Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金热压缩变形流变应力行为与微观组织演变的研究

在Gleeble-3500热模拟试验机上对Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金进行了等温恒应变速率压缩试验,研究了在变形温度为950~1 100℃,应变速率为0.001~1 s-1,最大变形程度为50%的条件下合金的热压缩变形流变应力行为与微观组织演变。结果表明:Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的流变应力对变形温度和应变速率均较为敏感,其流变应力曲线具有应力峰值、流变软化和稳态流变的特征。在变形温度为950℃,应变速率为0.001~0.1 s-1的条件下,Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的热变形特性为片层组织球化,其热变形机制可用晶界分离球化模型进行解释说明;在变形温度为1 000~1 100℃,应变速率为1 s-1的条件下,材料只发生了动态回复现象;在变形温度为1 050~1 100℃,应变速率为0.001~0.1 s-1的条件下,材料发生了动态再结晶现象。     

微量B对铸态TiAl基合金显微组织及热变形行为的影响

采用电弧熔炼法制备含微量B元素的Ti-43Al-4Nb-1.4W-xB(x=0.2,0.4,0.6,0.8。数据为原子分数,%)合金;利用光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)研究B含量对该铸态合金显微组织的影响,并通过热模拟压缩试验研究温度为1 050~1 200℃、应变速率为10 3~1 s 1的变形条件下Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B合金的热变形行为,分析该合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:当B含量(质量分数)达到0.6%时,合金组织明显细化;Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B合金的高温压缩流变应力随变形速率增加以及变形温度降低而增加;其峰值应力与变形条件之间的函数关系可用双曲正弦函数来描述,并以此求得高温变形激活能为580.68 kJ/mol;加入0.6%B对合金动态再结晶形核起到一定的促进作用,热变形后,合金发生明显的动态再结晶。     

β相稳定元素对TiAl合金高温变形行为的影响

利用Gleeble-1500D热模拟试验机研究了Ti-44Al、Ti-44Al-6Nb和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在1 100～1 250℃和0. 01 s-1条件下的热变形行为。研究结果表明,添加β相稳定元素可降低TiAl合金的流变应力,在相同变形条件下Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金具有更低的峰值应力。高温变形时,TiAl合金主要发生片层弯曲和拉长协调变形,以及片层团晶界处动态再结晶和B2相协调变形。动态再结晶程度随着变形温度的升高以及β相稳定元素含量的提高而增加,B2相协调变形和促进动态再结晶是TiAl合金的主要软化方式。添加β相稳定元素和控制B2相含量能有效改善TiAl合金热加工性能。     

Ti-Al-Nb-W合金的高温变形行为

在Thermecmastor-Z动态热模拟试验机上对Ti-43Al-4Nb-1.4W合金进行高温压缩变形实验,实验温度范围为1 050~1 150℃,应变速率范围为0.001~1 s 1。根据该合金的真应力-真应变曲线,建立合金高温变形的本构方程和热加工图,并对不同变形区域的组织进行分析。结果表明:Ti-43Al-4Nb-1.4W合金高温压缩变形峰值应力与变形条件的关系可用双曲正弦函数来表示,其变形激活能为567.05 kJ/mol,高温变形的本构方程为:ε=3.37×1018.[sinh(0.0043σ)]3.27exp[567.05/(RT)];加工图显示该合金最佳加工区域的应变速率为0.001~0.01 s 1(η范围在40%~55%),在此加工区域内合金发生较明显的动态再结晶和β相的球化。     

Ti-Al-Nb-W基合金高温变形过程中的组织演化

在Thermecmastor-Z动态热模拟试验机上对Ti-43Al-4Nb-1.4W和Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B-0.2Y合金进行高温压缩变形实验(实验温度范围为1 050~1 150℃,应变速率范围为0.001~1 s 1),对其热变形组织进行显微分析,并利用热加工Z参数(Zener-Hollomon参数)综合描述变形温度及应变速率对材料热变形行为的影响。结果表明:2种合金在不同高温压缩变形条件下均发生不同程度的动态再结晶;随Z参数值的降低,β相逐渐由不规则形状转变为球形,且长大明显,同时,动态再结晶晶粒的体积含量也随之增加;Ti-43Al-4Nb-1.4W基合金的高温变形机制与Z参数值密切相关;在低Z值条件下,其主要变形机制为动态再结晶和β相的球化、长大;在高Z值条件下,其主要变形机制为片层的扭折、重新取向和局部动态再结晶;加入微量B和Y后,动态再结晶程度增大,这主要与颗粒诱发动态再结晶形核有关。     

Ti-6Al-4V-0.1B钛合金的热压缩变形行为

作为一种新型合金,Ti-6Al-4V-0.1B合金显示了较好的塑性成形能力及应用前景。通过真空感应凝壳熔炼方法制备了Ti-6Al-4V-0.1B合金铸锭,随后在850～985℃的温度范围内和0.001～1 s^-1的应变速率范围内对Ti-6Al-4V-0.1B合金进行热压缩测试。运用真应力-真应变曲线研究了合金的流动行为。利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射技术(EBSD)对合金显微组织进行了表征。研究结果显示,Ti-6Al-4V-0.1B合金的流动应力对温度和应变速率都是敏感的,且温度对流动应力的影响比应变速率大。与基体合金相比,Ti-6Al-4V-0.1B合金具有更高的应力指数和应变激活能,这归因于分布在晶界处的TiB增加了原子扩散的阻力,减慢了热变形动态软化过程。热压缩过程中,初生α相发生了明显的球化,球化过程也受变形温度和应变速率的影响。由于TiB与基体之间的应变不匹配导致了高应变速率下合金基体的开裂,随后裂纹沿着定向排列的TiB粒子扩展,因此Ti-6Al-4V-0.1B合金的热加工过程应在低应变速率下进行。     

ODS-310合金的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-1500D热模拟试验机研究机械合金化制备的ODS-310合金在变形温度为1 050~1 150℃、应变速率为0.001~1 s-1条件下的高温变形行为,测定其真应力-应变曲线,分析其流变应力与应变速率及变形温度三者之间的关系,并采用Zener-Hollomon参数法建立ODS-310合金的高温变形本构方程,基于动态材料模型,构造ODS-310合金的热加工图。结果表明:ODS-310合金的流变应力随变形温度降低或应变速率提高而增大;该合金热变形过程中的流变行为可用双曲线正弦模型来描述,在实验条件下的平均变形激活能为828.384 kJ/mol;真应变为0.4的热加工图表明,ODS-310合金在高温变形时存在2个加工失稳区,即变形温度为1 050~1 070℃、变形速率为0.01~1s-1的区域,和变形温度为1 130~1 150℃、变形速率为0.1~1 s-1的区域;ODS-310合金的最佳变形温度和应变速率分别为1 150℃和0.001 s-1。     

Monel K-500合金高温流变特性及其本构方程

采用Gleeble 3800热模拟实验机研究了Monel K-500合金在变形温度为850~1 100℃,应变速率为0.01~10s-1时的高温流变行为,测定了合金在不同条件下的流变应力曲线。结果表明,最大压缩变形量对合金的流变行为影响不大;变形温度相同时,合金在应变速率为0.1s-1时取得最大峰值应变;根据Arrhenius模型得到了合金的热变形本构方程。     

粉末冶金Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的热变形行为

以元素粉末为原料,通过混料、冷等静压及真空烧结制备Ti-3Al-5Mo-4.5V合金,在应变速率为0.001,0.01,0.1和1s~(-1),变形温度为700,800,900和1 000℃的条件下对合金进行热压缩变形,通过建立热变形本构方程,并绘出热加工图,研究粉末冶金钛合金的热变形行为及热加工性能。结果表明,Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在高应变速率下(700~800℃/0.01~1 s~(-1)和800~960℃/0.2~1 s~(-1))变形时发生失稳,失稳机制为局部流变和内部开裂。最佳变形区间为750~900℃/0.001 s~(-1),变形机制为动态再结晶。基于加工图,对Ti-3Al-5Mo-4.5V合金棒材进行高温轧制变形实验,变形量高达98.4%,变形后的合金组织均匀细小。     

基于摩擦修正的TB8合金热压缩流变应力行为分析

采用Gieeble-1500热模拟试验机对TB8(Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si)合金进行了等温热压缩变形试验,温度范围为750-1100℃,应变速率范围为0.01～1s-1.在热压缩过程中由于摩擦影响导致流变应力不能真实反映材料的高温变形行为.采取一种简便的方法对实验数据进行了摩擦修正,研究了TBS合金热变形流变应力行为,并对合金的变形机制进行了初步探讨.结果表明:热压缩过程中摩擦对于流动应力的影响十分显著,采取的修正方法降低了实验中摩擦引起的误差;TB8合金的热变形行为具有高度的变形温度和应变速率敏感性,随着变形温度的提高和应变速率的降低,真应力显著降低;动态回复和动态再结晶是TB8高温变形时主要软化机制.