Ti-6Al-4V合金等温压缩变形时的温度敏感性指数

研究变形工艺对Ti-6Al-4V合金微观组织演变和温度敏感性指数的影响。等温压缩实验选取的变形温度为1123～1213 K、应变速率为0.01～10.0 s-1、变形程度为30%,50%,70%。结果表明,初生α相晶粒尺寸和体积分数随着变形温度升高和应变速率增加逐渐减小;温度敏感性指数随着变形温度升高和应变速率增加逐渐增大;应变增加时,初生α相晶粒尺寸和体积分数变化不明显,温度敏感性指数减小。     

DP-GH4169合金在热变形中片层状δ相的球化行为及动力学模型

通过OM、TEM和热模拟压缩实验等分析测试方法，对DP-GH4169合金在热变形过程中片层状δ相的球化行为及动力学模型进行了研究。结果表明：片层状δ相的溶解行为主要为Nb原子由δ/γ相界到达基体γ的长程扩散控制；在热变形过程中，溶解对于片层状δ相的球化行为影响较小，片层状δ相的临界球化应变εc取决于变形温度和应变速率；在热模拟压缩实验范围内，片层状δ相的临界球化应变εc为0.04～0.10，且随着变形温度升高和应变速率降低而减小；热变形中片层状δ相的球化体积分数与热变形参数之间满足Avrami方程。     

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。     

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%.     

热变形参数对Ti_2AlNb基合金片层组织演变的影响

采用定量分析方法研究高温变形参数如变形温度、应变速率和变形程度对Ti2AlNb基合金在O+B2两相区片层组织球化行为的影响。结果表明:变形温度影响Ti2AlNb基合金的相组成和尺寸,随温度升高,两相区中O相逐渐转变为基体B2相,并变短、变粗。应变速率的减小可以促进合金元素的扩散,有利于片层组织的球化。变形量对合金片层组织的球化促进作用最大,片层组织球化的临界变形量在0.3~0.5之间,变形量为0.7时合金片层组织几乎完全球化。     

片层组织TA15钛合金的热变形行为及组织球化

采用Gleeble-3500型热模拟试验机对片层组织TA15钛合金进行等温恒应变速率压缩试验,研究其在两相区860～970℃和应变速率0.01～1 s~(-1)范围内的热变形行为和组织球化过程。结果表明:片层组织TA15合金两相区变形应力对温度和应变速率很敏感,应力峰值高于等轴组织合金变形时的峰值,而且其前后应力的硬化率和软化率随着温度的降低和应变速率的增大而逐渐增大。应变对片层组织球化的影响最显著,在本实验条件下,片层组织开始球化的临界应变为0.34～0.59,完全球化需要的应变为3.4～6.8。TA15片层组织两相区变形应力的软化主要原因是片层组织球化和弯折。     

片状组织TA15钛合金动态球化行为

利用热模拟试验机对片状TA15钛合金进行等温恒应变速率压缩试验,研究了应变速率为10-3～1 s-1、真应变为0.22～0.92、变形温度为900 ℃和950 ℃时片状组织的动态球化行为.结果表明,真应变对动态球化有较大影响,真应变从0.22增加到0.92时,α相的球化率最大增幅为40%;900 ℃和950 ℃变形时α相的球化率差别不大;当应变速率为10-3～10-1 s-1时,降低应变速率能够显著提高片状α相的球化率,但当应变速率大于10-1 s-1后,球化率随应变速率的变化并不明显.TA15钛合金的真应力-真应变曲线均呈"应变软化"型,这种软化行为主要是由片状α相的动态球化和弯折引起的.     

一种近β型钛合金Ti12LC热变形过程的微观组织研究

对一种近β型的两相钛合金Ti12LC进行了热变形实验研究。采用差热实验分析了该合金的相变点温度。通过热模拟压缩实验,研究了变形温度、应变速率和变形量对该合金微观组织的影响。结果表明,随着温度的变化,初生α相的形态和数量发生改变,当上升到相变温度点以上时,β晶粒的粗化明显;随着应变速率的降低,合金内部动态再结晶充分,晶粒均匀细小,但过低的应变速率又会引起组织粗大;随着变形量的增加,条状α相含量相对增多,组织球化明显,且针状β转变组织含量减少,组织相对更加均匀;在变形量小于75%且不发生变形失稳的缺陷下,通过更大的变形量能获得更好的微观组织。     

热变形参数对23Cr-6.2Mn-2.1Ni-0.28N节Ni型双相不锈钢点蚀行为的影响

采用热模拟、动电位极化曲线、交流阻抗谱等手段研究了热变形参数对23Cr-6.2Mn-2.1Ni-0.28N节Ni型双相不锈钢点蚀行为的影响。结果表明:实验钢的耐蚀性对应变速率、变形温度比较敏感,晶粒细化有利于提高试样的耐点蚀性能。在1和10 s-1的较高应变速率下,随变形温度升高,试样的耐蚀性先增加后降低,1050℃耐蚀性最好。随应变速率增加,再结晶晶粒细化程度降低,钝化膜稳定性减弱,试样耐蚀性逐渐降低。点蚀坑主要分布在δ相和δ/γ相界,随应变速率增加点蚀坑数量明显增多,尺寸变大。     

DP工艺GH4169合金热加工高通量测试方法

以经DP工艺处理的GH4169合金为对象,研究热加工高通量双圆锥台试样测试方法,利用数值模拟方法进行双圆锥台试样关键尺寸设计,探讨热加工工艺参数对双圆锥台试样等效应变场分布的影响规律,进行实际试验验证,分析晶界取向差和晶界分布特征。结果表明:摩擦因数对等效应变影响显著,随着摩擦因数的提高,试样中心位置应变量增加,应变梯度加大;随着变形温度的升高和变形速率的减小,试样中心附近的等效应变降低,能促进δ相的溶解和断裂,加快动态再结晶的发生,增大动态再结晶晶粒尺寸;经(1000℃,0.01 s-1)热变形后高通量双圆锥台试样中心由于动态再结晶导致小角晶界数量很少,统计频率仅为5.6%,外缘变形量低,晶界数量中大角晶界占比高达92.3%,晶内分布有原始孪晶;随着变形温度提高,小角晶界不断减少,孪晶数量有所增加。     

热变形参数对TC11合金微观组织的影响

在Gleebe-1500型热模拟试验机上进行了TC11合金在变形温度1023～1233K、应变速率0.001～10.0s-1、变形程度30％～70％时的热模拟压缩试验.结果表明,在α+β两相区变形时,变形温度对初生α相晶粒尺寸有影响;高应变速率下变形时,在一定的变形温度下合金内部将发生动态再结晶,且随变形程度增大,再结晶温度逐渐降低.同时,应变速率、变形程度和变形温度对合金动态再结晶发生的影响逐渐减小;确定了合金发生动态再结晶的最佳变形参数是在应变速率1.0 s-1附近,变形程度约50％,变形温度1123～1213K.     

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.     

Mg-Al-Zn-Nd稀土镁合金成形性能研究

采用Gleeble-1500D热模拟机对AZ31B-0.8Nd稀土镁合金在应变速率为0.01～1s-1,温度为300～450℃,最大变形量约为70%的条件下,进行了恒应变速率高温压缩模拟实验,研究了实验合金在高温变形时的流变应力与应变速率及变形温度之间的关系和组织变化。结果表明:合金的流变应力随应变速率的增大而增加,随应变温度的升高而减小;在应变速率和变形温度相同时,挤压态试样的流变应力明显低于铸态试样的流变应力,压缩变形量对应力应变关系的影响很小。探明了镁合金变形软化的主要机制是动态再结晶。根据实验分析,合金的热加工宜在400～450℃温度范围内进行,并且挤压态较铸态更易热挤压成型,更有助于晶粒细化。     

不同变形量下中碳钢马氏体温变形组织演变研究

在变形温度650℃和应变速率0.01 s~(-1)条件下,采用Gleeble3800热模拟试验机研究了45钢温变形的马氏体组织演变规律。结果表明:在温变形初期,微观组织保持着板条状形貌,渗碳体球化率较低;当变形量为60%时,再结晶晶粒基本等轴化,渗碳体球化率显著增大,但晶界处渗碳体粒子均匀性差;随着变形量增加,平均铁素体晶粒尺寸先减少后增大,渗碳体球化率基本不变;当变形量为70%时,平均铁素体晶粒尺寸达到最小,铁素体发生完全动态再结晶,获得一种微米级等轴铁素体晶粒和纳米级球化渗碳体粒子均匀分布的超细化组织。     

热工艺参数对TC17合金静态球化动力学的影响

对TC17合金在820和860℃下进行等温锻造,随后在相同温度下进行热处理10 min~8 h,利用定量金相法研究变形量、热处理温度等工艺参数对片状α相静态球化的影响规律。结果表明:随着变形量的增加,在随后热处理过程中片状α相更容易发生晶界分离而形成球化组织,球化速率明显提高。温度影响扩散过程,对静态球化有促进作用,且在应变较低时影响更为明显。在球化率随热处理时间增大的同时,球化速率逐渐减小至常值,JMAK方程可以用来描述TC17合金静态球化的规律。     

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。     

变形工艺参数对半固态Ti14合金显微组织的影响

采用的试样在Gleeble-3500热模拟实验机上进行半固态Ti14合金的高温压缩变形实验,研究不同变形温度(1000～1200℃)、不同变形量(加%～70%)和不同应变速率(0.005～5/s)对显微组织的影响,分析了晶界的变化规律.结果表明:变形温度直接影响晶粒的形核长大及球化,随着温度升高,晶粒直径明显增大,晶界宽化;变形程度对微观组织的影响随变形温度的不同而不同;晶粒等效直径随着应变速率增大和温度的升高呈现出先降后升的趋势.     

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。     

β锻造工艺对TC17钛合金显微组织的影响

通过对Φ100 mm×150 mm TC17钛合金棒材进行镦粗试验,研究了β锻造工艺对其微观组织形貌的影响。结果表明:变形量和变形速率对TC17钛合金显微组织有显著的影响。当变形速率为0.1 mm/s时,晶界α相容易被破碎,变形量越大,破碎越严重,且越容易球化,80%变形量时α相的球化率达到80%。当变形速率为2 mm/s时,β晶粒容易发生动态再结晶,变形量越大,再结晶体积分数越高,80%变形量时β相的再结晶体积分数为50%。晶界α相发生球化对变形量和变形速率均较为苛刻,仅在变形量为80%、变形速率为0.1 mm/s时大量晶界α相发生了球化。此外,相比变形量,β再结晶数量对变形速率更加敏感。     

GH4738高温合金高通量双锥试样设计及晶粒组织演变

在高温合金领域,双锥试样被广泛用于高通量研究热加工工艺与组织关系。针对GH4738高温合金,本文通过有限元分析,设计了一种在压缩过程中具有较小等效应变速率波动的双锥试样,并研究了其对晶粒尺寸的影响及其温度依赖性,进而研究了在变形温度为1000～1160℃、应变速率为2 s^-1和14 s^-1、工程应变为30%、50%、70%的条件下合金的晶粒演变。结果表明：等效应变速率的波动会影响变形后合金的晶粒尺寸,并且具有变形温度依赖性。所设计的双锥试样有利于精确研究等效应变与晶粒组织关系。热压缩实验表明,合金的软化以非连续动态再结晶为主,热加工窗口为变形温度1030～1080℃、应变速率14 s^-1、工程应变50%～70%。