Ti-6Al-4V合金

摘要： 针对传统钛合金接骨板耐磨性能差的问题,提出用阳极氧化法对其进行改性,然后通过场发射扫描电镜和X射线衍射仪对改性后的结构进行表征,并对改性后钛合金接骨板摩擦磨损性能进行分析。结果表明:附着于接骨板Ti6Al4V基体表面的涂层主要为Ti、O两元素,分别占比34.06%和65.94%,证实涂层主要成分为TiO_(2);经过热处理后,得到结构稳定的锐钛矿相,增加了接骨板整体性能;氧化6h的样品在干摩擦环境下,平均摩擦系数、磨损量分别比Ti6Al4V基体降低31.64%、64.01%;在模拟人体体液环境下,样品的摩擦指标也分别比Ti6Al4V基体降低29%和68.24%。结论表明,改性后Ti6Al4V的摩擦系数大大降低,磨损性能有较大提高。

摘要： 增材制造技术可实现复杂钛合金零件的快速成形,制造的Ti-6Al-4V合金具有较高的强度以及优异的高温性能,被广泛应用于航空、医疗等各大领域。综述了金属增材制造的典型工艺,分析了Ti-6Al-4V合金的相变特征,总结了选区激光熔化制造Ti-6Al-4V的力学性能和组织调控方法,着重分析了热处理温度、冷却速率、变质处理以及超声冲击等对合金组织的影响;展望了增材制造Ti-6Al-4V合金的主要发展方向。

摘要： Ti-6Al-4V钛合金具有密度低、高温下组织稳定、强度高的特点,被广泛应用于机翼翼梁、起落架支撑肋等航空工业关键零部件的制造。电弧熔丝增材技术研究始于20世纪80年代,该技术具有成型效率高、原材料利用率高、设备简单等优势。目前,学界对Ti-6Al-4V合金电弧熔丝增材技术开展了广泛研究并已取得一定成果。笔者综述了电弧熔丝增材制造技术的发展历史及研究热点,并整合了国内外Ti-6Al-4V合金电弧熔丝增材技术的最新研究及应用情况,对电弧熔丝增材制造Ti-6Al-4V合金的组织性能特性及调控工艺进行了总结与展望。

摘要： 为了获得能准确描述工件材料在高速切削过程中高温、高应变率、大变形耦合作用下的塑性流动行为的Johnson-Cook(J-C)本构参数,使其适用于高速切削仿真。采用响应曲面近似法和多目标优化方法对Ti-6Al-4V合金的J-C本构参数进行优化,并将其应用于高速切削模拟仿真。结果表明,优化后的本构参数能够在很广的切削速度范围内准确地描述工件材料在切削过程中的塑性流动行为,由此模拟得到的切屑形貌与平均切削力可以和实验结果很好地吻合。

摘要： 采用电子束选区熔化(SEBM)技术制备Ti-6Al-4V Diamond点阵材料,研究β热处理(1100°C/2 h/FC)对其显微组织与力学性能的影响。结果表明,经β热处理后,Ti-6Al-4V Diamond点阵材料的显微组织由原始β柱状晶转变为等轴晶,针状马氏体α′相以及α+β细片层组织转变为相互平行的α+β粗片层组织,且α片层平均厚度由0.8μm增加至7.4μm。此外,Ti-6Al-4V Diamond压缩应变增加,最大可达13.1%,但强度降低;热处理对点阵材料的模量影响较小。点阵材料的结构与材料具有独立性,热处理不会改变Ti-6Al-4V Diamond点阵材料强度、模量与相对密度的指数关系。

摘要： 通过设计低含量PO_(4)^(3−)和高含量B_(4)O_(7)^(2−)离子电解液,采用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射和动电位极化等方法研究Ti6Al4V合金微弧氧化(MAO)涂层的生长动力学。结果表明,B_(4)O_(7)^(2−)离子提高放电火花强度,在高温下溶解大部分氧化物,在涂层/基态界面上形成较厚的阻挡层,从而提高涂层的极化电阻。低浓度PO_(4)^(3−)离子促进微弧氧化涂层的均匀生长和外沉积层帽状孔洞的形成。在火花放电阶段,Na_(2)B_(4)O_(7)电解液中形成的MAO涂层厚度随时间呈指数增长,而在磷酸盐和四硼酸盐混合电解液中形成的MAO涂层厚度随PO_(4)^(3−)离子含量的增加呈线性增长趋势。

摘要： 为了开展激光选区熔化(SLM)增材制造钛合金的动态力学性能研究,分别采用热模拟材料试验机、分离式霍普金森压杆装置对激光选区熔化钛合金在不同温度下进行了准静态和动态压缩实验,并基于实验结果拟合Johnson-Cook本构模型,同时对钛合金在高温、高应变率下的力学行为进行了有限元模拟。结果表明,相对于铸造或锻造钛合金,激光选区熔化钛合金具有更细小、均匀的组织,使其屈服强度有明显的提升,且表现出明显的应变率强化效应和热软化效应。有限元模拟结果与实验有着较高的重合度,进一步验证了本构参数的有效性,为扩大激光选区熔化技术及其产品的应用提供了理论基础。

摘要： 本文运用自主研发的扫描电镜(SEM)原位疲劳测试台,对直接激光沉积(DLD)制备的Ti6Al4V合金开展疲劳实验,研究了其裂纹萌生行为。实验结果表明,在疲劳测试过程中,Ti6Al4V合金微塑性应变累积会导致颈缩,其中滑移是主要的塑性变形方式。通过对变形行为的研究发现,网篮组织和α集束具有不同的织构特征,进而具有不同的变形方式。α集束内晶粒取向一致,滑移带会在集束边界形成,但集束内表现为均匀变形;网篮组织内具有高占比(96%)的高角度晶界,容易导致位错在晶界处塞积并形成滑移带,随着塑性应变累积,微孔及微裂纹沿滑移带边界萌生。同时研究发现小尺寸的表面缺陷(尺寸约为2~3μm)对Ti6Al4V合金疲劳性能影响较小,基本不会引起疲劳裂纹扩展。

摘要： 为消除激光沉积Ti−6Al−4V合金的强度各向异性,利用拉伸试验、光学显微组织观察、扫描电子显微观察、电子背散射衍射分析和透射电子显微观察研究电脉冲对激光沉积Ti−6Al−4V合金显微组织与强度的影响。结果显示,随着施加电压从0增加到130 V,β柱状晶内的显微组织按如下顺序演化:α′马氏体→集束α组织→网篮α组织。130 V电脉冲处理会弱化β柱状晶内马氏体织构。沉积态Ti−6Al−4V合金表现出约6.2%的屈服强度各向异性;经130 V的电脉冲处理后,屈服强度各向异性减小到0.6%。这主要是由于沿不同方向变形时,130 V电脉冲处理样品表现出近似相同的施密特因子分布。

摘要： 采用激光选区熔化技术制备Ti6Al4V合金,通过正交试验方法研究了激光功率、扫描间距和铺粉厚度对合金致密性的影响,并探讨了孔隙缺陷的形成机理。结果表明:铺粉厚度对成形合金相对密度的影响最大,扫描间距次之,激光功率的影响最小;合金的相对密度随激光功率的增加先增大后趋于稳定,随扫描间距和铺粉厚度的增加而减小,随体能量密度的增加而增大;最优工艺为激光功率200 W、扫描间距0.10 mm、铺粉厚度0.03 mm,此时合金的相对密度为99.24%;合金内部存在气孔和匙孔两种孔隙,前者主要由熔池内部较高的温度梯度造成设备内部的惰性气体、粉末蒸气等未及时逸出所导致,后者主要由工艺参数不当,熔池发生球化效应以及皱缩效应所引起。

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文采用等离子体基氧离子注入技术对Ti6Al4V合金进行表面处理.注入电压选取-50kV,注入剂量为4．5×1017 ions/cm2.氧离子注入后对注入样品进行不同温度的真空退火处理.rn 真空退火后,样品表面形貌发生显著变化.随着退火温度增加,先后出现点状、条状缺陷和浅白色块状区.500°C真空退火后样品表面粗糙度变化不大,600°C真空退火后样品表面粗糙度急剧增加.真空退火导致注氧层中氧流失,并且不能在注氧层中析出结晶相.

摘要： 本文通过相场方法定量模拟不同α初始颗粒尺寸分布(包括均匀、正态、对数正态以及双态分布)对Ti-6Al-4V合金中α相颗粒溶解动力学的影响。方法中引入KKS模型,从而避免界面能对化学自由能的依赖。结果发现：不同α初始颗粒尺寸分布下的α体积分数随时间的变化均符合衰减规律：f=fαexp(-Ktn),而α相体积分数及颗粒平均半径随时间的演化关系强烈依赖于α颗粒的初始尺寸分布。4种分布状态下α相的溶解速度从快到慢依次为均匀分布、正态分布、对数正态分布和双态分布。在对数正态和双态分布下,颗粒半径的演化均随时间先减小再增加,最后一直递减,而对于均匀和正态分布则随时间呈单调递减趋势。

摘要： 本文通过相场方法定量模拟不同α初始颗粒尺寸分布(包括均匀、正态、对数正态以及双态分布)对Ti-6Al-4V合金中α相颗粒溶解动力学的影响。方法中引入KKS模型,从而避免界面能对化学自由能的依赖。结果发现：不同α初始颗粒尺寸分布下的α体积分数随时间的变化均符合衰减规律：f=fαexp(-Ktn),而α相体积分数及颗粒平均半径随时间的演化关系强烈依赖于α颗粒的初始尺寸分布。4种分布状态下α相的溶解速度从快到慢依次为均匀分布、正态分布、对数正态分布和双态分布。在对数正态和双态分布下,颗粒半径的演化均随时间先减小再增加,最后一直递减,而对于均匀和正态分布则随时间呈单调递减趋势。

摘要： 本文通过相场方法定量模拟不同α初始颗粒尺寸分布(包括均匀、正态、对数正态以及双态分布)对Ti-6Al-4V合金中α相颗粒溶解动力学的影响。方法中引入KKS模型,从而避免界面能对化学自由能的依赖。结果发现：不同α初始颗粒尺寸分布下的α体积分数随时间的变化均符合衰减规律：f=fαexp(-Ktn),而α相体积分数及颗粒平均半径随时间的演化关系强烈依赖于α颗粒的初始尺寸分布。4种分布状态下α相的溶解速度从快到慢依次为均匀分布、正态分布、对数正态分布和双态分布。在对数正态和双态分布下,颗粒半径的演化均随时间先减小再增加,最后一直递减,而对于均匀和正态分布则随时间呈单调递减趋势。

摘要： 本文通过相场方法定量模拟不同α初始颗粒尺寸分布(包括均匀、正态、对数正态以及双态分布)对Ti-6Al-4V合金中α相颗粒溶解动力学的影响。方法中引入KKS模型,从而避免界面能对化学自由能的依赖。结果发现：不同α初始颗粒尺寸分布下的α体积分数随时间的变化均符合衰减规律：f=fαexp(-Ktn),而α相体积分数及颗粒平均半径随时间的演化关系强烈依赖于α颗粒的初始尺寸分布。4种分布状态下α相的溶解速度从快到慢依次为均匀分布、正态分布、对数正态分布和双态分布。在对数正态和双态分布下,颗粒半径的演化均随时间先减小再增加,最后一直递减,而对于均匀和正态分布则随时间呈单调递减趋势。

摘要： 本发明公开了一种Al-Ti-B-N中间合金的制备方法，步骤为：按质量比称取纯钛0.01-12%，BN粉0.005-6%，纯铝锭余量；将纯钛与BN粉混合，分为若干份；将铝锭熔化至900-1200°C，将纯钛与BN粉的混合物分次压入铝液内；所有的纯钛和BN粉都压入后，反应1-10min；将所得合金液冷却至850-1100°C，浇注入铸模，凝固即得。本发明还公开了Zn-Al-Ti-B-N中间合金的制备方法及所得的中间合金。本发明用普通的熔炼工艺就可实现，不需要粉末球磨及气体保护等复杂工艺措施，对纯钛原料的要求低（可使用常见的颗粒或块状海绵钛），成本低，且生产过程中无环境污染，极适合于规模化工业生产。

摘要： 一种Sr、Zr、Ti和Ce四元复合微合金化的高强度高塑性Al‑Si‑Cu系铸造铝合金，主要由铝、硅、铜、锶、锆、钛和铈组成，其制备方法，依次包括：（1）熔铸，（2）均质化退火，（3）固溶处理，（4）时效。本发明的铸造铝合金的抗拉强度为360MPa~391.58MPa，断裂伸长率为5.75~%7.5％。本发明使用四元复合微合金化技术，相比Sr、Zr二元微合金化组织更致密，合金的成分更加均匀，减小了初生硅相的尺寸和数量，更有效的提高了铸造铝合金的强度和塑性；本发明制备的铸造铝合金具有较高的抗拉强度和断裂伸长率，满足了汽车工业对合金部件轻量化、高强化和高韧性的要求。

摘要： 用于钛合金生产的原材料的Al-Mo-W-Ti四元合金，其成分质量百分比为：W 10～15％、Mo 20～30％、Al 45～60％、Ti 5％-15％，余量是不可避免的杂质。本发明Al-Mo-W-Ti四元合金，可以解决TC25中高熔点合金W和Mo的夹杂和成分偏析，有效避免TC25钛合金中由于金属夹杂引起的零件失效问题。

摘要： 本发明提供一种Ti‑6Al‑4V合金粉的制备方法，所述方法将金属钛原料、含铝原料和含钒原料混合、压制成块并烧结使压制块致密化并实现元素合金化，再破碎烧结块料至颗粒状料，同时进一步用还原剂金属脱除氧，可保证制得氧含量较低的Ti‑6Al‑4V合金粉；所述方法原料选择面广，无需限定氧含量低的原材料，而且制备过程能耗低，可极大降低合金粉的制备成本。

摘要： 本发明提供了一种Al‑Ti‑B‑Sr中间合金的制备方法和Al‑Ti‑B‑Sr中间合金，制备方法包括：制得Al‑Si‑Mg系铝合金熔液；向铝合金熔液中加入K2TiF6和KBF4的混合物，制得Al‑Ti‑B熔液；将Al‑Ti‑B熔液升温至800°C～900°C，向Al‑Ti‑B熔液中加入含有Sr的变质剂，制得Al‑Ti‑B‑Sr合金熔液。本发明所提供的制备方法，省去了繁琐的Al‑Ti‑B和Al‑Sr的预制备工序，简化了制备工艺，节约了能耗和降低了生产成本。同时由本发明提供的制备方法制成的Al‑Ti‑B‑Sr中间合金，TiAl3相、TiB2相及Al4Sr相更加细小，且其分布弥散均匀，对铝硅合金等能够起到很好的细化变质效果。

摘要： 本发明公开了一种Al-Ti-B-N中间合金的制备方法，步骤为：按质量比称取纯钛0.01-12%，BN粉0.005-6%，纯铝锭余量；将纯钛与BN粉混合，分为若干份；将铝锭熔化至900-1200°C，将纯钛与BN粉的混合物分次压入铝液内；所有的纯钛和BN粉都压入后，反应1-10min；将所得合金液冷却至850-1100°C，浇注入铸模，凝固即得。本发明还公开了Zn-Al-Ti-B-N中间合金的制备方法及所得的中间合金。本发明用普通的熔炼工艺就可实现，不需要粉末球磨及气体保护等复杂工艺措施，对纯钛原料的要求低（可使用常见的颗粒或块状海绵钛），成本低，且生产过程中无环境污染，极适合于规模化工业生产。

摘要： 本发明涉及一种采用离子液体低温电沉积技术制备Al-Ti合金或电镀Al-Ti合金的方法，其特征在于采用有机物与无水三氯化铝合成离子液体，加入适量的钛盐制备成离子液体电解质，预处理过的基体为沉积阴极，采用直流电沉积制备Al-Ti合金或电镀Al-Ti合金，其含钛量可高达30％。本发明采用的离子液体来源广泛、价格低廉、电化学窗口宽，电导率高、环境友好且能有效溶解钛盐，用离子液体低温电沉积技术制备Al-Ti合金及其镀层可有效地降低了电沉积温度和槽电压，降低了能耗和大大减缓了对设备的腐蚀，得到的沉积层性能优异，沉积层的厚度和钛含量易于控制。

摘要： 提供用于以适于量产的方法使Ti-Al系合金的耐高温氧化性提高的表面处理方法和Ti-Al系合金。对于含有Al为15原子％以上、55原子％以下的Ti-Al系合金基材，在含有氟源气体的气氛中加热保持，在其表面形成厚0.1μm以上、10μm以下的氟稠化层，并且该氟稠化层中的F的最高浓度为2原子％以上、35原子％以下，在曝露于高温氧化气氛中时，Ti-Al系合金基材的表面被氧透过性极低的Al

摘要： 一种Sr、Zr、Ti和Ce四元复合微合金化的高强度高塑性Al‑Si‑Cu系铸造铝合金，主要由铝、硅、铜、锶、锆、钛和铈组成，其制备方法，依次包括：（1）熔铸，（2）均质化退火，（3）固溶处理，（4）时效。本发明的铸造铝合金的抗拉强度为360MPa~391.58MPa，断裂伸长率为5.75~%7.5％。本发明使用四元复合微合金化技术，相比Sr、Zr二元微合金化组织更致密，合金的成分更加均匀，减小了初生硅相的尺寸和数量，更有效的提高了铸造铝合金的强度和塑性；本发明制备的铸造铝合金具有较高的抗拉强度和断裂伸长率，满足了汽车工业对合金部件轻量化、高强化和高韧性的要求。

摘要： 本案提供了一种用于TiAl合金/Ti2AlNb合金或Ti3Al基合金连接的中间层及扩散焊方法，该扩散焊方法通过设计并制备Ti/Al+Nb的三元叠层箔带；将TiAl合金与Ti2AlNb合金，或，TiAl合金与Ti3Al基合金加工成所需的尺寸后，进行打磨、抛光、超声清洗；将三元叠层箔带置于待焊接合金表面，放入真空扩散焊设备中，施加压力，经加热、保温、冷却热循环后完成焊接。通过采用合适的Ti/Al+Nb的三元叠层箔带中间层结构和厚度，调控焊接参数，可实现扩散连接过程的良好控制，得到与两种被焊母材接近的焊缝组织，实现两种被焊母材的高质量、高强度连接。