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摘要:艦船和海洋領(lǐng)域?qū)︹伜辖鸩牧系男枨蟪蚀笮突l(fā)展趨勢，鑄錠作為鍛件和板材的母材，其大型化也勢在必行。為滿足大型鑄錠的工業(yè)化生產(chǎn)，采用有限元分析法對真空自耗電弧熔煉（VAR）超大規(guī)格TC4ELI鈦合金一次錠和成品錠的熔煉過程進(jìn)行了數(shù)值模擬研究。結(jié)果表明，一次錠熔煉過程中穩(wěn)弧電流和穩(wěn)弧周期直接影響熔池中夾雜物的運(yùn)動軌跡；對于TC4 ELI鈦合金一次錠熔煉，較為合適的穩(wěn)弧參數(shù)為穩(wěn)弧電流30 A，穩(wěn)弧周期40 s；成品錠熔煉時，降低熔煉電流，增大穩(wěn)弧電流和穩(wěn)弧周期，即加強(qiáng)VAR熔煉過程中的攪拌有助于提高鑄錠成分均勻性和表面質(zhì)量。根據(jù)數(shù)值模擬結(jié)果進(jìn)行了12.8 t級超大規(guī)格TC4 ELI鈦合金鑄錠的工業(yè)化生產(chǎn)，所得鑄錠表面質(zhì)量良好，成分均勻。

摘要:基于國內(nèi)某企業(yè)3200 kW的雙流C型電子束冷床爐（EB爐），建立了鈦液流動–傳熱–凝固–揮發(fā)的多場耦合數(shù)學(xué)模型，理論分析了不同熔煉工藝下初煉和精煉冷床內(nèi)鈦液的冶金行為。結(jié)果表明：穩(wěn)定熔煉過程中，熱輻射為熱量散失的主要途徑，占總散失熱量的77.63%，熱傳導(dǎo)散失的熱量占比為22.36%，鈦揮發(fā)導(dǎo)致的熱量損失忽略不計；鈦液揮發(fā)主要發(fā)生于初煉冷床內(nèi)；相同熔煉功率下，增加熔煉速率可降低初煉冷床內(nèi)鈦液的過熱度和揮發(fā)速率，當(dāng)熔煉速率由1000 kg/h增加至2000 kg/h時，鈦液的過熱度由210 K降低至8 K，最大揮發(fā)速率由0.0022 kg/s降低至0.0004 kg/s。

摘要:研究了Cr、V、Mo、Al等元素對Ti-Ta系合金在6mol/L沸騰硝酸中腐蝕行為的影響規(guī)律。通過掃描電子顯微鏡（SEM）和電化學(xué)工作站等分析方法對不同成分合金的腐蝕速率、鈍化膜形貌、極化曲線等進(jìn)行分析。結(jié)果表明，單獨(dú)添加Cr、V、Mo元素對Ti-Ta合金的耐蝕性能影響較小，而添加Al元素會大幅降低合金耐蝕性能；Ti-Ta-Cr合金的腐蝕速率最低，鈍化膜致密度最高，穩(wěn)定性最佳；Ti-Ta-Al合金在腐蝕過程中很難形成致密且穩(wěn)定的鈍化膜。對于Ti-Ta系多元合金，復(fù)合添加Cr、V元素有助于獲得致密的鈍化膜，添加Mo元素會降低鈍化膜致密度和穩(wěn)定性，Al元素添加量為1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）時對合金鈍化行為的影響不大。提高氧濃度會惡化Ti-Ta-X三元合金在沸騰硝酸中的耐蝕性能。

摘要:為了研究Ti6321合金在不同溫度下的服役性能及其塑性變形機(jī)制，在–196～400℃下對其進(jìn)行拉伸性能測試并對斷口形貌和顯微組織進(jìn)行分析。結(jié)果表明，隨著溫度的升高屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸降低，屈強(qiáng)差和斷面收縮率逐漸增大；延伸率在–100℃降至16.0%，之后隨著溫度的升高而升高。不同溫度下Ti6321合金的塑性變形機(jī)制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性變形機(jī)制主要為柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位錯滑移受到抑制，此時等軸α相滑移類型為柱面滑移、一級錐面和滑移，片層α相滑移類型為基面滑移和二級錐面滑移；但{1012}和{1122}孿晶開動使塑性得到恢復(fù)，變形機(jī)制為滑移、孿生共存，以滑移為主。200℃和400℃下Ti6321合金位錯交互作用強(qiáng)烈，可發(fā)現(xiàn)位錯網(wǎng)等位錯組態(tài)特征，同時有少量{1012}孿晶開動，變形機(jī)制主要為位錯滑移。等軸α相與片層α相中的滑移類型相同，為柱面滑移和二級錐面滑移。

摘要:采用有限元法對Ti-811合金棒材熱連軋過程進(jìn)行數(shù)值模擬，分析變形過程中軋件應(yīng)力場、應(yīng)變場和溫度場的數(shù)值以及分布規(guī)律，并基于數(shù)值模擬結(jié)果進(jìn)行軋制驗(yàn)證，為制定Ti-811合金棒材軋制工藝提供指導(dǎo)。結(jié)果表明：模擬連續(xù)軋制過程中軋件的最大應(yīng)力位于與軋輥接觸的表面，且由邊部到心部逐漸降低；隨著軋制道次的增加，應(yīng)力值逐漸下降、應(yīng)變量逐漸增大；軋件在各道次的變形過程中表層和心部存在差異，心部變形量大于邊部變形量；軋件與軋輥接觸的表面層有明顯溫降，當(dāng)軋件脫離軋輥后表面層溫度逐漸回升，軋制結(jié)束后表面層溫度回升至初始溫度，但心部因變形熱積聚溫度略有升高，最大溫升值達(dá)到14℃?；跀?shù)值模擬結(jié)果在熱連軋機(jī)組上進(jìn)行軋制驗(yàn)證，所軋制的Ti-811合金棒材外形尺寸良好，且組織與力學(xué)性能滿足GJB 9567—2018《葉片用TA11和TC6鈦合金棒材規(guī)范》要求。

摘要:研究了不同冷軋變形量和退火工藝對Gr.39鈦合金帶卷顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，對于熱軋退火態(tài)Gr.39鈦合金帶卷，當(dāng)冷軋變形量從0升高到59.4%時，顯微組織由完全退火的等軸組織逐漸變形為被拉長的纖維狀組織，并且隨著變形量的增加，材料加工硬化程度逐漸增加?？紤]到軋制過程的穩(wěn)定性，建議單軋程冷軋變形量控制在60%以內(nèi)。Gr.39鈦合金帶卷在700℃退火發(fā)生完全再結(jié)晶，退火溫度升高至相變點(diǎn)以上時，顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榇执笪菏辖M織。隨著退火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低，延伸率逐漸升高。推薦冷軋Gr.39鈦合金帶卷退火制度為700℃/8 h/AC。

摘要:采用一次換向+四火次軋制、二次換向+四火次軋制和一次換向+三火次大變形軋制3種工藝制備了厚度10.0mm的TA15鈦合金中板，研究了軋制工藝對板材顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：3種TA15鈦合金中板顯微組織均為α+β兩相區(qū)加工組織，但采用二次換向+四火次軋制的樣品B顯微組織中初生α相尺寸最為細(xì)小、等軸化程度最高；3種TA15鈦合金板材室溫和高溫力學(xué)性能均符合GJB 2505A—2008標(biāo)準(zhǔn)要求，但采用一次換向+三火次大變形軋制的樣品C室溫和500℃高溫抗拉強(qiáng)度橫縱向差異最小，500℃高溫持久性能最佳。

摘要:鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高等多種優(yōu)點(diǎn)，但存在摩擦因數(shù)高、耐磨性能差、高溫易氧化等缺點(diǎn)。激光熔覆技術(shù)可根據(jù)需求提升鈦合金的表面性能，滿足不同服役環(huán)境下對鈦合金零部件的使用要求。為此，重點(diǎn)介紹了鈦合金表面激光熔覆材料，包括自熔性合金粉末、陶瓷粉末、金屬基陶瓷復(fù)合粉末等，討論了激光熔覆工藝對涂層性能的影響，最后指出了鈦合金表面激光熔覆涂層的發(fā)展方向：(1)發(fā)展新型熔覆層材料體系；(2)優(yōu)化激光熔覆工藝參數(shù)；(3)研發(fā)功能梯度涂層。

摘要:<正>日本大阪鈦科技公司2023財年第1季度（2023年4月1日至2023年6月30日）營業(yè)額為141.30億日元，較2022財年第1季度的87.02億日元增長了62.4%；營業(yè)利潤為16.91億日元，較2022財年第1季度的4.22億日元增長了300.5%；凈利潤為20.73億日元，較2022財年第1季度的8.17億日元增長了153.6%。公司鈦事業(yè)部2023財年第1季度銷售額為134.07億日元，同比增長75.9%。其中，面向航空領(lǐng)域出口海綿鈦的銷售額同比增長72.2%，日本國內(nèi)一般工業(yè)及民用領(lǐng)域?qū)＞d鈦的需求也顯著增加，銷售額同比增長83.1%。

摘要:<正>據(jù)報道，ATI公司將在位于華盛頓州南部的里奇蘭投資擴(kuò)建鈦熔煉工廠。該擴(kuò)建項目預(yù)計于2024年年底投產(chǎn)，產(chǎn)品認(rèn)證將在2025年進(jìn)行。ATI公司總裁兼首席運(yùn)營官KimFields表示，公司正在努力擴(kuò)大鈦熔煉產(chǎn)能，提升鈦產(chǎn)品品質(zhì)，本次擴(kuò)建項目在化學(xué)成分控制、工藝靈活性方面將更具優(yōu)勢。項目完成后，ATI公司航空航天及國防級鈦產(chǎn)品產(chǎn)量將較2022年增加約35%。

摘要:<正>~~

摘要:本發(fā)明公開了一種表面納米化的大規(guī)格超細(xì)晶鈦合金薄板及其制備方法，包括初步軋制、包覆疊軋和表面處理。該方法通過初始大變形軋制及后續(xù)低溫包覆疊軋工藝得到晶粒尺寸小于2μm的大規(guī)格超細(xì)晶鈦合金薄板；且隨著碾壓道次數(shù)的增加，下壓力逐漸增加，經(jīng)過多道次碾軋后可獲得表面為納米晶、芯部為超細(xì)晶的鈦合金薄板。

摘要:本發(fā)明涉及鈦合金鍛造技術(shù)領(lǐng)域，公開了一種高組織均勻性的Ti17鈦合金大規(guī)格棒材的鍛造方法。其鍛造工藝路線：第一次高溫均勻化處理+開坯鍛造→第二次高溫均勻化處理+相變點(diǎn)以上鍛造→首次α+β相區(qū)鍛造→相變點(diǎn)以上熱處理+鍛造→第二次α+β相區(qū)鍛造→α+β相區(qū)拔長鍛造→α+β相區(qū)成品鍛造。