Ti-6Al-4V钛合金高温微观变形行为

利用已有文献,结合修正的混合物模型和等功定律得到了Ti-6Al-4V钛合金中α相和β相在高温条件下的应力-应变关系,研究了合金在高温变形时两相的加工硬化率、应力-应变分配系数以及宏观应力和应变贡献率的变化规律。结果表明:β相和α相分别在宏观应变约为0.07和0.14时出现应变软化现象,且α相和Ti-6Al-4V钛合金在同一时刻开始出现应变软化现象,可见α相的应变软化行为在合金变形中发挥着重要作用;随变形的进行,两相应力-应变分配系数的绝对值逐渐降低,最终趋于稳定,表明两相变形的协调性得到改善;在变形达到稳定时,α相对宏观应力的贡献率比其体积分数大,而对宏观应变的贡献率比其体积分数小。     

Ti-6Al-4V钛合金组成相微观变形行为影响因素

本文基本真实组织图像建立了Ti-6Al-4V合金的微观力学有限元模型,考虑合金双相特征研究了室温单轴拉伸时的微观变形行为。结果表明：外部加载力主要由较硬的β转变组织承担,而塑性变形主要由较软的初生α相承担,即便在相同相内部,不同位置的应力和应变也存在差异。随宏观应变增大,初生α相与β转变组织的应变比、β转变组织与初生α相的应力比首先基本保持不变,而后迅速增大,最后保持稳定。初生α相的体积分数和晶粒尺寸对组成相内部的应变和应力分布有显著影响,随体积分数增大或晶粒尺寸减小,应变比和应力比分别增大和减小。     

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。     

变形量和固溶处理对S32707双相不锈钢组织和性能的影响

通过拉伸试验、金相显微镜观察、α相面积分析等手段研究了变形量和固溶处理对S32707钢组织和性能的影响。结果表明:S32707双相不锈钢管经不同变形量冷轧后,强度增加,伸长率降低,变形量为50%最适宜;随固溶温度增加,S32707双相不锈钢中铁素体含量、抗拉强度和屈服强度逐渐增加,伸长率逐渐降低;相同固溶温度下,保温时间较短时,S32707双相不锈钢抗拉强度较高而屈服强度较低;保温时间过长,由于其晶粒逐渐长大,抗拉强度和屈服强度逐渐降低。综合分析S32707双相不锈钢推荐固溶处理工艺为:1150℃固溶保温30 min,水淬。     

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。     

紧固件用TB2钛合金棒材热处理工艺研究

研究了热处理工艺对原始组织为粗大β晶粒+少量细小α晶粒的紧固件用TB2钛合金棒材组织与力学性能的影响。结果表明：随着固溶温度的升高,棒材组织中α相含量逐渐减少,β晶粒尺寸明显增大,经780℃固溶后强度和塑性匹配最好;固溶+时效处理时,随着时效温度的升高,棒材组织中析出的次生α相体积分数先增加后减少,且棒材强度先升高后降低;经固溶+预拉伸变形+时效处理后,棒材组织中晶粒有一定细化,次生片状α相含量增多,抗拉强度较固溶后直接时效提高了近10%。     

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。     

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe等温热压缩行为及本构方程的建立（英文）

通过等温压缩试验和金相显微镜分析研究具有等轴(α+β)晶粒初始组织的Ti-5Al-5Mo-V-1Cr-1Fe合金的高温压缩性能。基于温度校准的真应力-应变数据,建立了高精度本构模型和加工图。研究结果表明,压缩试样局域应变不均匀性随着温度的升高而减少,使得α相分布均匀。对于温度范围在800~840°C、应变速率为10 s~(-1)的形变条件下,α相的体积分数随温度升高而增加,而α相的平均晶粒尺寸随温度升高而缓慢减小,表明动态回复和动态再结晶同时发生。在温度范围为860~900°C、应变速率为10 s~(-1)的变形条件下,试样中观察到流变局部化和微弱的β相晶界。加工图分析表明,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的热加工适于在应变速率低于0.01 s~(-1)下进行,以便提高其加工性。     

冷轧及退火制备的超细晶粒双相Mn12Ni2MoTi(Al)钢

采用XRD,SEM,TEM,硬度测试和拉伸实验研究了冷轧Mn12Ni2Mo Ti(Al)钢经不同工艺退火后的显微组织及力学性能.结果表明,马氏体Mn12Ni2Mo Ti(Al)钢经65%冷轧及710~745℃退火处理后转变成主要由奥氏体晶粒和铁素体晶粒组成的亚微米级超细晶粒双相组织,并且弥散分布着第二相析出物颗粒;在退火中形成的富Ti,Mo及Si的第二相颗粒阻碍了超细再结晶晶粒的粗化,从而提高了钢的屈服强度和热稳定性;经710℃,24 h长时间退火后,超细晶粒双相钢的平均晶粒尺寸仍然小于500 nm;超细晶粒双相钢延伸率随室温奥氏体体积分数增加而增加,室温奥氏体体积分数随退火温度升高或退火时间延长先增加后降低,且在745℃,0.5 h退火时达到最大值.超细晶粒钢的屈服强度和总延伸率可达到900 MPa和23%以上,比同种材料淬火马氏体钢提高了约一倍.     

TC4钛合金高温变形时的微观组织演变

基于TC4钛合金压缩变形时的微观组织观察和定量金相实验,研究了变形工艺参数(变形温度、应变速率和变形程度)对微观组织演变和组织参数(初生α相晶粒尺寸和体积分数)的影响。结果表明: 在α+β两相区,随着变形温度的升高,初生α相晶粒尺寸呈波浪状变化,初生α相逐渐减少;随着应变速率的增加,初生α相形貌由等轴状转变为长条状,微观组织参数的变化规律与温度有关,当变形温度高于1203 K时,初生α相晶粒尺寸逐渐减小,而低于1203 K时,初生α相晶粒尺寸呈波浪状变化。当变形温度高于1223 K时,初生α相体积分数呈波浪状变化,而低于1223 K时,初生α相体积分数逐渐减小;随着变形程度的增加,二次α相逐渐减少,初生α相晶粒尺寸呈先减小后略有增大的趋势,而初生α相体积分数变化较小     

Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金近等温变形时的平均流动应力及组织演化

研究了Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金在近等温条件下变形时的平均流动应力及组织演化。结果表明：应变速率对合金的力学行为有着显著的影响。在任一变形温度,随着应变速率的增大,平均流动应力明显增大。在变形过程中,变形温度对初生α2相晶粒的尺寸及体积分数有着较大的影响,随着变形温度的升高,其晶粒尺寸逐渐增大、体积分数逐渐减少。应变速率对初生α2相体积分数影响不大,但对其形态和尺寸有一定的影响。较高的应变速率使动态再结晶晶粒来不及长大、相界迁移合并没有时间进行,因而有利于细化晶粒。随着变形程度的提高,晶格畸变能及动态再结晶体积分数增加,使得晶粒细化程度有所增加。     

晶粒大小对AA2050铝合金蠕变时效的影响

采用恒应力蠕变拉伸、TEM、SEM、室温拉伸等手段,研究了晶粒大小对AA2050铝合金蠕变时效的影响。结果表明:AA2050铝合金试样经不同恒应力和不同温度蠕变拉伸后,蠕变应变随温度和应力升高而增大;原始晶粒小的比原始晶粒大的蠕变应变更大,抗拉强度和屈服强度更小,而伸长率则更大。     

短纤维增强金属基复合材料拉伸变形的屈服行为的理论研究

运用空间轴对称弹塑性有限元方法的混合律模型,推导出应力应变分配系数的解析表达式。并由此提出了一种新的定义复合材料比例极限和屈服强度的方法,进而研究了材料参数（纤维长径比、纤维体积分数、纤维根间距和基体应变硬化指数）对短纤维金属基复合材料拉伸变形行为的影响。     

热处理工艺对双相等温淬火球墨铸铁组织与力学性能的影响

研究了奥氏体化温度,等温淬火温度和时间对双相等温淬火球墨铸铁(Dual Phase Austempered ductile Iron,DP ADI)显微组织与力学性能的影响。结果表明:在双相区(α+γ)范围内,随奥氏体化温度升高,双相ADI组织中先共析铁素体体积分数逐渐减少,奥铁体含量增加,强度和硬度逐步升高,而伸长率与冲击吸收能量下降;等温温度和时间对残留奥氏体体积分数和力学性能有显著影响,随等温温度降低,残留奥氏体体积分数减少,双相ADI抗拉强度、硬度升高,但伸长率和冲击吸收能量降低。随等温时间增加,残留奥氏体体积分数先增加后减少,等温时间为1.5 h时,残留奥氏体体积分数达最大值,双相ADI伸长率和冲击吸收能量达最大值。     

AZ31镁合金铸轧和常规轧制板的变形组织及形变特征

在变形温度为150～400 ℃、应变速率为0.3～0.000 3 s~(-1)条件下,在Gleeble1500热模拟机上采用等温拉伸试验对AZ31镁合金铸轧和常规轧制板的高温塑性及组织演变进行研究.结果表明:两种AZ31镁合金板的峰值应力和峰值应变均随着变形温度的降低和应变速率的增加而逐渐增大.铸轧板的应变硬化指数和应变速率敏感系数均大于常规轧制板的.在高温低应变速率变形条件下,铸轧板的晶界滑移引起的空洞尺寸、体积分数和密度均大于常规轧制板的.低应变速率下拉伸变形后的动态再结晶晶粒尺寸随温度的升高逐渐增加;不同变形条件下铸轧板的晶粒尺寸均小于常规轧制板的;再结晶晶粒尺寸和Z参数呈幂律关系.     

Ti53311S钛合金热变形的组织和机制分析

用Gleeble-1500型热模拟试验机对Ti53311S钛合金在温度为880～1080℃,应变速率为0.001～10 s-1的条件下进行高温压缩变形行为的研究.测试了其真应力.真应变曲线,采用双曲正弦本构方程计算出激活能,双相区为641 kJ/mol,β相区为244 kJ/mol.观察了变形后的显微组织,并分析了其变形机制.结果表明:该合金对温度和应变速率敏感,不同变形条件下应力值变化很大;应变速率敏感指数(m)随温度升高而降低,而变形激活能(Q)随温度升高而增大.合金的变形机制在双相区为晶界滑移和晶粒球化,在β单相区为动态回复.     

双相不锈钢应力应变曲线数值模拟

设计了成分与SAF2205双相不锈钢中奥氏体相和铁素体相成分相近的单相奥氏体不锈钢和铁索体不锈钢,根据其应力．应变曲线,采用有限元方法,计算了双相不锈钢的应力．应变曲线,并与实测值进行对比,同时对奥氏体的体积分数和双相不锈钢中两相屈服强度之比（C^＊）等影响双相不锈钢力学性能的因素进行了讨论。由单相奥氏体和铁素体不锈钢的应力-应变曲线计算的双相不锈钢的应力．应变曲线和实测的双相不锈钢应力-应变曲线吻合很好,说明本文所建立的有限元模型正确。计算表明奥氏体体积分数对应力．应变曲线的弹性部分没有影响,而对塑性部分影响较大。在外应力作用下,随着奥氏体体积分数的增加,应变增加;不同奥氏体与铁素体屈服强度之比（C^＊）对应力-应变曲线弹性部分没有影响,而对塑性部分略有影响,在外加应力作用下,随着C^＊增加,应变增加。     

51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金拉伸变形过程中的组织演变和力学性能研究

主要研究了51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金室温拉伸变形过程中的组织演变和力学性能变化。研究表明,室温拉伸变形过程中合金发生从β相到α″相的转变,α″相的体积分数随拉伸速率的增加而减小。应力诱发α″马氏体相变对合金的力学行为有明显的影响。在拉伸速率为0.3 mm/min时,触发应力(TS),极限拉伸强度(UTS),延伸率(EL)和弹性模量(EM)分别为770.06 MPa,1168.60 MPa,14.96%和64 GPa。TS和EM随拉伸速率的增加而增加,而UTS和EL则降低。加工硬化率与真应变的关系曲线呈现出3个不同的阶段,应力诱发α″马氏体相变主要影响加工硬化率曲线的第2阶段。在给定应变条件下,第2阶段的加工硬化率随拉伸速率的增加逐渐降低。拉伸速率为0.3 mm/min时,合金的断口形貌是由大量韧窝以及少量准解理面组成的,合金发生塑性断裂,随着拉伸速率的增加,合金断裂方式由塑性断裂变为脆性断裂。这主要与应力诱发α″马氏体相含量随拉伸速率的增加而降低有关。     

TA32钛合金超塑性变形行为及本构模型研究

通过单向拉伸实验研究了TA32钛合金在温度880~940 ℃、初始应变速率5×10-4~1×10-2 s-1条件下的超塑性变形行为和微观组织演变,构建了修正Johnson-Cook本构模型和BP神经网络本构模型。结果表明,TA32钛合金的流动应力与断后伸长率对温度和应变速率敏感,应变速率敏感性指数随应变量增加而减小,随温度升高而增大。温度升高和变形程度增大促进了α→β相转变和两相晶粒长大,应变速率降低使得两相晶粒有所长大。β相晶粒形貌随变形条件改变有显著变化,α相晶粒则保持等轴状。TA32钛合金的超塑性断裂模式为孔洞生长扩展导致的微孔聚集性断裂。相较于修正Johnson-Cook本构模型,BP神经网络本构模型在大范围变形条件下的预测精度更高。     

TA32钛合金板材在热拉伸变形过程中显微组织、力学性能与织构的关系（英文）

研究TA32钛合金板材在800°C热拉伸变形过程中显微组织、力学性能和织构之间的关系。在实验中,原始板材表现出较低的流动应力和良好的塑性,随着热处理温度的升高,材料的抗拉强度增加,伸长率降低。TA32钛合金的变形机制是以大角晶界滑移为主,并通过位错运动协调变形。热处理试样中晶粒粗化和位错湮灭削弱材料的变形能力,从而导致流动应力的增加。基于高温蠕变方程,建立显微组织与流变应力的定量关系。TA32合金的晶粒影响因子和α相强度系数分别为1.57和549.58MPa。通过综合相应的相体积分数和晶粒尺寸可以准确预测材料的流动应力。此外,TA32合金的变形行为还与α相晶粒的取向相关,其主要滑移方式为柱面a滑移系的开动。热处理试样中近柱面织构的减少同样导致材料强度的提高。