热变形参数对Ti6246钛合金显微组织的影响

使用Gleeble-3800热模拟机对Ti6246钛合金进行了等温热压缩试验,研究了变形温度、应变速率以及变形程度对合金显微组织的影响。结果表明:Ti6246合金经不同相区变形时,显微组织对热变形参数敏感性不同。变形温度对两相区变形后初生α相含量,β相区变形后β晶粒尺寸、数量的影响较为显著;应变速率则对两相区变形后初生α相的形态、β相区变形后β晶粒的取向和晶界再结晶有较大影响,且在低温,大应变速率时,观察到合金局部塑性流动现象;随着变形程度的增大,两相区变形后拉长的初生α相发生破断、球化,β相区变形后粗化的β晶粒呈现等轴形态。     

体育器材用Ti60合金高温塑性性能和微观组织试验研究

对体育器材用Ti60合金铸件进行等温压缩试验,研究了该合金在960~1110℃和应变率0.001~10.0 s~(-1)下的材料特性。以双曲正弦模型为基础构建了合金的热变形本构方程,分析了该合金在高温下的塑性。对比观察实验前后合金的微观组织。结果表明,α+β相区和β相区的表观活化能分别为648、179 k J/mol,原因是α+β相区片状α组织的动态球化作用更剧烈;流动应力与变形温度和应变率有关;应变为0.6时,流动应力随应变率的增大而增大;在应变率一定时,变形温度越高,流动应力越小。     

汽车发动机气门Ti60合金的流变应力和流动软化性能研究

以汽车发动机气门Ti60合金铸件为研究对象,通过Gleeble-3800试验机下的等温压缩试验,研究了汽车发动机气门Ti60合金在960~1110℃和应变率0.001~10.0s~(-1)下的应力-应变特性,探究合金在高温下的变形特性。结果表明,合金的流变应力随应变率的增大而增大,而随温度的升高而减小;合金的α+β相区比于β相区,其流动软化现象更明显;在α+β相区,合金流动软化是由薄片状的α组织球化和组织的高温变形引起,而在β相区,流动软化是由动态回复和再结晶引起。     

Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形行为及工艺参数优化

在变形温度920~1040℃、应变速率0.001~70.0 s~(-1)条件下,采用Thermecmastor-Z热模拟试验机研究Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金在α+β两相区变形时的流动行为和塑性变形机制,得到优化的工艺参数范围。结果表明:该合金在α+β两相区变形时的流动应力对变形温度和应变速率均较敏感,变形温度较低时(920、950和980℃),流动应力曲线呈流动软化特征,变形温度较高时(1010和1040℃)呈稳态流动特征。失稳变形工艺参数范围为(920~930℃、0.2~70 s~(-1))和(1000~1040℃、1~70 s~(-1))范围,该区域易产生局部流动和机械失稳。综合加工图及微观组织观察结果,优化出的Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形时的工艺参数范围为(1000~1030℃、0.001~0.1 s~(-1))及(920~935℃、0.001~0.003 s~(-1)),其塑性变形机制为超塑性成形。     

应变速率对TC11钛合金α＋β相区变形行为的影响

利用热模拟实验机,在α+β两相区变形温度780～990℃和应变速率0.001～70 s-1对TC11钛合金进行等温、恒应变速率压缩实验,获得流动应力变化规律,并分析了应变速率对微观组织的影响.结果表明:变形温度较低、应变速率较高时,变形呈流变软化特征;变形温度较高、应变速率较低时,变形呈稳态流动特征.通过对不同应变速率下TC11钛合金的微观组织观察可知,当变形温度为780～870℃、应变速率为10～70 s-1时,易发生绝热剪切或局部流动等失稳现象.当变形温度为870～960℃、应变速率为0.001 S-1时,变形机制为超塑性.当变形温度为990℃、应变速率为0.001 s-1时,变形机制为大品粒超塑性.     

Ti-1023合金超塑性压缩时的流动应力及显微组织

在α＋β两相区和β单相区对Ti-1023合金进行了恒应变速率等温超塑性压缩试验,实测得到了一组流动应力-应变曲线。实验结果表明：应变速率对Ti-1023合金的流动应力有显著影响,变形温度对流动应力的影响程度与应变速率大小密切相关;较低温度快速压缩时易得到均匀细小的等轴α相组织,慢速压缩时组织有一定粗化。较佳超塑性压缩温度为760℃～740℃,应变速率可根据锻件成形、组织性能及生产率的需要在一定范围内选取。     

热变形参数对47Zr-45Ti-5Al-3V合金β→α相转变的影响

采用Gleeble 3500热模拟实验机和D/MAX-2500/PC型X射线衍射仪研究了热变形参数对47Zr-45Ti-5Al-3V合金β→α相转变的影响。结果表明,在850℃固溶处理后,该合金发生完全再结晶,再结晶晶粒尺寸为224μm,合金的组织由单一β相组成。在α+β两相区热变形过程中,该合金将发生β→α相的转变,其相变行为依赖于应变速率和变形温度。在低应变速率变形时,该合金发生了β→α相的转变;而在高应变速率变形时,该合金发生α→β相转变。在低温高应变速率变形时,该合金中析出的α相为针状。随变形温度的升高和应变速率的降低,针状α相发生球化,而且球状α相的体积分数逐渐增加。当变形温度为600℃和应变速率为10~(-3)s~(-1)时,针状α相完全球化。     

热压参数对TA15合金流动应力及显微组织的影响

在α＋β两相区和β单相区对TA15合金进行恒应变速率等温压缩试验，实测得到了一组流动应力应变曲线，并对流动应力及压缩后的显微组织变化规律进行分析。结果表明：应变速率对TA15合金的流动应力有显著影响，变形温度对流动应力的影响程度与应变速率大小密切相关；较低温度快速压缩时易得到均匀细小等轴α相组织，慢速压缩时组织有一定的粗化。较佳等温压缩温度为900℃～980℃，应变速率可根据锻件成形、组织性能及生产率的需要在一定范围内选取，宜采用适当大的应变速率。     

新型Ti5321合金片层组织的热变形行为

为研究具有原始粗片层组织的Ti5321合金热压缩变形过程中流变应力、显微组织等随变形条件的变化,在Gleeble-2800型热模拟试验机上进行高温热压缩试验,试验温度790~850 ℃,应变速率为0.01~1 s-1,变形量为30%~70%。结果表明：Ti5321合金的软化机制与片层组织球化和动态再结晶有关,变形量和变形温度是影响合金片层组织球化及β再结晶的主要因素。同一变形温度和应变速率下,随着变形量的增大.会出现片层α相球化及β相再结晶现象。当应变速率和变形量相同时,低温变形主要发生的是片层α相球化行为,高温变形发生的是β相的再结晶。     

热变形条件对Ti60合金微观组织的影响

研究变形工艺参数对Ti60合金微观组织(初生α相尺寸和体积分数)的影响。实验时选取的变形温度为900、930、960和980℃,应变速率为0.001、0.01、0.1、1.0和10.0 s?1,变形程度为50%、60%和70%。结果表明:变形温度对Ti60合金微观组织有着显著影响。在(α β)两相区,随着变形温度的升高,初生α相含量减少,而α相尺寸呈先增大后减小的趋势;应变速率对Ti60合金变形组织中初生α相的形态有较大影响。随着应变速率的增加,晶粒尺寸呈先减小后略有增大的趋势,初生α相含量呈逐渐减小的趋势;变形程度存在一临界值,超过这一临界值后,变形程度的增加有利于晶粒的细化;初生α相含量随着变形程度的增加呈先增大后减小的趋势。     

变形参数对Ti-22Al-24Nb合金高温流动应力及组织影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Ti-22Al-24Nb合金在温度为900～1 110℃和应变速率为0.01～10s~(-1)条件下的高温流动应力及微观组织,分析了应变速率和变形温度对高温流动应力及热变形组织的影响。结果表明,变形温度和应变速率对Ti-22Al-24Nb合金的流动应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而升高。在α_2+B_2两相区,高应变速率下(6)ε≥1.0s~(-1))进行变形时,合金显微组织发生局部塑性流动和绝热剪切。在B_2单相区,低应变速率(6)ε≤0.1s~(-1))进行变形时,有明显的动态再结晶晶粒产生。高应变速率下,原始B_2相晶粒被明显拉长,晶界多呈不连续状态;低应变速率下变形时,随变形温度升高,合金易发生动态再结晶,当变形温度高于990℃时出现明显的动态再结晶特征;高应变速率下变形时,晶界模糊,随变形温度降低,晶界几乎全部消失,合金易发生局部塑性流动和绝热剪切。     

热变形对47Zr-45Ti-5Al-3V合金在变形过程中α→β相转变的影响（英文）

研究应变速率和变形温度对具有初始片状α相的47Zr-45Ti-5Al-3V合金在热变形过程α→β相转变的影响。结果表明,当变形温度为550°C时,α相的体积分数随应变速率的增加而降低;而当变形温度为600和650°C时,随应变速率从1×10~(-3) s~(-1)增大到1×10~(-2) s~(-1),α相的体积分数先增加到一个最大值,随后随应变速率的增加而逐渐下降;当变形温度为700°C时,整个变形过程中合金组织由单一β相组成。在一个给定的应变速率条件下,α相的体积分数随着变形温度的增加而降低。随着应变速率的降低和变形温度的增加,球状α相的体积分数和尺寸逐渐增加。当变形温度达到650°C和应变速率降低到1×10~(-3) s~(-1)时,片状α相完全转变为球状α相。α相的体积分数及形貌随应变速率和变形温度的变化显著影响合金的硬度。     

TB18钛合金热变形行为及动态再结晶机制

本文利用Gleeble 3800热模拟试验机和电子背散射衍射（EBSD）技术研究了TB18钛合金在700℃~ 900℃、应变速率0.01~10 s-1时的热变形行为和动态再结晶机制。研究表明该合金的流动应力大小对应变速率和变形温度敏感。变形初期流动应力皆在达到峰值应力后快速软化,随后有不同程度的上升。通过数据回归得到了该合金在两相区和单相区的高温变形Arrhenius型本构方程,其变形激活能分别为340 kJ/mol和185 kJ/mol。其单相区的变形软化机制主要为β相的动态回复,两相区主要为β相的动态再结晶。结合了EBSD技术,金相观察和流变曲线特点的分析表明,在高变形温度,低应变速率时（900℃,0.01s-1）主要以几何动态再结晶（GDRX）为主。在温度较低,或变形速率较高下,变形初期发生不连续动态再结晶（DDRX）,应变增大后发生连续动态再结晶（CDRX）。     

新型网状增强体分布的原位自生TiB_w/Ti6Al4V复合材料的热变形行为(英文)

通过原位自生反应热压法制备出TiB晶须增强Ti6Al4V(TC4)合金基复合材料(TiBw/Ti64)。通过热压缩实验研究这种新型复合材料的高温变形行为,变形温度区间为900~1100°C,变形应变速率区间为0.001~10s1。结果显示,该复合材料的流变应力随变形温度的升高与应变速率的降低而降低。当应变速率达到10s1时,出现了非连续屈服与流变失稳现象,特别是在β相区变形时,这种现象更加明显。根据应力—应变曲线上获得的峰值流变应力,分别获得了α+β双相区与单一β相区的流变应力方程。根据流变应力方程,获得了α+β双相区塑性变形激活能为822.3kJ/mol,单一β相区塑性变形激活能为209.4kJ/mol。增强体网状组织结构与基体组织结构变形形态较大程度上取决于变形区域与变形参数。     

置氢TC21合金粉末烧结材料高温流变行为及组织演变

采用热压缩试验研究置氢量0.22wt%TC21钛合金粉末烧结材料在温度850℃~1000℃和应变速率0.001s-1~0.10 s-1范围内的流变行为和组织演变,分析了该合金烧结材料在试验参数范围内变形的应力-应变曲线特征。动力学分析获得置氢TC21合金粉末烧结材料高温压缩变形的应力指数和变形激活能分别为3.32kJ/mol和442.74kJ/mol,表明置氢TC21合金粉末制品在高温变形过程中均发生了动态再结晶。组织观察发现,在β相区变形时,β晶粒随金属流动方向明显被拉长、变形;在α+β相区变形时,β相的组织变化基本同其在β相区变形时一样,只是β相再结晶过程加剧;在α相区变形时,原始的的片状和等轴状组织中α相组织发生再结晶,初生的α相含量逐渐减少。平面应变状态下发生动态再结晶的临界变形量大于均匀单向压缩状态下的临界变形量。     

均匀化处理的6063铝合金的热压缩变形行为及组织演变

为了考察6063铝合金在较高应变速率下的变形行为,采用Gleeble-3500热模拟试验机对合金在变形温度390~510℃和应变速率1~20 s~(-1)进行热压缩试验。结果表明:流动应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增大而升高。在应变速率为1~10 s~(-1)时,流动应力随着应变增加逐渐进入稳态流动阶段;在应变速率为20 s~(-1)时,流动应力达到峰值后随应变量增加而下降。通过热加工图获得适宜的热变形工艺参数为:变形温度460~490℃,应变速率2~6.3 s~(-1)。合金在失稳区发生局部流动和剪切变形,在安全加工区域组织更均匀。随着温度升高和应变速率下降,位错密度减小,合金发生动态再结晶。     

高氧TC4钛合金β相区变形行为研究

采用Gleeble-3800热模拟压缩试验机研究了高氧TC4钛合金在温度为990~1 030 ℃、应变速率为0.01~1.0 s-1、变形量为60%时的变形行为及微观组织特征，并构建了该合金的本构方程。结果表明，高氧TC4钛合金在β单相区变形时随着应变速率的增加和变形温度的降低，其流动应力显著增加，该合金在β相区的变形激活能为141 kJ/mol。在990~1 030 ℃加热温度下，原始β晶粒尺寸在250~255 μm范围内，晶粒尺寸对温度不敏感。随着应变速率的增大，原始β晶粒沿着垂直于压缩轴方向被拉长，在被拉长的原始β晶界上可观察到β再结晶晶粒。     

Ti55531合金高温变形特性分析及其本构方程的建立

为了探究Ti55531合金的可旋压性能,采用热模拟压缩试验,研究了全β相固溶态Ti55531合金在α＋β相区、β相区及相变点Tβ共7个温度点及0.01、0.1、1 s-13个应变速率下的单向热压缩变形特性。结果表明：Ti55531合金流变应力随应变速率的增大和变形温度的降低而增大;流变应力随应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳。650-800℃是该合金合理的旋压温度范围。在650-800℃,0.01、0.1、1 s-1变形条件下,该合金的最大径向旋压力小于所用设备的最大径向推力,可以结合实际工件尺寸精度及表面质量等方面的要求调整变形速率。Ti55531合金的高温变形特性可用Sellar和Mc Tegart提出的双曲正弦模型来描述。结合旋压工艺参数,获得全β相固溶态Ti55531合金在α＋β两相区变形的本构方程,为后续有限元数值模拟分析及热旋工艺制定提供理论基础及试验依据。     

Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形行为

采用Gleeble-1500D热模拟试验机,在温度为550~900℃,应变速率为0.001~10 s~(-1)的条件下对Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金的热变形行为进行研究。分析应变速率和变形温度对合金热变形组织的影响,建立合金Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti的热变形本构方程。结果表明:Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形时的热变形激活能Q为318883 J·mol-1,合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低。当变形温度较高、应变速率较低时,合金容易发生动态再结晶。     

不同原始组织Ti80合金热变形行为及组织演变规律研究

通过热模拟压缩试验,研究了等轴组织和魏氏组织Ti80合金在温度850～1000℃、应变速率0.01～10 s~(-1)、变形量20%～60%条件下的热变形行为及组织演变。结果表明:Ti80合金为温度敏感型和应变速率敏感型材料,两相区变形时软化机制以动态再结晶为主,单相区变形时以动态回复为主。低应变速率条件下(0.01 s~(-1)),等轴组织的流变应力峰值高于魏氏组织,高应变速率条件下(1～10 s~(-1))则相反。相同变形参数下,原始组织类型对合金显微组织演变有显著影响。在β相变点以下,随着变形温度升高,等轴组织基体中初生α相减少,次生片状α相破碎形成不规则小颗粒;魏氏组织晶界α相完全破碎,β晶粒内部大部分片状α相破碎形成等轴颗粒,只保留少量不同位向集束状α相。随着变形量增大,等轴组织中α相再结晶晶粒尺寸增大明显,魏氏组织中集束片状α相逐渐被破碎,形成细小的短条状和等轴再结晶α晶粒。