却不具有生物诱导性。为了提高其生物诱导性，研究者开发了多种制备方法以制备复合的涂层和其他涂层，但这些涂层的稳定性还没有得到确认。

参考文献：

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[4]吕宇鹏，李士同，朱瑞富等.等离子喷涂羟基磷灰石涂层的晶化及其结构特征.[J]无机化学学报.2002，8：844-848

[5]陈艳霞，翟雪松.界面形貌对涂层残余应力影响的数值模拟.[J]太原科技大学学报，2012，33（2）：137-140.

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[7]Lenka Jon，Frank A.Muller，Jakub Strnad etc，Biomimetic apatite formation on chemically treated titanium.Biomaterials 25（2004）1187-l194.

[8]Won-Hoon Song，Youn-Ki Jun，Yong Han，Seong-Hyeon Hong etc.Biomimetic apatite coatings on micro-arc oxidized titania.Biomaterials 25（20O4）334l-3349.

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[10]赵朝霞，翁文剑，曲海波.[J]材料科学与工程学报，2005，23（2）：226

[11]Kim H W，Kong Y M，Bae C.[J]Biomater，2004，25：2919

[12]Leea E J，et al.[J] Biomaterials，2005，26：3843

[13]Chen T S，Lacefield W R.[J] Mater Res，1994，9：1284

钛合金研究进展及应用 第7篇

钛合金耐蚀性好，耐热性、比强度较高，是应用于航天航空、石油化工、生物医学等领域的重要材料，在尖端科学和高技术方面发挥着重要的作用。旋压技术以其先进性、实用性和经济性在工业各个领域广泛应用。强力旋压被认为是加工钛合金筒形件的有效方法之一，用铸造坯旋压制备钛部件是一种高效、短流程、低成本的制造方法[1]。

2 试验条件

试验材料采用真空自耗电极电弧凝壳炉内浇注的钛合金管坯，管坯内径尴115mm，厚度5mm～18mm。试验在卧式双旋轮数控旋压机上进行，机器参数见表1。旋轮形状为双锥面，材质Cr12MoV，硬度HRC55ㄢ

3 工艺方案及参数的确定

钛合金筒形件旋压变形过程的影响因素很多，主要有：旋压方向、壁厚减薄率、进给比、芯模转速、旋轮工作角及工作圆角半径、芯模与旋轮之间的间隙、多轮旋压时的轮间错距量、旋压温度。

3.1 旋压方向

正旋、反旋各有其优缺点。正旋时旋压力较反旋低;反旋时材料处于三向压应力塑性最佳状态，且旋轮行程短，生产效率高，芯模也可缩短，节约成本。

3.2 壁厚减薄率

减薄率反应工件的变形程度。流动旋压时道次减薄率过大会造成工件畸变增大，表面出现鼓包、裂纹等缺陷;道次减薄率过小则会增加工件厚度上的变形不均使工件精度变差，还能使工件内表面因变形不充分而出现裂纹。有文献认为道次减薄率在20%～30%效果最佳[2,3]。道次减薄率计算公式为：

3.3 进给比

芯模每转一圈时旋轮沿芯模母线移动的距离称为进给比。流动旋压时，进给比对工件直径的缩径和扩径有显著的影响。大进给比有助于缩径，小进给比有助于扩径。过大的进给比容易造成旋轮前材料的隆起和堆积。一般当减薄率较大时，应选用较小的进给比。根据经验，流动旋压进给比可在0.3～2.5mm/r的范围内选取。根据旋压道次及各道次压下量的不同，本试验的进给比在0.3～1mm/r之间选取。

3.4 芯模转速

增加转速有助于提高生产效率，但过高的转速往往会引起机床的振动。根据经验和机床的实际情况，芯模转速选取范围为100r/min～120r/min。

3.5 旋轮工作角及圆角半径

旋轮圆角半径对旋压力、内径精度和表面质量有很大影响，是影响旋压成形过程的重要工艺参数之一。根据经验，对于筒形件旋压，旋轮工作圆角半径取R=(0.4～1.0)t0[3]。旋压生产实践证明，当旋轮工作角较大时，工件贴模好，尺寸精度高，但容易产生材料隆起，造成不利因素;当旋轮工作角较小时，工件贴模性差，扩径大。筒形件旋压工作角的经验数据如下：低硬度材料，取α=15°～20°;中硬度材料，取α=20°～25°;高硬度材料，取α=25°～30°[3]。根据以上因素，分别选取旋轮结构参数为：R/α=6mm/24°、10mm/24°、10mm/28°。

3.6 芯模与旋轮之间的间隙

筒形件强力旋压时，旋压件的厚度取决于旋轮与芯模之间的间隙。一般来说，旋轮与芯模之间的间隙要小于要求的壁厚。一方面旋压工艺系统(设备芯模旋轮)在旋压力的作用下会产生弹性变形，造成旋轮相对于芯模的退让;另一方面，由于旋压件在减薄变形后会产生一定的弹性恢复，因此，每道次芯模与旋轮之间的间隙要根据机床性能和现场生产经验调节。

3.7 多轮旋压时的轮间错距量

错距旋压可以在一次旋压行程得到较大的壁厚减薄率，轮间错距量太大或太小都会影响旋压件质量。错距值太大会出现多头螺纹轨迹，影响母线的直线度，甚至使旋压工件产生扭曲失稳;错距值太小时，各旋轮会产生干涉使旋轮承受的旋压力严重不平衡。根据文献[4]，有计算公式：

正旋时：

反旋时：

式中：f进给比;

t旋轮与芯模间隙;

R旋轮圆角半径;

α旋轮的成形角;

Δt旋轮的压下量。

根据以上公式计算的最小错距量，本试验错距旋压选取的错距量为5mm～8mm。

3.8 旋压温度

旋压温度是钛合金旋压的一个重要工艺参数。随着坯料温度的升高，变形抗力下降，伸长率随之提高，有利于旋压进行。但是坯料温度过高，会造成坯料与芯模之间温差过大，由于钛合金的导热性差，易造成工件内外表面温差过大，工件容易产生密集型裂纹[5]。因此，要合理控制旋压温度。

4 结果讨论

4.1 表面质量分析

钛合金在旋压过程中由于受到坯料状态、工艺参数等因素的影响，容易出现起皮、裂纹等缺陷。因此，在坯料状态确定的条件下，采用合理的工艺参数可有效防止旋压缺陷的产生。

4.1.1 裂纹：

裂纹是钛合金旋压件常见缺陷之一。引起旋压件裂纹的主要原因有材料缺陷、工艺参数以及变形不均等。铸造管坯中的疏松、气孔和夹杂的缺陷会造成旋压裂纹;工艺参数不合理，道次变形率过大，超过材料的塑性变形能力时也会出现裂纹[6,7];工件温度过高、工件与芯模温差过大，也会产生热应力裂纹。因此，在旋压前应对芯模进行预热，本试验芯模温度为300℃～400℃。

4.1.2 起皮：

金属表面出现鱼鳞状毛刺叫起皮，起皮是钛合金热旋的另一常见缺陷。它与旋压过程中材料的隆起有密切关系。由于旋压过程中旋轮前隆起的材料被压入旋轮下产生折叠，就在旋压件表面产生了鱼鳞状毛刺。毛坯材料在旋轮前形成局部隆起，可用隆起系数ζ示：

式中：t0′工件变形处的实际壁厚;

t0工件变形处的名义壁厚。

隆起系数随壁厚减薄率、进给比和旋轮工作角的增大而增大。在其他参数相同的条件下，正旋的隆起比反旋小。另外加热温度过高也容易产生隆起起皮现象，工艺试验表明，旋压温度超过750℃时旋轮前容易产生堆积。

4.2 旋压温度控制

加热温度的高低是影响旋压结果的重要因素之一。管坯加热温度高可以提高材料的塑性，减小旋压变形抗力。但是过高的温度容易使材料组织产生晶粒长大现象，芯模和旋轮在高温下工作也会降低其使用寿命。因此，从材料塑性和旋压力方面来考虑，需要一定的热旋温度;从材料组织和保护设备方面来说，温度又不能太高。试验中采用红外测温仪测量旋压温度，通过工件表面所辐射的红外能量来确定工件温度。实验证明，第一道次旋压温度控制在600℃～700℃是比较适宜的旋压温度。

4.3 旋压件组织性能分析

从不同减薄率的旋压管上采样，分别取纵向和横向截面进行磨光、抛光、浸蚀，然后放在显微镜下观察显微组织形态。旋压后晶粒形状发生显著变化，出现明显的纤维组织。图1所示，从纵向截面看，晶粒被压扁拉长，形成纤维组织。减薄率越大，纤维组织越明显。这是由于旋压后材料在轴向方向伸长，径向受旋轮压力作用，因此，铸态晶粒被逐步压扁拉长。从图1a可以看出，当减薄率为42%时，粗大的铸态晶粒未被完全压碎。由图1b当减薄率超过72%时，铸态组织基本消除。从横向截面看，晶粒沿切向被拉长，径向受到挤压，也形成一定的纤维组织，如图1d，但其远不如纵向纤维组织那样明显。这是由于旋压过程中，旋压件受旋轮切向力的作用，在周向上也产生一定的剪切变形。

随着旋压件微观组织的变化，力学性能也产生一定改变[8]。表2是不同减薄率下旋压件的力学性能。一般来说材料旋压后，强度指标提高，塑性指标降低。从表中可见，旋压件的抗拉强度和屈服强度均升高，断面收缩率和伸长率也提高了30%以上。这是因为经过旋压后晶粒组织细化，终旋温度在500℃以上相当于去应力退火，一定程度上消除了旋压内应力，提高了塑性。

5 结论

(1)铸造钛合金管坯在一定的旋压条件下具有较好的可旋性，能够实现多道次连续旋压。

(2)旋压前对芯模预热，芯模控制在300℃～400℃，开坯旋压温度控制在600℃～700℃，保证工件温度均匀，可避免因温度不合适引起的旋压缺陷。

(3)旋压成形使铸态晶粒在纵向被压扁拉长，形成明显的纤维组织，当减薄率超过72%时，铸态组织基本消除。旋压后材料的强度和塑性指标均提高。

摘要：研究了某铸造钛合金管件的旋压成形工艺,探讨了该钛合金热旋压过程常见缺陷产生的原因,对旋压件组织和力学性能进行了分析。结果表明:该铸造钛合金在一定的旋压条件下具有较好的可旋性,旋压后铸态晶粒被压扁拉长,形成明显的纤维组织,减薄率超过72%时,铸态组织基本消除。旋压后材料强度和塑性指标均有所提高。

关键词：机械制造,强力旋压,铸造钛合金,力学分析

参考文献

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[2]杨延涛.D406A超高强度钢筒形件强力旋压工艺参数优化及工艺数据库研究[D].航天动力技术研究院硕士学位论文,2004.

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钛合金研究进展及应用 第8篇

组合材料芯片技术(Combinatorial materials chip synthesis and screening,COMBI)源于组合化学,是1995年由美国加州大学项晓东和P.Schultz博士提出的新材料合成和优化的组合材料芯片方法[1]。其核心在于通过组合溶液喷射或组合薄膜沉积并行快速合成、处理和检测大量不同成分、不同掺杂和不同条件处理的样品阵列,从中发现并优化有应用价值或有潜在应用价值的新型功能材料[1]。组合材料芯片技术摆脱了传统“炒菜”式设计理念,缩短了材料的设计周期,同时也大幅度地节约了新材料开发成本,更重要的是可以系统地表征材料体系[2]。利用组合材料芯片技术快速筛选材料的化学组分加快了新材料研发进程。组合技术自1995年发明以来,在多类材料研究领域显示出明显的先进性和科学性。组合材料方法现已经成功地应用于高温超导材料[1]、铁电/介电材料[3,4]、发光材料[5,6,7,8,9]、磁阻材料[10,11]、钛铝合金[12,13]等。Takeda等[14]利用组合材料方法对Fe-Cr-Ni合金系的相图进行了系统的研究;Steen等[15]对Fe-Co-Al合金系的相图进行了深入的探索;朱丽慧等[16]在IF钢表面制备微米级梯度Al-Zn薄膜,确定了耐蚀Al-Zn镀层的最佳成分。组合材料芯片技术在金属材料研究中所取得的成就,展示出了其在新合金设计领域中的优势。

钛合金具有高比强度、耐腐蚀等特点,广泛应用于航空、航天、航海等领域。钛合金的化学组分和显微组织决定了其力学性能,系统地研究合金元素和组织对力学性能的影响有重大意义。传统的钛合金研制方式是在确定成分的基础上,探索其力学性能与显微组织的关系。随着检测手段的日趋多样化,钛合金中的相变原理逐渐被揭示,R.Banerjee等[17]通过三维原子探针系统,深入到原子层级,验证了α相稳定元素Al和β相稳定元素Mo、V、Cr、Fe时效过程在两相中的分布,发现在Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe高强度钛合金中,ω相对α析出相的形核和长大有辅助作用。但是多种合金元素的加入使钛合金的相变趋于复杂化,采用传统的方法难以系统地分析钛合金中的相变规律,加之传统研究方法试验重复率低、高能耗等缺点也严重制约着新型钛合金的发展。采用组合材料芯片技术制备钛合金样品库并从中发现目标成分,可以缩短开发周期,节约研发成本。

1 钛合金芯片的制备方法与综合物性表征

利用组合材料方法制备钛合金样品库主要有2种途径,一种是粉末激光成型法,另一种是薄膜法。

1.1 粉末激光成型法

粉末激光成型法是目前应用较为广泛的梯度钛合金的制备方法。粉末激光成型技术于20世纪90年代初由Los Alamos国家实验室发明[18],其原理是改变不同喷口的粉末喷射速率来控制成型后钛合金中合金元素的含量。激光成型过程中所使用的高纯度的Ti粉与合金元素的粉末,在高真空环境中,以激光作为热源熔化在圆柱形的模子里,合金元素的成分在试样的高度方向上梯度变化。

1.2 薄膜法

薄膜法是通过离子束溅射、磁控溅射或其它薄膜制备手段在基片上沉积合金元素质量分数梯度变化的钛合金薄膜。制备系统中配备可高精度移动的掩膜,控制了合金元素的质量分数。基片按温度可分为热基片和冷基片,热基片在沉积过程中的温度要保持在钛合金两相区温度范围内,由于在沉积时薄膜已经完全结晶化,薄膜与基片结合较好。在冷基片上沉积的非晶态的金属薄膜与基片之间的结合力较弱[19],另外由于薄膜和基片的热膨胀系数不同,形成薄膜时,不可避免地出现热应力[19],所以需要对薄膜进行退火处理,消除薄膜的热应力并使其完全结晶化。

1.3 钛合金芯片的综合物性表征

只有准确地表征钛合金芯片的综合物性,才能确定、优化并放大先导样品。通常以硬度和断裂韧性等指标来表征样品的力学性能。采用常规方法即可测量出由粉末激光成型法制备的试样的力学性能;采用纳米压痕系统可表征利用薄膜法制备的试样;采用纳米压痕系统可以测量出薄膜的硬度、断裂韧性、疲劳强度等。借助于TEM、SEM、XRD等方法,全面地确定样品库的相组成和晶体结构。

2 组合材料方法在钛合金体系中的应用

2.1 Ti-V系合金

R.Banerjee等[20]通过粉末激光沉积技术,制备出梯度Ti-V合金。试样为Φ13mm25mm的棒材。沿试样的高度方向上,V的原子分数从0%递增到25%。Ti-V合金的背散射电子像如图1所示。由图1可以看出,V含量影响着组织中α相的形态和体积分数。成分为Ti-1.8%V(原子分数)合金的组织见图1(a),组织为在取向不同的板条状α晶粒之间分布着薄片状β相,α板条的宽度为2μm左右。Ti-3%V(原子分数)合金的组织见图1(b),组织中β相体积分数增加,板条状α相和薄片状β相交错分布,同时,α相在原始β晶界处析出。Ti-5%V(原子分数)合金的组织见图1(c),合金的显微组织明显地发生了变化,除了β相的体积分数增加以外,α相的纵横方向的尺寸比值明显减小,产生了网篮状的组织。Ti-6.8%V(原子分数)合金的组织见图1(d),组织中出现了2种不同形态的α析出相,一种是粗大的α析出相,另一种是细小的α板条。因为形成新层的同时也相当于对已成型的合金进行退火,所以粗大的α析出相在激光成型后缓冷析出,而细小的α相是二次退火过程中从V含量较高的β相中析出的。可以推断,在二次退火之前,合金的组织应该是β基体上分布着粗大的片层状α。Ti-8%V(原子分数)合金的组织见图1(e),其显微组织与Ti-6.8%V(原子分数)合金很相近,α析出相仍然呈现出2种形态,但尺寸均减小。在V含量更多的合金中,如Ti-10%V(原子分数)合金的组织中,α析出相呈现出单一的形态,尺寸很小,均匀地分布在β基体上。在Ti-12%V(原子分数)合金中,β基体上分布着少量细小α析出相,在β晶界上析出了形态不同的α相,形态上的差异是因为α相的晶体学取向各异所导致。

V含量对合金显微硬度的影响如图2所示。随着V含量的增加,显微硬度基本呈线性增加,在成分为Ti-12%V(原子分数)时合金的显微硬度达到了一个峰值,随V含量继续增加,显微硬度减小。

2.2 Ti-Mo系合金

P.C.Collins等[21]利用粉末激光沉积技术,制备出梯度Ti-Mo合金。试样为Φ13mm25mm的棒材。在试样的高度方向上,Mo的原子分数从0%递增到20%。不同Mo含量的合金的背散射电子像如图3所示,样品均为退火态。图3(a)为Mo含量最低的合金Ti-0.8%Mo(原子分数)的组织,α相呈粗大的板条状,组织中的板条取向不一,少量的薄片状的β相分布在板条之间。从图3(b)Ti-2.2%Mo(原子分数)合金的组织可以看出,板条状α相的宽度减小,β相的体积分数增加。在图3(c)Ti-2.6%Mo(原子分数)合金组织中,有2种形态的α相分布在β基体上,一种是分裂成竹节状粗大的α相,另一种是细小的α相。图3(d)为Ti-5.4%Mo(原子分数)合金的组织,α相板条的长宽比有所减小,形成了网篮状组织,β相的体积分数明显增加。在图3(e)中,Ti-7.7%Mo(原子分数)合金组织与Ti-2.6%Mo(原子分数)合金组织相似,β基体上分布着2种不同尺寸和形态的α相组织,2种析出α相的体积更小。随着Mo含量的继续增加,析出的α相的体积分数减小,弥散地分布在β基体上。

Mo含量对钛合金硬度的影响见图4。随着Mo含量的增加,合金的显微硬度增加,在Ti-10%Mo(原子分数)时硬度最高。而后随着Mo含量继续增加,合金体系的硬度开始减小。

2.3 Ti-Al系合金

S.M.Han等[13]利用薄膜法,在500℃的单晶(100)Si基片上利用磁控溅射方法沉积了1μm厚的梯度Ti-Al薄膜,并用纳米压痕系统对薄膜的力学性能进行了表征。沿铝含量递增方向,薄膜上不同区域的多晶电子衍射环反映出薄膜内的相变规律, 当Al的原子分数小于17%时,只出现了α-Ti的衍射环;当Al的原子分数在17%~29%之间时,同时出现α-Ti和Ti3Al的衍射环;当Al的原子分数大于29%时,呈现Ti3Al的衍射环。随着Al原子分数增大,出现了高硬度的金属间化合物,最终薄膜的组织为单相Ti3Al。尽管Ti-Al薄膜中的细晶组织使薄膜的硬度高于块状试样,但是纳米压痕测量值仍系统地反映出Ti-Al体系硬度的变化趋势,如图5所示。

2.4 Ti-8Al-V系合金

钛合金由 α相到β相的固态相变过程中,α相与β相之间满足柏格斯关系。以往的研究集中在微米尺度,更小尺寸的α相与β相之间的晶体学关系的研究较少。使用透射电子显微镜可以标定α相和β相之间的晶体学取向,但透射电子显微镜制样复杂,在一定程度上限制了系统性的研究。OIM-取向显微分析技术显示出了在确定两相晶体学取向方面的优势,与β相晶体结构不同的α相和不同晶体学取向的α相均被标注为不同的颜色,极图直观地表示α相的取向。

R.Banerjee等[22]利用粉末激光成型法并结合取向显微分析技术,系统地研究了Ti-8Al-xV合金体系中V含量对α相与β相之间取向关系的影响。随着V含量的增加,原始β晶内析出α相的形态和体积分数发生了变化,两相仍然满足柏格斯关系,但在原始β晶界处析出的α相则不然,有如下特点:①晶界α相尺寸小于微米量级。②其晶体学取向会发生变化,有些晶界α相与其两侧的β相部分地满足柏格斯关系,有些晶界α相与任意一侧的β相都不满足柏格斯关系。③部分晶界α相没有向着满足柏格斯关系的一侧的β相内增长,而是向着另一侧的β晶粒内生长。总之,系统有使自身能量最低化的趋势,柏格斯关系只是系统为了降低自身能量,α相和β相呈现的一种晶体学排列方式,晶界处是高能量区域,V含量的变化也影响了晶界处的能量起伏,为了降低系统能量,出现了新的α、β两相取向关系。

2.5 Ti-Nb-10Zr-5Ta系合金

理想的生物医用钛合金材料应该具有以下性能:生物组织兼容性、耐体液腐蚀性、高屈服强度、低模量和低密度[23,24]。传统的生物医用钛合金如Ti-6Al-4V的弹性模量过高,达到了110GPa,远高于骨骼的弹性模量(10~40GPa),移植入体内后会造成与骨骼之间的应力分布不均匀[24]。另外,长期置于体内,V和Al离子的存在会影响健康,所以需要设计出弹性模量接近于60GPa、对人体无害的钛合金,以满足医学领域的应用需求[25]。钛合金中的β相的模量低于α相的模量,β相稳定元素如Nb、Ta、Zr、Mo和Fe等都具有良好的生物兼容性,所以β钛合金是理想的医用钛合金。例如,Ta的加入提高了钛合金的耐蚀性和力学性能,满足了口腔医学和骨科学对钛合金性能的要求[26,27]。目前,Ti-35Nb-7Zr-5Ta[28]和Ti-12Mo-6Zr-2Fe[29]已经被开发,Ti-Nb-Zr-Ta四元合金体系是目前被认为最具前景的合金体系之一[30]。

R.Banerjee等[31]利用激光粉末法研究了Ti-Nb-Zr-Ta四元合金体系中Nb含量和α相的体积分数对合金力学性能的影响。体系中Nb的质量分数从20%~35%,α相的体积分数则由不同热处理制度控制,从0%~42.9%。利用模糊数学方法将Nb的含量和α相的体积分数作为参数,建立了数据库,并预测了合金体系中的硬度、弹性模量与Nb含量、α相的体积分数之间的关系。模型与实验测得的硬度和弹性模量吻合良好。力学性能变化是由于马氏体、ω相的出现与分解以及两者的综合交替决定的。他们预测出成分为Ti-32Nb-10Zr-5Ta的合金,如果通过合适的热处理制度将α相体积分数控制在20%,将具有强度和弹性模量的最佳匹配。

3 结语

目前,通过组合材料芯片技术,初步认识了钛合金系中的相变规律,确定合金元素的含量与钛合金力学性能的关系,然而钛合金体系中的马氏体转变规律、ω相的形成与分解机理仍有待于深入探索。随着物性检测手段的多样化,必将加快目标成分的筛选与表征,这为组合材料芯片技术在钛合金中的应用提供了更加广阔的发展平台。利用组合材料芯片技术,揭示合金元素在钛合金中的作用,为自主研发高强高韧钛合金奠定坚实的理论基础。

摘要：综述了组合材料芯片技术在钛合金研究中应用的新进展。利用组合材料芯片技术在短周期内制备出合金元素梯度变化的多元钛合金样品,由于样品的加工状态和热处理条件相同,可以确定某种合金元素含量与整个钛合金体系组织和力学性能的定量关系。利用多种表征手段,从样品库中系统地分析组织和力学性能的变化规律并筛选出目标成分,显示出组合材料芯片技术在钛合金相变研究和合金设计中的优势。

钛合金研究进展及应用 第9篇

钛及钛合金由于其较高的比强度、良好的断裂韧性及优异的耐腐蚀性而被广泛应用于航空航天领域［１］。航空航天技术的不断发展,特别是近年来高推比航空发动机的研发,使得人们对钛及钛合金的使用温度提出了更高的要求［２］。高温钛合金成形性能差,熔炼、锻造、焊接困难,这在一定程度上制约了高温钛合金的应用和发展［３］。近年来,激光选区熔化(selective laser melting,SLM) 成形钛基材料得到了较快的发展,它是利用高能激光束熔化金属粉末,逐层堆积出组织细小致密、 成分均匀、性能优异的近终形零件。与传统加工技术相比,SLM技术无需模具,加工量小,成本更低,材料利用率高,尤其适用于航空航天领域中钛合金等难加工材料的复杂零部件成形。

在SLM成形过程中,由于成形条件及成形工艺不当,零件容易开裂。目前SLM成形钛合金的研究多集中在组织、性能及后处理工艺上,对裂纹仅进行了初步的研究。Fox等［４］研究了钛/ 钽涂层在钴-铬合金基板上SLM成形时的相互作用机理,结果发现钴铬合金-钛涂层间出现裂纹, 认为这是由于成形过程中发生共晶反应生成低熔点β钛的缘故。Lber等［５］优化了β型TNM-B1钛铝合金的SLM工艺参数,结果发现在低功率低扫描速度下会形成垂直熔池的裂纹,他们认为是凝固过程中快速冷却产生的残余应力导致了裂纹的形成。Krakhmalev等［６］研究了Ti-SiC混合物的SLM成形,结果发现较高的温度梯度导致了大量无规律性裂纹的产生。Li等［７］进行了工业纯钛粉的SLM试验研究,结果发现过高激光能量的输入将导致相邻层因温度梯度过大而开裂,过低激光能量的输入将导致相邻层因熔合不良而开裂。Sallica-Leva等［８］通过研究Ti6Al4V的SLM成形件微观组织,发现激光能量输入过高会降低熔融金属表面能,从而引起球化现象;而激光能量输入过低则导致熔化不充分而引起孔洞,影响致密度。张凤英等［９］研究了钛合金激光快速成形过程中的裂纹问题,结果发现成形件内部存在因熔合不良而造成的开裂,认为是由于激光快速成形特征参量控制不当造成的。 张升等［１０］研究了TC4钛合金SLM的开裂机理,结果发现形成的裂纹为冷裂纹,具有典型的穿晶开裂特征。但目前国内外学者对近年来发展较快的钛合金材料Ti-Al-Sn-Zr-Mo(Nb)-Si系近α高温钛合金SLM成形时裂纹形成机理及抑制鲜有研究。

1试验材料及试验方法

1.1试验材料

本研究中所用的新型近α钛合金(Ti-5.5Al- 3.4Sn-2.9Zr-0.7Mo-0.4Nb-0.35Ta-0.3Si)粉末的化学成分如表1所示,其表面微观形貌如图1所示,为近球形颗粒。粉末粒径分布均匀,大小分布在5~75μm之间,平均粒径为35μm。

%

1.2试样制备

SLM成形实验采用华中科技大学快速成形中心自主研发的HRPM?Ⅱ型设备。基板采用新型近α钛合金材料以保证成形粉末与基板有良好的润湿性及导热性。试验前,将基板表面打磨光滑后用无水乙醇清洗干净。将成形腔抽成真空, 再通入高纯氩气(体积分数为99.9%)至标准大气压形成保护气氛。试样在激光功率150 W、扫描速度400mm/s、铺粉层厚0.03mm、扫描间距0.07mm、未预热条件下制得。

1.3结果检测

使用扫描电子显微镜(JSM -7600F)观察SLM成形新型近α钛合金试样裂纹的微观形貌, 利用X射线能谱仪(Inca X-Max 50)对裂纹侧壁进行微区成分定性和定量分析,利用X射线衍射仪(XRD-7000)进行原始粉末与SLM试样的物相分析。

2试验结果与分析

2.1裂纹形貌分析

钛合金SLM试样如图2所示。试样上表面平整、光洁,未出现裂纹,而在试样侧壁出现了较多的裂纹,这些裂纹起始于侧壁边缘,在沉积层由外向内扩展。

图3为试样侧壁边缘局部放大图,由图可见裂纹起源于试样侧壁凹凸不平处。Zhang等［１１］研究了316不锈钢SLM成形件的表面粗糙度, 发现成形件上表面质量比较好,这是因为上表面由最后熔化的熔池组成,而侧壁是熔融粉末与未熔粉末的边界,黏附了较多的半熔化及未熔化颗粒,因此侧壁较粗糙,而且半熔化颗粒的数量与激光能量有密切关系。在本实验中,边缘区域自由度大,未熔及半熔颗粒黏附在试样侧壁,形成许多微小缺口,裂纹易在此处形成。优化工艺参数,使试样侧壁表面质量达到最优,可降低裂纹形成的倾向。

将图3试样沿裂纹断开,得到图4所示裂纹侧壁微观形貌图。可以发现在裂纹侧壁存在较多分散镶嵌在基体中的小球及积聚小球。图4中左侧方框内为积聚的小球颗粒,箭头所指为镶嵌在基体中的小球剥落后形成的凹坑。积聚小球颗粒颈部间的结合强度较弱［１１］,而镶嵌的小球易剥落,与基体的结合强度不高,这些因素与侧壁的缺口共同作用容易产生裂纹。

裂纹侧壁间的小球颗粒可能是由粉床混入, 也可能是因输入激光能量过高,造成熔池表面能降低,液滴从熔池表面溅出所致［１２］。对原材料粉末与裂纹处颗粒进行能谱分析,图5所示为原始粉末小球与裂纹处小球的能谱点,表2为两种粉末的EDS分析结果。原始粉末各元素含量(质量分数)均匀,取不同点进行能谱分析可知,其元素含量均如表2中谱图1所示,相差不大。但由谱图2知,裂纹处小球的C、Si、Sn等元素含量与原始粉末相比均有提高,其中Si元素质量分数达到0.99%,是原始粉末材料Si元素质量分数的近4倍。因熔融金属表面能降低而飞溅出的金属液滴在快速凝固时由于凝固时间短易发生偏析。裂纹处小球Si元素质量分数是原粉末Si元素质量分数的近4倍,推测为飞溅后凝固偏析所致。飞溅的金属液滴会加大SLM成形件的开裂倾向,通过优化工艺参数,可减少飞溅,从而减少试样中小球颗粒的残留,抑制开裂倾向。

(%)

图6所示为试样裂纹侧壁的裂纹源区域。图中白色箭头所示方向为试样侧壁边缘向内延伸方向。在靠近侧壁一端出现裂纹源,裂纹源四周呈发射状向外扩展,如图中黑色箭头所示。对裂纹源进行EDS分析,结果如表3所示,裂纹源向内扩展时,C、O含量较大,呈逐渐降低趋势,裂纹源处含量最大。常温下钛合金比较稳定,但随着温度升高,钛合金吸氧能力逐渐变大,也易与C发生反应。而在氩气保护下的粉床中由于粉末间存在间隙,填充了空气,这些空气附着在粉末表面, 在SLM过程中卷入熔池,高温下与钛合金反应生成Ti３O、TiO等［９］,而钛合金中少量的C元素在高温下也与基体反应生成TiC,这些化合物积聚在一起,最后成为裂纹源。

%

对图6所示的裂纹侧壁进行X射线衍射分析,其结果如图7所示。基体由 α′相组成［１３］,在裂纹侧壁出现了Ti３O、TiO及TiC等化合物。这些化合物硬度大,塑性差,抗拉强度不高,当基体残余应力大于其抗拉强度时,裂纹便沿着这些化合物聚集处扩展。

在SLM成形过程中,激光选择性熔化造成不均匀的温度场,且温度梯度较大,冷却过程中易产生残余应力。当激光熔化局部区域时,由于热胀效应,熔化部分将受到周围粉末的压应力;凝固时,由于冷缩效应,金属液又将受到周围粉末的拉应力。在这些应力的作用下试样发生局部塑性应变。孔源等［１４］通过对SLM成形TC4粉末过程中热力耦合场进行数值模拟发现,试样内的温度梯度主要沿Z向分布,熔池区的温度梯度非常大,瞬态热应力集中在温度梯度变化较大的区域, Z向的残余应力为拉应力,远大于其他方向的残余应力。因此,在较大的Z向残余拉应力作用下,试件沿X向开裂。由此可见,消除或减小残余应力对抑制裂纹的产生有较大的作用。

2.2抑制裂纹的方法

由上述分析可知,SLM成形新型近α钛合金时裂纹的产生是多种因素共同作用的结果。在残余应力作用下,裂纹起源于侧壁缺口及积聚小球颗粒处,在沉积层上沿硬脆化合物的分布扩展。 因此提高成形件侧壁表面质量,减少基体内的小球颗粒及硬脆化合物,减小甚至消除残余应力可抑制裂纹的产生。

SLM成形金属粉末的主要工艺参数包括激光功率、扫描速度、扫描间距和铺粉层厚等,这些工艺参数共同影响着SLM制件的性能,影响结果可由激光能量密度表征。选择合适的激光能量密度,可改善液滴飞溅现象,从而减少基体中小球颗粒的残留［１１］。通过优化工艺参数,在SLM前对基板与粉末进行预热,降低热量的输入,减少热量积累,可得到最优激光能量密度,提高试样侧壁表面质量。在SLM过程中先进行预热,可有效降低温度梯度,在进行SLM后保温及缓冷可释放试样中的残余应力。通过分析可知,工艺优化后可减小、释放残余应力,从而可有效抑制裂纹的产生。

图8所示是基板预热温度分别为150 ℃、 250℃和350 ℃时的试样侧壁形貌,其优化后的工艺参数为:激光功率140 W,扫描速度450mm/s,铺粉层厚0.03 mm,扫描间距0.07mm,SLM成形分别在150 ℃、250 ℃ 和350℃下进行,SLM成形后保温1h,然后缓冷至室温。由图8a可见,在试样侧壁布满了裂纹,贯穿整个侧壁,随着预热温度的提高,裂纹逐渐减少,当预热温度升高到250℃时,侧壁上裂纹的数量明显减少(图8b),当预热温度升高到350 ℃ 时,如图8c所示,侧壁上裂纹已经完全消失。

3结论

(1)SLM成形新型近α钛合金时容易出现裂纹,裂纹起始于试样侧壁边缘,由外向内,在沉积层内扩展。

(2)裂纹因侧壁缺口及积聚小球而起源于侧壁边缘,SLM过程中熔池的快速冷却使基体内部残余应力较大,在残余应力作用下,裂纹沿着Ti３O、TiO及TiC等硬脆化合物的分布扩展。

(3)通过优化工艺,可减小、释放残余应力,从而抑制裂纹的产生。实验结果表明,工艺参数为激光功率140W、扫描速度450mm/s、铺粉层厚0.03mm、扫描间距0.07mm,SLM成形温度为350℃,保温1h,然后缓冷至室温,可有效抑制开裂现象。

摘要：研究了近α钛合金激光选区熔化(SLM)成形开裂机理及抑制工艺,利用扫描电子显微镜等研究了试件裂纹形貌及其扩展方向、裂纹源等问题。研究结果表明:SLM成形过程中在试样侧壁形成凹凸不平的缺口及Ti3O、TiO、TiC等硬脆化合物;在残余应力作用下,裂纹起源于侧壁缺口,在沉积层上沿硬脆化合物扩展。当工艺参数为激光功率140W,扫描速度450mm/s,铺粉层厚0.03mm,扫描间距0.07mm,SLM成形温度350℃,保温1h缓冷至室温时,可有效抑制试件开裂。

钛合金研究进展及应用 第10篇

然而, 铸态Ti40阻燃合金高温塑性较差, 低的高温塑性, 使该合金在高温变形时, 金属流动困难[10], 晶界易开裂, 致使合金的热加工困难, 极大地限制了Ti40阻燃合金的推广使用。对于铸态Ti40合金开裂行为的研究也仅局限于压缩状态下合金表面开裂样式以及开裂机制的分析[11], 而对于高温拉伸状态下合金的力学性能以及断裂行为研究甚少。

因此, 本实验对铸态Ti40阻燃钛合金高温塑性变形时的力学性能和断裂行为进行研究, 分析不同温度下合金的拉伸力学性能变化规律, 并对合金断口形貌进行观测, 揭示不同温度区间下其微观断裂机制, 为该合金的广泛应用提供一定的理论基础。

1 实验

实验用材料为西北有色金属研究院提供的Φ140mm的Ti40阻燃合金铸锭。其化学成分 (质量分数, %) 为:25.47V, 14.85Cr, 0.32Si, 0.008N, 0.07O, 0.002H, 余为Ti。在距离铸锭外径5mm处沿轴向用线切割切取小圆柱试样, 并将其加工成工作直径均为Φ5mm、标距有效长度为25mm的标准试样。

高温拉伸变形试验在德国的Zwick/Roell的Z150型拉伸试验机上进行。加热温度分别为20℃、200℃、400℃、500℃、700℃、800℃、900℃、950℃、1000℃和1100℃, 室温下进行测试的目的是与高温变形进行对比分析。加热制度为各试样每个加热温度下保温15min以上, 且试样屈服之前拉伸机夹头的移动速度保持2mm/min。变形完后, 试样空冷以保护断口形貌。

对试验后的试样进行宏观形貌观测, 在AMRAY-1000B型扫描电子显微镜 (SEM) 上对拉伸试样断口进行扫描。选取几种试样沿轴向切开, 经过打磨、粗抛、精抛, 采用V (HF) ∶V (HNO3) ∶V (H2O) =1∶3∶5 (体积比) 腐蚀剂腐蚀金相试样, 最后借助奥林巴斯PMG3型卧式光学显微镜获得微观照片。

2 结果及讨论

2.1 高温拉伸力学性能分析

由高温拉伸试验测得的铸态组织的Ti40阻燃钛合金在不同变形温度下的抗拉强度和断面收缩率, 如图1所示。从图1 (a) 中可以看出, Ti40合金抗拉强度随温度升高呈现出显著下降的趋势。室温下抗拉强度有900MPa左右, 表明合金室温下具有较大的变形抗力。当温度升高至200℃时, 抗拉强度下降至675MPa。温度从200℃升至500℃时, 合金的抗拉强度在650MPa附近保持较为稳定的状态。当温度高于500℃后, 抗拉强度急剧下降, 到800℃时已经不到200MPa, 1000℃只有60MPa左右。这表明温度由室温提升至高温时Ti40合金的变形抗力逐渐较小, 且合金适合的加工温度应该在1000℃附近, 终锻温度在800℃以上。另外, 从图1 (b) 中可以看出, 合金的断面收缩率随温度的升高先逐步升高, 到400℃以后开始下降, 在500~800℃范围内出现局部最低值, 随后随温度升高塑性再度增大, 在900~1000℃出现塑性最高值, 然后在1100℃处急剧下降。因此, 可以推断出变形温度对金属的塑性有重大影响。

在一般情况下, 温度由绝对零度上升到熔点时, 可能出现几个脆性区, 包括低温的、中温的和高温的脆性区等。在加热过程的某些温度区间, 由于氧化物以沉淀形式在晶界、滑移面上析出所致, 类似时效硬化, 此温度区间称为蓝脆区;当温度达到相态转变, 出现两相共存时, 此温度区间称为热脆区。由于发生过热、过烧, 引起塑性急剧下降, 此称高温脆性区。基于上述分析可知, Ti40合金高温拉伸塑性在500~800℃和1100℃以上出现的2个低的区域, 可分别认为是热脆区和高温脆性区。500~800℃热脆区塑性下降的原因可能与溶质元素V的氧化和熔解有关。赵永庆等对Ti40阻燃合金的氧化行为研究发现[12], 氧大量进入合金后, 首先是在基体与空气的界面上优先形成V2O5和TiO2氧化物, 而V2O5的熔点为675℃, 并且在高温时极易挥发, 挥发后TiO2产物呈多孔疏松状, 加快了合金氧化速率, 使合金塑性降低。此外, Cr在Ti40阻燃合金中是共析元素, Ti-Cr合金的缺点是, 在高温下存在β相的共析反应, 析出TiCr2化合物, 因而引起材料塑性降低[13]。

Ti40阻燃合金高温拉伸塑性在1100℃以上出现高温脆性区, 其主要原因为铸态组织的过热过烧以及高温氧化。原本就非常粗大的铸态组织β晶粒在1100℃以上开始急剧长大, 这种过热的组织显然会降低合金的塑性。另外, 高温变形时, 由于钛极易与氧发生反应而形成不同钛的氧化物[14,15]。其中低价钛的氧化物所形成氧化膜往往呈片层状结构, 片层与片层间的过渡区域结合很弱, 甚至为裂隙。显然, 由膜的内应力 (生长应力和内应力之和) 所引起的破坏, 会造成Ti40合金氧化量增加, 从而加速氧化过程。随Ti40合金氧化温度升高, 氧化膜的厚度增加, 膜的体积不断膨胀。在1100℃时, 膜的内应力超过膜本身强度, 从而出现裂纹。当内应力大于膜与金属间的结合力时, 膜层就会从合金表面脱落下来。这种氧化层的开裂与剥落现象在Ti40合金高温变形时均可发现。因而, 这种氧化膜的开裂与剥落也被认为是导致高温塑性突然降低的原因。

2.2 拉伸断口形貌及断裂机制分析

由上述分析可知, Ti40合金在不同的试验温度下表现出不同的抗拉强度和断面收缩率, 且合金的塑性分别表现出两个高塑性区和脆性区, 即400℃以下低温和900~1000℃高温的较好塑性区以及500~800℃的热脆区和1100℃以上的高温脆性区。为进一步探讨合金断裂行为及其机制, 对合金不同试验温度下的拉伸断口进行扫描分析, 断口的观察和分析可以为研究材料的性能和行为等提供许多方面的信息, 借助断口形貌的分析可解决许多重要部件的力学行为问题[16]。

2.2.1 低温区和热脆区

Ti40合金室温变形时的拉伸宏观与微观断口形貌如图2所示。从图2中可以看出, 宏观断口形貌呈现的是沿晶断裂为主, 解理和韧窝的穿晶断裂为辅的混合断口 (图2 (a) ) 。而微观断口上则可以看到典型的河流状解理断裂和网状的韧窝 (图2 (b) 、 (c) ) 。一定数量的韧窝以穿晶韧性形变方式为合金室温下有限的断面收缩率做出了主要贡献。然而, 当合金处于热脆区时 (500~800℃) , 合金表现为明显的沿晶脆性断裂, 其宏观断口呈冰糖状, 只有很少区域有解理面, 如图3 (a) 所示。其微观断口形貌显示, 冰糖状晶界表面布满细小的浅韧窝 (图3 (b) 、 (c) ) , 表明有一定的塑性。这种较浅的微小韧窝, 与沿着晶界溶质原子V、Cr和微量元素Si的偏聚有关。700℃时V2O5的挥发, 导致试样表面呈多孔疏松状, 从而成为了Ti40合金拉伸开裂的裂纹源。因此, 合金在热脆区展现出极低的塑性。

2.2.2 高温区

Ti40合金高温区 (900~1000℃) 变形时的拉伸宏观与微观断口形貌如图4所示。从图4中可以看出, 合金宏观断口形貌为穿晶韧窝韧断特征, 裂纹源区在右下部位置 (图4 (a) 和 (b) ) , 在小裂纹不断扩大和聚合过程中, 又有新裂纹不断产生, 所以表现为多个断裂源。裂纹形成后向左上方扩展, 韧性断裂时裂纹扩展的临界应力大于裂纹形核的临界应力, 所以韧性断裂是一个缓慢的撕裂过程。扩展区中间是较大而深的韧窝, 两边呈放射状花纹 (图4 (b) ) , 最终的撕裂区位于左上部。在裂纹扩展区内的大韧窝附近伴有细小的韧窝和隐约可见的解理台阶 (图4 (c) ) 。可见, Ti40合金在该温度范围内断口的一个主要特征是有大量的韧窝产生, 韧性断裂前已发生了较大的塑性变形, 断裂时要消耗相当多的能量, 所以韧性断裂是一种高能量的吸收过程, 这也是高温变形扩散相关的热激活过程启动的一个证明。表明在此温度范围内虽然合金有一定程度的氧化, 但扩散相关的软化机理所带来的塑性增加远远超过了氧化所引起的塑性下降, 因而合金表现出较高的塑性值。

2.2.3 高温脆性区

Ti40合金高温脆性区 (>1000℃) 变形时的拉伸宏观与微观断口形貌如图5所示。从图5中可以看出, 当试验温度达到1100℃时, 宏观断口可见明显的沿晶脆性断裂 (图5 (a) ) 。通过对其微观断口形貌分析可知, 沿晶脆性断裂的晶粒内有很多细小的滑移痕迹 (图5 (b) ) , 并没有在700℃拉伸时沿晶断裂表面的细小韧窝。意味着1100℃时, 断口形貌已由900~1000℃的韧性断裂转变为沿晶脆性断裂。这与其塑性极差也是完全吻合的。分析认为, 该现象与二次再结晶形成大晶粒以及严重的氧化相关。

当Ti40合金热变形在单相区进行时, 由于来自于α相的阻碍β晶粒长大的阻力消失, β晶粒长大较为明显。赵永庆等的研究表明, Ti40合金在1100℃容易发生二次再结晶而使晶粒异常长大[12]。这种晶粒长大使得位错塞积的长度增加, 进而位错塞积数目增多以及晶粒边界或角落应力集中程度的增加。最终, 裂纹易于在三角晶界处及晶界和滑移线的交界处形核, 并沿着晶界扩展, 从而导致沿晶断裂 (图6 (a) ) 。T.Akahori等[17]研究了Ti-6Al-7Nb钛合金的裂纹形核以及扩展机制, 并指出裂纹形核易于在主β晶粒边界处产生。另外, 如前所述, 由于钛易于和氧发生反应使得合金表面形成一层脆性的氧化层, 随着氧化速率的增加, 裂纹易于在氧化层中形核。当裂纹遇到弱化的晶界时, 则会沿着晶界进行扩展而形成沿晶开裂 (图6 (b) ) 。可见, 在拉伸过程中, Ti40合金裂纹既在材料内部产生, 也在材料表面产生, 也可在多处同时产生。分析认为, 正是由于1100℃高温时Ti40合金形成的过热组织和严重的氧化行为, 导致晶界非常薄弱, 从而导致沿晶脆断, 进而表现出极低的塑性。

3 结论

(1) Ti40合金高温抗拉强度随试验温度的升高而降低, 而合金的塑性则表现为400℃以下低温和900~1000℃高温的较好塑性区以及500~800℃的热脆区和1100℃以上的高温脆性区。

(2) 拉伸断口形貌分析表明:低温塑性区主要为沿晶断裂为主, 解理和韧窝的穿晶断裂为辅的混合断口, 热脆区和高温脆性区主要为沿晶脆性断裂, 而高温塑性区主要为穿晶韧窝断裂。

(3) 高温区 (900~1000℃) 时, 材料具有较高的塑性和较低的变形抗力, 即高温区为理想的热加工温度区间。

参考文献

钛合金材料切削加工中刀具的应用 第11篇

钛合金是20世纪50年代研发出来的, 并逐渐广泛应用于航空、航天、军事、医疗等领域, 其在强度、韧性、耐热性、焊接性、耐蚀性和生物相容性方面具有优良性能。但是, 这种材料切削加工性非常差, 钛合金的切削加工变形过程与普通金属材料 (铝合金、钢材) 存在很大的区别, 切削加工过程中, 切削区域的条件非常差, 存在的应力、高温和振动导致刀具失效严重、工件尺寸误差大和表面质量差, 从而导致切削效率低、零件成品率低、生产成本高。随着刀具技术和切削技术的发展, 钛合金的加工性正在逐渐改善。

1 典型钛合金材料特性

钛合金可以分为铸造钛合金和变形钛合金两类, 变形钛合金在工业中应用最广泛。Ti-6Al-4V合金是由美国在1954年研制的, 在钛合金中的使用量最大, 很多其他牌号的钛合金都是在其基础上研制。目前钛合金已有数百种, 比较著名的有几十种, 如Ti-6Al-4V、Ti-2Al-2.5Zr、Ti-Mo-Ni、BT20等[1]。钛合金材料具有的特性为:

1) 强度以及高温强度高。钛合金能在高温条件下保证工作强度, 在400℃左右, 其强度是铝合金的10倍左右。

2) 化学活性高。与氧、二氧化碳、水蒸气等会产生化学反应。与元素C会形成高硬度Ti C, 在温度较高情况下, 会与元素N发生反应, 产生Ti N。

3) 耐蚀性好。在海水及潮湿环境中, 钛合金耐蚀性能优于不锈钢, 并且对碱性有机物品和酸性液体等也具有很好的耐腐蚀性能, 但是, 对还原性介质的耐蚀性差。

4) 导热系数小。钛的导热系数约为Fe的1/5, Al的1/14, 然而, 钛合金的导热系数一般为钛的50%。

5) 弹性模量小。钛的弹性模量约为钢材的一半, 为107 800 MPa。

2 钛合金切削加工性分析

1) 切削温度高。钛合金的强度高和导热系数小, 导致切削过程中切削区域存在大量切削热, 刀具切削区域温度很高, 加快刀具磨损。

2) 切削力大。钛合金切屑变形系数小, 流动速度高, 单位的切削力大。

3) 零件尺寸精度和表面质量差。钛合金弹性模量小, 切削过程中, 工件容易变形, 已加工表面会产生回弹和塑性变形, 表面加工硬化现象严重, 尺寸精度和表面质量很难保证。

4) 刀具黏结和扩散磨损严重。钛合金化学活性较高, 与刀具材料容易发生反应, 导致材料间的黏结和扩散, 加快刀具磨损。

3 钛合金切削冷却方式

1) 干式切削。干式切削避免了切削液的污染, 并降低了切削成本, 可以实现高效、安全和清洁的加工。但是, 对刀具的抗高温和耐磨性能提出更高的要求。

2) 应用冷却液。冷却液包括水或碱性水溶液、非水溶性油质溶液和水基可溶性油质溶液。采用冷却液可以改善切削区域温度条件, 减少刀具磨损, 提高加工零件尺寸精度和加工表面质量。根据冷却液喷射的压力, 也可分为常规压力冷却、低压冷却和高压冷却, 其中高压冷却技术对冷却液设备要求较高, 应用高压冷却机床成本高。

3) 低温冷却。采用低温冷却介质如液态氮、二氧化碳或者冷风等喷射到切削区域, 使切削区域产生局部的低温, 从而提高工件切削加工性, 并延长刀具寿命、改善零件加工表面质量。在车削Ti-6Al-4V合金时使用液氮冷却可以提高3倍刀具寿命[2]。低温冷却一般为绿色冷却, 冷却介质不会造成污染。

4 切削刀具

钛合金切削过程中所用的刀具材料有高速钢、硬质合金、陶瓷、PCBN以及金刚石。但是, 随着切削技术和刀具技术的发展, 高速钢刀具在钛合金切削加工中一般应用于多刃刀具、成形刀具等复杂刀具, 超细晶粒硬质合金、涂层硬质合金以及超硬刀具的应用越来越多。

1) 硬质合金刀具。由于YT类硬质合金在高温条件下容易与钛合金亲和, 并形成元素扩散和化学反应, 加速刀具磨损。而YG类硬质合金与钛合金亲和力小、导热性好, 更适合切削钛合金。超细晶粒硬质合金刀具具有更高的硬度和耐高温性能, 逐渐被应用到钛合金加工中, 可以保证较长的刀具寿命, 涂层硬质合金刀具在超硬和耐高温涂层的保护下, 也具有较好的切削效果。

但是, 在钛合金切削过程中, 硬质合金刀具的磨料磨损、黏结磨损、扩散和氧化磨损依然严重, 主要是由于钛合金的高温强度高、黏性大, 工件材料的存在硬质化合物形成的硬质点, 导致刀具磨损非常快。而且, 化学反应和涂层与基体的热膨胀系数的不同, 导致涂层剥落是涂层刀具的主要失效形式之一。

2) 陶瓷刀具。陶瓷刀具具有很高的硬度、耐磨性、耐热性和化学稳定性, 适合部分型号的钛合金材料的切削。在切削钛合金过程中, 主要的磨损形式为前刀面的月牙洼磨损、后刀面的沟槽磨损和刀尖断裂。磨损机理主要是黏结磨损和氧化磨损[3]。

3) PCBN刀具。PCBN刀具的硬度仅次于金刚石刀具, 具有更高的耐磨性、热稳定性和化学稳定性, 而且摩擦因数低, 应用PCBN刀具可以实现钛合金的高速切削, 获得较好的切削表面质量[4]。PCBN刀具的抗黏结性能很好, 减少了出现在其他刀具上的黏结磨损等, 主要的失效形式为机械磨损、化学磨损和蹦刃等[5]。

4) 金刚石刀具。金刚石刀具在刀具材料中硬度最高、刀具刃口非常锋利、传热效率高、能保证很长的刀具使用寿命, 比较适合用于钛合金的精加工。

5 结语

随着切削技术及刀具技术的发展, 钛合金材料的切削加工性正在逐渐被改善, 尤其是超硬刀具材料和绿色高效的切削冷却技术的应用, 提高了加工过程中刀具的使用寿命和加工表面质量, 例如, 利用PCBN刀具在高压冷却条件下进行钛合金零件的切削加工, 可以取得非常好的切削效果。

参考文献

[1]宋学锋.钛合金切削的刀具问题及对策[J].机械工程师, 2009 (12) :129-130.

[2]韩荣第, 吴健.绿色切削技术探讨[J].工具技术, 2006, 40 (12) :8-10.

[3]林子皓, 熊计, 郭智兴, 等.高温合金切削刀具的研究现状及进展[J].硬质合金, 2013, 30 (6) :351-357.

[4]侯世香, 高开运, 刘献礼.PCBN刀具的特点及实际应用[J].现代制造工程, 2002 (5) :28-31.