新型Ti-V-Mo系钛合金热变形行为及热加工图研究

通过高温热压缩试验研究Ti-555钛合金热变形过程中变形温度、应变速率对流变应力的影响,采用Arrhenius双曲正弦函数模型推导出Ti-555本构方程,并依据动态材料模型建立了 e=0.6时的热加工图.结果表明,Ti-555钛合金流变应力对应变速率和变形温度较为敏感,热变形时随变形温度的升高或应变速率的降低,流变应力...     

β-CEZ钛合金的热变形行为及加工图

使用Gleeble-3800热模拟试验机在温度为800~1000℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)、变形程度为70%的条件下对锻态β-CEZ钛合金进行热模拟试验。利用试验数据及Prasad判据绘制了真应力-真应变曲线和加工图,研究了该合金在α+β两相区和β单相区的高温变形行为、变形失稳现象和变形机制。结果表明:本实验条件下β-CEZ钛合金表现出动态回复和动态再结晶2种软化机制,在α+β两相区流动应力达到峰值后随应变的增大而缓慢下降,在β单相区流动应力达到峰值后发生不连续屈服现象快速下降一段后趋于稳定;功率耗散率η出现极大值的区域在α+β两相区为850~890℃/0.01~0.05 s~(-1),是片层α相球化的区域;在β单相区为940~980℃/0.2~0.6 s~(-1),是动态再结晶区域;流动失稳区为800~850℃/0.1~10 s~(-1),850~900℃/0.1~5 s~(-1),900~1000℃/1~10 s~(-1),失稳现象在α+β两相区表现为绝热剪切带,在β单相区表现为不均匀变形。     

低成本Ti-Al-V-Fe-O钛合金热变形行为及热加工图

通过真空非自耗熔炼炉制备了低成本Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金,利用Gleeble-1500D热模拟机,研究了其热加工参数为：变形温度875℃-1100℃、应变速率0.001s_-1-1s_-1,变形量为70%时的热变形行为,建立了Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金考虑应变量的Arrhenius本构方程,基于动态材料模型建立热加工图。研究结果表明：变形温度升高,应变速率降低,流变应力降低。通过本构方程计算可得两相区平均热激活能为398.824KJ/mol,远大于纯钛自激活能,表明热变形软化机制与动态再结晶有关。单相区热激活能为210.93KJ/mol,略大于纯钛自激活能,以动态回复为主。通过热加工图确定两个失稳区,中等变形温度(950℃-1070℃)高应变速率(0.31-0.1s_-1)易发生绝热剪切,结合热加工图确定适合的加工区间：应变速率为0.001-0.01s_-1,变形温度为875℃-925℃。     

TC11钛合金热变形机制及其热加工图

研究了TC11钛合金在温度800～1050℃,应变速率0.005～5s-1条件下的高温压缩变形行为,基于动态材料模型建立了热加工图,并结合变形微观组织观察确定了该合金在实验条件下的高温变形机制.结果表明:TC11钛合金在两相区低应变速率下(0.005～0.05 s-1)变形时主要发生片状组织的球化,并且球化的效果随变形温度的降低和应变速率的增加而增加.在两相区高应变速率下(0.05～5 s-1)变形时发生热加工的非稳定流动,产生剪切裂纹和剪切带等缺陷.在β相区低应变速率下(0.005～0.05 s-1)变形时发生动态再结晶,高应变速率下(0.05～5 s-1)发生动态回复,并且应变速率大于0.1 s-1时有可能发生不稳定流动现象.在变形温度为900℃左右、应变速率为0.005 s-1时,功率耗散率达到峰值,约为57%.     

TC4-DT钛合金的热变形行为研究及加工图

采用Gleeble-1500D热模拟试验机进行热压缩实验,研究了TC4-DT钛合金在温度850～980℃、应变速率为0.001～10 s-1、变形量为50%条件下的热变形行为。根据应力–应变曲线分析了该合金的流变应力变化特点,建立了该合金的Arrhenius型本构方程及加工图。结果表明:流变应力随变形温度降低及应变速率增大而升高;变形温度与应变速率对TC4-DT合金应力影响显著;本实验测得的平均激活能为587.2 kJ/mol;该合金合适的加工条件为<0.6 s-1,温度大于850℃。     

NiPt15合金热变形行为及热加工图研究

通过Gleeble-3500 热模拟实验机在950~1150℃,应变速率为0.01~3s-1 条件下的近等温热模拟压缩实验,建立了NiPt 15合金的流变应力-应变曲线及其热加工图。分析了NiPt15合金不同变形阶段的功率耗散情况;阐明了NiPt15合金的损伤失稳机制;基于Prasad 动态材料模型获得了不同应变速率、温度条件下的能量耗散率和失稳系数;研究了应变量、温度和应变速率对于能量耗散率和失稳系数的影响。结果表明：（1）变形温度是影响曲线变化趋势及动态再结晶的主要因素,且变形温度越高,应变速率越低,动态再结晶越充分;（2）加工失稳机制主要包括局部塑性变形、剪切变形带以及开裂,随真应变的增大先发生局部塑性变形,而后由剪切变形带取代,并最终向开裂演变;（3）NiPt15合金较为优异的加工实验条件主要集中在非失稳区,即变形参数1000~1100℃,0.03~0.1s-1以及1100~1130℃,0.01~0.03s-1范围内,并通过显微组织分析对热加工图进行了验证。     

Ti-6Al-7Nb合金高温塑性变形行为及热加工图研究

本文以Ti-6Al-7Nb合金为研究对象,采用Gleeble-3500热模拟压缩试验机进行不同温度和应变速率压缩试验。分析了Ti-6Al-7Nb合金在变形温度1023 K、1073 K、1123 K、1173 K,应变速率为0.005 s-1、0.05 s-1、0.5 s-1、5 s-1和10 s-1,最大变形量为60%下的高温变形行为及热加工特性。结果表明：变形温度与应变速率对Ti-6Al-7Nb合金的流动应力影响较大,其中应变速率是影响加工硬化过程的主要因素。Ti-6Al-7Nb合金在发生热塑性变形时后的物相主要有：初生α相、片层状α相、次生α相、片层状β相以及发生球化的初生α相等。Arrhenius本构方程模型适用于低温低应变速率和高温高应变速率形变条件的Ti-6Al-7Nb合金高温变形。利用MATLAB构建计算确定了合金最佳塑性变形区间为：应变速率0.0067 s-1-0.1353 s-1和温度1100-1173 K,在该区间有可能获取Ti-6Al-7Nb合金最佳的塑性变形工艺参数。     

高强β钛合金热变形过程中组织演变及热加工图研究进展（英文）

高强度β钛合金广泛应用于航空领域的大型承重部件。目前,大型零件一般采用模锻成型。不同的初始显微组织和变形工艺参数会显著影响流动行为。为了实现显微组织的精确控制,研究人员进行了大量的研究工作去分析热压缩过程中的组织演变和变形机制。本文重点综述高强度β钛合金在热变形过程中的组织演变,包括单相区的动态再结晶和动态回复,以及两相区中α相的动态演变。此外,总结热加工图中的最佳热加工区域、不稳定区域以及功率耗散效率与变形机制之间的关系。最后,强调利用热加工图优化工艺参数存在的问题和发展方向。     

新型高密度DT740合金热变形行为及热加工图

利用Gleeble-3800热模拟试验机对新型高密度DT740合金进行轴向热压缩试验,研究该合金在变形温度950～1250℃、应变速率0. 01～1 s~(-1)条件下的热变形行为及组织演变规律,基于双曲正弦本构关系建立其本构方程并依据动态材料模型建立热加工图,分析讨论了不同区域内的高温变形特征,确定该合金最佳的热加工工艺参数。研究结果表明:DT740合金的流变曲线表现出典型的动态再结晶特征,其流变应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增加;计算得到该合金的热变形激活能Q为546. 87 k J·mol~(-1);确定了DT740合金最佳的锻造热加工温度范围为1150～1250℃,在此温度范围内合金的热加工性能最佳,可获得均匀、细小的完全动态再结晶组织,能量耗散率η值约为44%。     

Ti-575钛合金热变形行为及微观组织演变

本文以Ti-575钛合金为研究对象,分别对魏氏组织和双态组织Ti-575钛合金进行热模拟压缩实验,分析不同热变形条件下的真应力-应变曲线,构建了其在α+β相区的热变形本构方程,并分别探究了变形温度和应变速率对微观组织的影响。结果表明,流变应力值随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的升高而升高;当应变速率为0.1 s-1及以上时,随着变形温度的升高流变曲线出现了不连续屈服现象。根据两种组织Ti-575钛合金流变曲线的峰值应力,分别计算出其在α+β相区的变形激活能,构建Arrhenius型热变形本构方程。在不同的热变形条件下,随着变形温度的升高,魏氏组织Ti-575钛合金动态再结晶的程度越来越大,而双态组织Ti-575钛合金等轴αp相体积分数和尺寸逐渐降低;随着应变速率的降低,魏氏组织Ti-575钛合金动态再结晶的程度逐渐增大,而双态组织Ti-575钛合金等轴αp相体积分数先减少后增加;双态组织Ti-575钛合金在830℃或1 s-1应变速率下热压缩时,显微组织中残留少量的粗片层α相没有发生相变,βt基体中会有硅化物析出。     

TA15钛合金高温热压缩变形行为及热加工图

获得准确的钛合金塑性变形特征和热加工条件,是钛合金挤压、轧制等塑性加工工艺参数选择的重要依据。本实验研究了TA15钛合金在应变速率0.01~20 s~(-1)、变形温度850~1050℃条件下的压缩变形行为、组织特征,采用Arrhenius双曲正弦函数模型推导出了TA15本构方程,基于动态材料模型建立了合金在真应变0.1~0.7时的热加工图。结果表明,在本实验的应变速率和变形温度的条件下进行压缩变形,随着变形温度的升高,合金中的α相逐渐向β相转变;随着应变速率的提高,α相向β相转变的程度逐渐减小。根据热加工图确定了合金的两个热加工安全区域:(1)变形温度950~1050℃、应变速率0.01~0.37 s~(-1);(2)变形温度875~950℃、应变速率1.65~13.5 s~(-1)。     

Ti53311S钛合金的热变形和加工图

用Gleeble-1500对Ti53311S钛合金在温度为880-1080℃，应变速率为0．001～10s^-1。最大变形量为80％的条件下进行高温压缩变形行为研究。测试了其真应力一真应变曲线，建立了本构方程，并求出变形激活能。双相区为377kJ／mol，β相区为648kJ／mol。并观察了变形后的显微组织，计算分析了该合金的加工图。结果表明：该合金对温度和应变速率敏感，不同变形条件下的应力值变化很大；应变速率敏感指数随温度的升高而降低．而变形激活能随温度的升高而增大。合金的变形机理主要为动态再结晶和动态回复。Ti53311S钛合金加工过程中温度应控制在相变点以下，应变速率应控制在0．01s^-1以上、10s^-1以下为宜。     

铸态阻燃钛合金的热加工图与变形机制研究

在热模拟试验机上对铸态组织的阻燃钛合金（Ti-35V-15Cr-Si-C）进行了等温恒应变速率热压缩试验,温度范围为900~1200 ℃,应变速率范围为10-3~1 s-1,测试了其真应力-真应变曲线并对曲线上的应力σ突降进行了解释。基于动态材料模型建立了合金的热加工图,结合微观组织观察,确定了3个不同区域的高温变形机制：温度900~1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,变形机制为动态回复和连续动态再结晶;温度大于1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,功率耗散效率η出现峰值,除了动态回复和连续动态再结晶,还出现碳化物溶解现象;高应变速率（大致在0.01~1 s-1之间）区,是合金的变形失稳区域,较低温度时失稳机制为局部流动,高温失稳与碳化物溶解有关,=1 s-1时组织演变特征是项链状动态再结晶     

TC27钛合金的热变形行为及加工图

通过Thermecmaster-Z热模拟试验机,对TC27钛合金在变形温度900~1 150 ℃和应变速率0.01~10 s-1范围内进行等温恒应变速率热压缩实验,压缩变形量为50%。结果表明,流变应力随应变的增加迅速增大,达到峰值后随应变的增加而减小,最后趋于相对稳定。流变应力随着温度的增加而减小,随着应变速率的增加而增大。TC27钛合金加工图有2个耗散效率峰值区,一个是900 ℃/0.01 s-1,此区域变形时出现动态回复;另一个峰值区为1 050 ℃/0.01 s-1,此区域变形时出现再结晶。     

应用加工图技术优化阻燃钛合金高温变形工艺

在热模拟试验机上对铸态和挤压态组织的阻燃钛合金（Ti-35V-15Cr-Si-C）进行了等温恒应变速率热压缩试验,温度范围铸态为900～1200 ℃、挤压态为900～1150 ℃,应变速率范围为10-3～1 s-1,测试了真应力-真应变曲线并对其形成机制进行了分析。基于动态材料模型建立了2种状态合金的热加工图并进行分析。结果表明：铸锭开坯较优的热加工工艺是挤压成形;与铸态合金相比,挤压态合金发生连续动态再结晶的工艺条件范围明显扩大,并且显著抑制了局部塑性流动失稳的发生;由于高温下碳化物溶解而产生的合金基体变脆不能通过工艺方法消除,为了避免表面开裂,热加工应尽量选择变形温度低于1030 ℃进行     

应用热加工图研究TC17合金片状组织球化规律

采用加工图理论分析了TC17（Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr）钛合金在高温变形过程中的片状α球化规律。结果表明：用加工图理论分析材料的高温变形行为能准确直观地反映出材料在不同变形条件下的组织演变规律。分析加工图发现：TC17合金在840℃～870℃，应变速率0．5s^-1～3s^-1之间变形是片状α组织球化的理想区域，此时对应的能量耗散效率值为45％左右；在850℃～910℃，较高应变速率（〉5s^-1）下对TC17合金加工易发生流变不稳定现象，形成绝热剪切带。     

铸态TC21钛合金高温热变形行为及加工图

研究了铸态TC21钛合金在温度1000~1150℃,应变速率0.01~10s-1条件下的高温压缩变形行为,基于动态材料模型建立了热加工图,并结合变形微观组织观察确定了该合金在实验条件下的高温变形机制及加工工艺。结果表明:TC21合金在β相区进行热压缩,主要变形机理为动态回复;Ⅰ区(高应变速率,ε≥1s-1),材料落入流动失稳区域,其微观变形机制为局部塑性流动,在制定热加工工艺时应尽量避免;Ⅱ区(1050~1120℃,0.1~1s-1),β晶粒变扁、拉长,晶界平直,为典型的动态回复,功率耗散率为32%~34%;最优加工区,Ⅲ区(低应变速率0.01~0.1s-1),功率耗散为38%~46%,拉长的β晶粒晶界上出现连续再结晶现象,首火次开坯应在高温(1150℃)附近进行,以提高铸态组织的塑性,随后开坯应在中低温进行,以得到细小均匀的β晶粒。     

轧制态ME20M镁合金热拉伸变形行为及加工图

在变形温度为623～773 K,应变速率为0.001～0.1 s~(-1)的条件下,通过INSPEKT Table 100 kN电子万能高温试验机对轧制态ME20M镁合金进行了热拉伸实验,分析了变形温度和应变速率对材料流动应力的影响,建立了热变形条件下的本构模型及加工图。结果表明:随着变形温度的降低和应变速率的升高,轧制态ME20M镁合金的流动应力增加;建立的本构模型预测峰值应力与实验结果吻合较好,平均相对误差为5.19%;考虑应变对本构模型中材料常数影响后的预测应力值与实验值的相关度较高,平均相对误差为6.00%;最佳热加工范围为673～773 K、应变速率0.001～0.01 s~(-1)。     

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。     

Ti3Al基合金的热变形行为及加工图

采用THERMECMASTER-Z热模拟试验机对Ti3Al基合金进行等温恒应变速率压缩试验,基于动态材料模型的加工图技术研究该合金在950~1350 ℃和0.001~10 s-1范围内的高温变形特性,并优化出其适宜的高温变形参数范围。结果表明,在应变速率较高(≥0.05 s-1)时,变形多处于失稳区域。在变形温度为950~1100 ℃,应变速率为0.05~10 s-1区域,发生了绝热剪切和局部流动现象;在变形温度为1100~1350 ℃,应变速率为0.1~10 s-1区域发生了β组织的不均匀变形。在变形温度为1250~1350 ℃,应变速率低于0.01 s-1时,变形组织粗大,其变形机制为动态回复。在变形温度为1100~1180 ℃,应变速率为0.001~0.015 s-1时,功率耗散效率多大于0.55,变形组织中出现了亚晶;在温度为970~1010 ℃,应变速率为0.001~0.01 s-1时,功率耗散系数大于0.5,其变形机制可能为超塑性成形,这2个区域为Ti3Al基合金适宜的热变形工艺参数范围