应变对两相区固溶处理Ti-55531合金室温压缩变形机制的影响

使用Gleeble3800热模拟试验机和6.3MN锻造模拟试验机对两相区固溶处理Ti-55531合金进行室温压缩变形实验,运用SEM、XRD和TEM分析变形组织,研究应变对两相区固溶处理Ti-55531合金室温压缩变形机制的影响。结果表明,两相区固溶处理Ti-55531合金组织由初生α_p相和残余β_r相组成,α_p相的硬度低于β_r相;当室温压缩工程应变量为8%～10%时,合金位错主要集中于α_p相中;随着应变的增加,α_p相中的位错密度增大,当工程应变量增大到20%时,大量位错在α_p相与β_r相的相界面处聚集,α_p相内形成严重的位错塞积和位错缠结,β_r相中滑移系开动的数量也逐渐增多;当工程应变量增大到30%时,β_r相中也出现了位错塞积和位错缠结;应变量继续增大,当工程应变量增大到60%时,等轴的初生α_p相沿变形方向被拉长,同时α_p相和β_r相中均出现大量位错胞。     

TA15钛合金β热变形行为及显微组织

基于二元相图计算法和差示扫描量热法(DSC)精确测定了TA15钛合金的相变点。采用热模拟压缩实验、光学显微镜(OM)及电子背散射衍射技术(EBSD)和定量分析法研究了TA15钛合金的β热变形行为,分析了变形温度、应变速率和变形量对其流变应力和显微组织的影响规律。结果表明:TA15钛合金在β热变形时,流变应力曲线呈现两种软化态势:高应变速率条件下,流变应力曲线呈现动态再结晶型,而低应变速率条件下流变应力曲线呈现动态回复型;低应变速率下获得极细的片状马氏体微结构,而高应变速率下为粗大的板状马氏体微结构,且大角度晶界比例较低;应变速率对显微组织特征参数(β晶粒大小及不均匀性、β转变组织片层厚度以及长宽比)的影响较为显著。研究结果可为优化TA15钛合金β热变形工艺参数,获得良好的组织形态提供理论依据。     

不同加热制度下TA15钛合金变形组织及微观取向分析

在Gleeble—3500型热模拟机上对近α型TA15钛合金进行等温压缩实验,研究不同加热制度对TA15钛合金热变形后微观组织、晶界取向差和晶粒取向的影响。研究结果表明,在两相区(900℃)变形时,常规加热制度下变形后TA15钛合金微观组织主要由原始等轴α相、再结晶α相和马氏体α'相组成,当晶界取向差为40°、60°和90°左右时晶界比例出现峰值;而β相区加热制度下合金变形微观组织主要由片状马氏体α'相、β相和晶界处细小的α相组成,当晶界取向差为60°和90°左右时晶界比例出现峰值,晶粒择优取向性增强。在β单相区(1 050℃)变形时,常规加热制度下变形后合金微观组织中β晶粒晶界清晰,集束特征明显;而β相区加热制度下合金变形微观组织主要由长宽比较大的α'相组成,原始β晶粒消失,当晶界取向差为60°和90°左右时晶界比例出现峰值,晶粒择优取向性减弱,各向同性增强。     

热变形参数对钛合金两相区流变行为的影响

以热轧态Ti80合金作为基材,在Gleeble-3500热模拟测试机上进行高温压缩测试,变形温度为800～1000℃,应变速率为0.01～10 s-1,总变形比例为75％.结果 表明:Ti80钛合金在800～950℃时处于α+β两相区,其流变行为受变形温度和应变速率的显著影响.Ti80钛合金的加工硬化主要来自于初始α相中位错密度的提高,变形温度的提高会导致α相的减少,流变峰值应力不断降低,过高的应变速率会导致α相内位错运动受阻.Ti80钛合金中的初始α相更容易发生动态回复和动态再结晶,随着变形温度的提高,初始α相不断减少,动态软化程度逐渐减小直至接近0.为保证钛管热轧的稳定性,应适当提高变形温度,保证Ti80钛合金热变形组织具有较高的β相体积分数,同时避免应变速率过高造成轧制载荷过大.     

一种新型亚稳β钛合金的热变形本构模型

基于新型亚稳β钛合金Ti2448在温度范围为1023～1123 K,应变速率范围为63.000～0.001 s-1的等温热压缩流动应力曲线特征,采用经典的应力-位错密度关系式和动态再结晶动力学模型构建了完整描述亚稳β钛合金热变形流动应力与应变、应变速率和变形温度关系的本构模型.位错密度变化方程和Avrami方程被用来分别描述合金在高(≥1s-1)低(＜1 s-1)应变速率下呈现的动态回复(DRV)和动态再结晶(DRX)两种不同的变形机制.最终通过应用全局优化求解非线性方程的新方法确定本构模型中的相关参数.根据本文所建模型得到的预测曲线和实验曲线吻合较好,能够有效预测Ti2448在热变形过程中的流动应力,为构建亚稳β钛合金热变形本构模型提供一种有效方法.     

TA15钛合金在相变点附近的热变形机制及组织演化

采用Gleeble—3500型热模拟试验机对TA15钛合金进行等温压缩试验,应变速率为1~0.01s-1、变形温度为900~1 050℃。结果表明:TA15钛合金在相变点附近的热压缩流变行为可采用含有Z参数的双曲正弦函数形式的本构方程来描述;在试验参数范围内,当变形温度和应变速率逐渐提高时,TA15钛合金内部显微组织和热变形机制发生改变,导致变形激活能先升高后降低;结合热加工图和热变形后的显微组织分析可知,在两相区上部(变形温度950℃左右)以较低的应变速率(0.1~0.01s-1)进行热变形时,由于完全动态再结晶的发生,材料具有较高的耗散效率,获得了晶粒细小且分布均匀的显微组织。     

TA19钛合金高温变形热加工图构建和微观组织演变

利用Gleeble-3500热模拟压缩试验机,在变形温度820～980℃和应变速率0.01～10 s~(-1)的变形条件下,对TA19钛合金进行热模拟压缩试验,并根据动态材料模型(DMM)建立了其热加工图。同时,结合TA19钛合金微观组织分析,揭示了热变形工艺参数影响热加工图的内在原因。结果表明:变形工艺参数与能量耗散率和非稳态区密切相关。应变速率为0.01～1 s~(-1)时,能量耗散率较大,且随着变形温度的升高,能量耗散率先增大后减小,在940℃附近获得最大值。同时,变形失稳区包括2个典型区域,其中I区为(820～900)℃/(0.01～1) s~(-1),II区为(960～980)℃/(1～10) s~(-1)。变形温度为940℃时,较多的等轴α相和较高的再结晶驱动温度使得再结晶程度加强,因此能量耗散率获得最大值。绝热剪切带、片层α相与等轴α相之间的变形不协调以及β晶粒的剧烈长大是TA19钛合金高温变形失稳的主要原因。     

TC4-DT钛合金热变形机制及加工图

用Gleeble-1500型热模拟机研究TC4-DT钛合金在850~1 100℃、应变速率0.001~10 s-1、变形量70%条件下的高温压缩热变形行为,分析了该合金的流变应力行为以及显微组织演变规律,建立了该合金的本构关系模型以及热加工图。研究结果表明,TC4-DT钛合金在两相区和β相区的热变形激活能分别为544.03 k J·mol-1和264.32 k J·mol-1,分别大于纯α相和纯β相的自扩散激活能,表明TC4-DT钛合金热变形由高温扩散以外的过程控制。在两相区热变形时,原始组织发生了不同程度的球化,且变形温度越低球化效果越好。在β相区热变形时,低应变速率下(0.001~0.1 s-1)主要发生动态再结晶,而高应变速率(1~10 s-1)下主要发生动态回复,动态再结晶行为受到抑制。TC4-DT钛合金的失稳区主要分布在低温高应变速率区域,变形温度主要在850~940℃,应变速率主要在0.1~10 s-1,功率耗散率η值小于28%。     

TC25G钛合金热变形过程中的组织演变

利用Gleeble 3800型热模拟试验机对TC25G钛合金进行了恒应变速率热压缩变形实验,获得了变形温度为930~1 020℃、应变速率为0.001~50 s~(-1)、变形程度为60%条件下的组织演变特征。结果表明:应变速率对α相的含量和形状基本没有影响,而对β转变组织的影响较大,高应变速率下呈带状,低应变速率下呈等轴状;变形温度对于控制α相含量有显著影响,α相含量随变形温度升高而降低,960℃时,仅为8%,且较高的变形温度下,β晶粒尺寸也相对粗大。     

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,试验温度为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。     

SP700钛合金热变形行为及组织演变

采用Gleeble3800热模拟试验机对SP700钛合金进行热压缩试验,研究合金在变形温度为800～880℃、应变速率为1～10 s–1、压缩变形量为30%和50%条件下的流变行为及显微组织演变.结果表明,随着变形温度升高和应变速率降低,SP700钛合金热压缩变形的峰值流变应力降低.合金在800℃压缩变形时,流变应力曲线呈明显的动态软化,其显微组织中α片层逐渐破碎球化,部分α片层发生动态再结晶.随变形温度升高,合金压缩真应力–应变曲线呈稳态流变状态.在相同变形温度下,随应变速率和压缩变形量增加,α片层球化程度增加.热变形过程中,平行于压缩轴的α片层在压应力作用下弯曲扭折,片层内取向差不连续存在,并于不连续处存在新α/α界面.垂直于压缩轴的α片层在压应力作用下界面发生起伏,片层内部存在累积取向差.在界面起伏处β相楔入α片层,最终导致α片层的破碎球化.     

TA17钛合金热变形行为及加工图

为探索TA17钛合金热变形行为和变形特性,采用Gleeble-3800热模拟机开展温度为700~1 100℃、应变速率为0.1~40 s~(-1)、变形程度为60%的热压缩试验。基于Arrhenius模型构建TA17钛合金的本构方程,基于动态材料模型构建TA17钛合金的热加工图(ε=0.6),并结合显微组织分析对热加工图进行验证。结果表明:热加工图预测结果与组织分析相符,当温度低于750℃或者应变速率大于10 s~(-1)的区域为TA17钛合金的加工失稳区域,失稳区以外是安全加工区域,热加工性能最佳的区域是800℃、0.1 s~(-1)。     

TC17钛合金热流变行为及组织演变机制研究

利用热模拟机对TC17钛合金进行等温压缩试验,变形温度范围为770～950℃,应变速率范围为1×10~(-2)～1×10~1 s~(-1),研究具有片状初始α相组织的TC17合金在α+β两相区和β单相区热变形行为。结果表明,TC17合金有两种不同的流变软化现象,在α+β两相区,高应变速率以及低应变速率下变形时均出现持续软化行为;在β单相区,流变应力达到峰值后迅速降低到一个稳定值,在高应变速率下表现出明显的不连续屈服现象,随后出现振荡,而在低应变速率下真应变对流变应力的影响很小,表现出稳定的流变行为;用Arrhenius正弦方程构建流变应力与变形温度、应变速率的关系,发现α+β两相区的形变激活能随应变的增加从670.1 kJ·mol~(-1)下降到370.1 kJ·mol~(-1),在β单相区,随着应变的增加,形变激活能从301.4 kJ·mol~(-1)下降到239.3 kJ·mol~(-1);TC17合金在α+β两相区的变形机制都是动态再结晶(球化),在β单相区变形时,高应变速率下的主要变形机制是动态回复,而低应变速率下为β相动态再结晶。     

变形温度对TC11合金低应变速率下的变形行为及组织的影响

采用THERMECMASTOR-Z热模拟试验机研究了TC11钛合金在变形温度780～1080℃,应变速率0.001～1 s-1范围的热变形行为,并采用金相显微镜研究了变形温度对TC11钛合金组织的影响,主要研究结果如下:变形温度对TC11钛合金的流动应力有显著影响,在较高温度或较低应变速率时,变形呈稳态流动特征;在较低温度或较高应变速率时,变形呈流变软化特征.在β单相区,当应变速率为1 s-1时,组织主要为拉长的β晶粒和少量的动态再结晶晶粒;当应变速率为O.01～0.1 s-1时,变形机制主要为动态再结晶;当应变速率在0.001 s-1附近时,变形机制为动态回复.在(α+β)两相区,变形温度870～960℃,应变速率0.001 s-1附近时,变形机制为超塑性.     

细小等轴α相对Ti-55531合金静态再结晶行为的影响

初始等轴组织Ti-55531合金在相变点以上经过0.01、0.1、1 s~(-1)不同应变速率的等温压缩变形,随后进行750℃×5 min/AC热处理。采用扫描电子显微镜和透射电子显微镜研究了后续热处理时变形α相和基体β相的静态再结晶机理。结果表明,随着应变速率的升高,残留等轴α相的含量增加。变形合金中拉长α相在经过热处理后有球化现象,同时在强度相对较高的拉长α相端部的基体β相中,位错储能较高,有助于β相再结晶形核和空冷过程中局部高密度次生α相析出。     

短时高温钛合金热变形行为研究

采用热模拟试验机对铸态Ti-6Al-4Sn-8Zr-0.8Mo-1.5Nb-1W-0.25Si短时高温钛合金进行热模拟试验，研究了其高温变形行为。试验结果表明：该高温钛合金热变形对温度和变形速率敏感，随着应变速率降低和变形温度升高，真应力显著降低。利用高温压缩应力应变数据绘制了热加工图，分析结果显示：(α+β)相区的900～960℃、0.035～0.368 s^-1和960～1 010℃、0.165～0.577 s^-1;β相区的1 010～1 020℃、0.165～1 s^-1为最适合加工的区域。经计算，(α+β)两相区的热变形激活能为316.229 kJ/mol，并构建了该相区内的本构方程。     

钛合金晶界变形损伤有限元仿真研究

为研究晶界的变形损伤过程,通过偏移钛合金真实组织中初生α相(α_p)和转变β基体(β_t)的界面,实现晶界的几何建模,建立包含晶界内聚力单元的真实组织有限元模型,模型预测与实验获得的TA15钛合金应力-应变曲线吻合良好。研究结果表明,晶界高应力单元的数量随变形量的增加而增加,晶界单元平均损伤特征值在宏观应变小于2%时迅速增加,在应变大于2%时增速趋于平缓。与理想α_p相和β_t基体界面结合相比,当宏观应变较小时,晶界内聚力单元应力不影响α_p相和β_t基体中应力分布;随宏观应变的增加,晶界高应力单元的损伤退化会导致α_p相和β_t基体中应力降低。     

低镍奥氏体不锈钢冷变形和应变硬化机制研究

通过对低镍奥氏体不锈钢进行不同变形量的拉伸变形,研究了低镍奥氏体不锈钢冷变形和应变硬化机制。结果表明,低镍奥氏体不锈钢冷变形和应变硬化机制主要是应变诱发α′-马氏体相变和位错强化,随着变形量的增加应变诱发α′-马氏体量和位错塞积程度不断增加。低镍奥氏体不锈钢奥氏体稳定性要低于SUS304钢种,具有强烈的加工硬化效应;随着变形量的增加,应变诱发α′-马氏体量也不断增加,但应变诱发α′-马氏体增速不断降低,主要由于随着变形量的增加,变形热效应导致温度升高,奥氏体稳定性增加。     

TC18合金热压缩变形行为研究

本文利用热压缩法研究了TC18合金的热变形行为,并计算了合金在α+β两相区和β单相区变形激活能,得到了相应的流变应力本构方程。研究结果表明,TC18钛合金在α+β双相区变形时,在较低温度和较高应变速率条件下流变曲线呈现典型的单一峰值的再结晶,并且随变形温度的提高,出现多峰值的再结晶的特征;TC18钛合金在β单相区变形时,流变曲线出现了较长的平缓阶段,而后在较大应变时出现了标志再结晶的峰值应力;经计算得到TC18钛合金β单相区的变形激活能为260.84kJ/mol,α+β双相区的应变激活能336.356kJ/mol。经过拟合得到了TC18钛合金在α+β双相区和β单相区变形的流变应力本构方程。     

TA15钛合金在热压缩过程中的织构演化研究

采用Gleeble—3500型热模拟机及EBSD等分析方法,研究TA15钛合金在热压缩变形过程中的织构演化。结果表明,在热压缩塑性变形过程中,随着应变速率的增加,合金中初生α相的晶粒形态和取向均发生了明显的变化,晶粒垂直于压缩方向由等轴状被拉长为长条状,晶粒内部首先出现取向渐变区,继而滑移变形到一定程度后发生塑性变形。同时,随着应变速率的增加,α相的织构强度呈减弱趋势,且织构组分由112-{0}〈112-0〉不断转变为较为稳定的{0001}〈112-6〉。