V和B元素对Ti-44Al-5Nb-1Mo合金显微组织及热变形机制的影响

为了探究V和B元素复合添加对β型γ-TiAl合金的显微组织和变形机制产生的影响,本工作针对Ti-44Al-5Nb-1Mo合金和Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B合金,进行了不同温度和应变速率条件下的高温热压缩实验,利用SEM-BSE和TEM对组织进行表征,对比分析了其变形后的显微组织,研究了添加V和B对Ti-44Al-5Nb-1Mo合金的显微组织及热变形机制的影响。结果表明,2种Ti Al合金的显微组织差异较大,添加V和B可以显著改变TiAl合金对热变形的敏感性。Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B合金高温变形能力明显优于Ti-44Al-5Nb-1Mo合金。Ti-44Al-5Nb-1Mo合金的高温热变形以难变形片层团的偏转、变形带的产生为主,温度为1250℃时,其变形组织表现出较高的温度和应变速率敏感性,极易形成尺寸不均匀的近片层组织;对于Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B合金而言,升高变形温度或降低应变速率,既可以促进片层团内部的变形诱导L(α/γ)→α+γ+β/B2和γ→α相变,又可以促进α和β/B2相的球化/动态再结晶,从而大幅提高该合金的组织均...     

热压缩Ti-4.5Al-3Mo-1V合金的流变应力行为

采用Gleeble-1500热模拟机对Ti-4．5Al-3Mo-1V合金在α β相区进行了等温热压缩实验,根据摩擦修正后的流变应力曲线,研究了此合金在α β相区恒温压缩时的动态软化规律,分析了热变形参数对该合金流变应力的影响,并采用BP人工神经网络的方法建立了该合金高温变形抗力与应变、应变速率和温度对应关系的预测模型。结果表明：合金的流变应力曲线在低应变速率下达到极值后逐渐软化,在高应变速率下,出现极值后连续振动,然后再逐渐软化的现象;软化的主要机制为动态再结晶;流变应力随温度的升高和应变速率的减小而急剧降低;神经网络方法能够较精确地预测材料的流变应力。     

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高温塑性变形行为

在Gleeble-1500热模拟机上对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行高温热压缩实验,研究该合金在变形温度为750~900℃、应变速率为0.001~1 s 1条件下的流变应力行为。利用光学显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:合金的流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大;流变应力随着应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;变形过程中的流变应力可用Arrhenius双曲正弦本构关系来描述,平均变形激活能为454.2 kJ/mol;各种变形条件均可细化原始晶粒尺寸。随着温度的升高和应变速率的降低,合金的主要软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶;在(α+β)相区变形(750~850℃)时,α相对β晶粒的动态再结晶的发生起到阻碍作用。     

新型超高强韧钛合金热变形行为研究

采用Gleeble3800热压缩模拟试验机研究了新型超高强韧TB17钛合金775～905℃温度范围内、应变速率0.001～10 s~(-1)条件下的热变形行为。分析了该合金在热变形过程中流变应力软化特点及显微组织演变规律,建立了该合金Arrhenius型本构方程。结果表明:采用不同变形温度,TB17钛合金峰值应力对应变速率敏感程度不同,在相变温度以下变形时,峰值应力对低应变速率敏感;而在相变温度以上变形,峰值应力对高应变速率敏感。应变速率对TB17钛合金显微组织具有重要影响,合金应变速率大于0.1 s~(-1)时,以发生动态回复为主,而应变速率为0.001～0.1 s~(-1)时以发生动态再结晶为主;降低应变速率有利于动态再结晶发生,合金在应变速率0.001 s~(-1)时可获得粒度约25μm的β晶粒。变形温度对动态再结晶具有重要影响,在相变温度以下变形仅发生初生α相再结晶,而在相变温度以上变形则发生β相动态再结晶。TB17钛合金在相变点温度以下的热变形激活能为538.4 kJ/mol,在相变点温度以上的热变形激活能为397.4 kJ/mol,该合金在775～905℃热变形软化机制为晶界滑移机制。     

热变形参数对47Zr-45Ti-5Al-3V合金β→α相转变的影响

采用Gleeble 3500热模拟实验机和D/MAX-2500/PC型X射线衍射仪研究了热变形参数对47Zr-45Ti-5Al-3V合金β→α相转变的影响。结果表明,在850℃固溶处理后,该合金发生完全再结晶,再结晶晶粒尺寸为224μm,合金的组织由单一β相组成。在α+β两相区热变形过程中,该合金将发生β→α相的转变,其相变行为依赖于应变速率和变形温度。在低应变速率变形时,该合金发生了β→α相的转变;而在高应变速率变形时,该合金发生α→β相转变。在低温高应变速率变形时,该合金中析出的α相为针状。随变形温度的升高和应变速率的降低,针状α相发生球化,而且球状α相的体积分数逐渐增加。当变形温度为600℃和应变速率为10~(-3)s~(-1)时,针状α相完全球化。     

Ti60合金热变形行为及微观组织

在变形温度为920~1 100℃、应变速率为0.001~70.0s~(-1)条件下对Ti60合金进行了等温恒应变速率压缩试验,分析了合金的流动行为和塑性变形机制。结果表明,Ti60合金的流动应力对变形温度和应变速率均较敏感。在α+β两相区,随变形温度的升高,α相体积分数逐渐减少,片状组织球化率增高;在变形温度较低、应变速率较高时,易发生局部流动现象。在β单相区,应变速率较低时,β相易发生动态再结晶;应变速率较高时,易造成机械失稳。     

Ti6Al4V2Cr1.5Mo0.5Y钛合金热变形行为

对退火后Ti6Al4V2Cr1.5Mo0.5Y钛合金在不同温度1223~1332 K和不同应变速率0.01~1.0 s~(-1)条件下压缩实验的热变形行为进行研究,绘制应力-应变曲线,及温度、速率、应力等参数之间的关系图,求解激活能,建立该合金的本构方程。结果表明:应变速率一定时,流变应力随温度的升高而降低;变形温度一定时流变应力随应变速率的增大而升高;合金的热激活能为286.1655 k J/mol。     

基于自洽模型的置氢Ti6Al4V合金流动应力预测

对不同置氢量Ti6Al4V合金在Gleeble-1500热模拟实验机上进行了等温压缩实验,实验温度为750、800、850、900、950和1000 ℃,应变速率为1 s-1。结果表明,Ti6Al4V合金的流动应力随置氢量增加先减小后增大,变形温度为750℃、800℃和850℃时,置氢量0.31wt%合金流动应力最低;变形温度为900℃、950℃、1000℃时,流动应力最小值对应的置氢量分别为0.17wt%、0.1wt%和未置氢。基于自洽模型建立了置氢Ti6Al4V合金高温变形本构模型,该模型通过调整氢对β相的强化作用和氢对β相转变温度的降低反映置氢对Ti6Al4V合金流动应力的影响。与实验结果对比表明,所建立的本构模型可以准确预测流动应力随置氢量和变形温度的变化。     

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。     

Ti80钛合金两相区高温变形本构模型及热加工图

为了确定Ti80钛合金热变形的最佳工艺窗口,采用Gleeble3500热模拟试验机对Ti80钛合金进行了高温压缩试验,试验变形温度为850~1050 ℃,应变速率为0.05~1 s^-1。结果表明,Ti80钛合金对变形温度和应变速率极其敏感,流变应力随着应变速率的增加和变形温度的降低而显著升高,近β区的流变应力分布会发生突变。应用线性回归方法,建立Ti80钛合金的高温本构方程,计算出Ti80钛合金在两相区的变形激活能为308 kJ/mol,并基于Prasad失稳准则,建立Ti80钛合金的热加工图,最终确定在变形温度为880~930 ℃的两相区变形条件下,Ti80钛合金在高应变速率下可以充分发生动态再结晶,从而获得理想的组织性能。     

金属间化合物CePd5，PrPd5和NdPd5的晶体结构

稀土金属对富Pd合金的氢化性能、磁学性能和催化性能有显著的影响，对Pd-RE台金系中最富Pd的化合物的研究是有意义的。本工作通过恰当的熔炼和热处理工艺制备出单相的金属间化合物CePd5，PrPd5和NdPd5，并应用X射线衍射分析确定了它们的晶体结构和晶格参数。研究发现：在Pd-Ce二元系中，最富Pd的化合物是具有CaCu5型六方结构的CePd5；而在Pd-Pr和Pd-Nd二元系中最富Pd的化合物分别是具有SmPt5型正交结构的PrPd5和NdPd5。报道了经指标化的这3种金属间化合物的X射线衍射数据，确定CePd5的晶格参数a=0．5372nm，c=0．4178nm；PrPd5和NdPd5的晶格参数分别是a=0．5278nm，b=0．9239nm，c=2．575nm和a=0．5265nm，b=0．9219nm，c=2．570nm。并对Pd-RE合金系和Pt-RE合金系中最富Pd化合物的化学计量和晶体结构进行了对比。     

V-5Cr-5Ti合金电弧熔炼制备技术

采用"二次真空自耗电弧熔炼+锻造+温轧+退火处理"的工艺制备了V-5Cr-5Ti合金材料,并采用化学分析、光学金相(OM)、扫描电镜(SEM)和拉伸测试方法表征了合金的质量.结果表明,经二次电弧熔炼后,合金中O含量可控制在500～600/μg/g范围内,但铸锭晶粒粗大.经1 150℃锻造开坯、450℃温轧及1 000℃/1 h退火处理后,合金为细小等轴晶组织,晶粒小于100/μm,其屈服强度为356 MPa,抗拉强度为449 MPa,伸长率约为31.5%,断面收缩率为71.5%.     

V-5Cr-5Ti合金变形抗力的数学模型

用热压缩实验研究了不同变形温度、变形程度和应变速率对V-5Cr-5Ti合金的变形抗力的影响。通过对实验数据分析,采用非线性回归方法建立了V-5Cr-5Ti合金的变形抗力模型。再经理论计算与实测值的比较,证明模型具有较好的线性拟合性。     

GS-20MnMoNi5-5上刀架的热处理

一重集团公司为某厂生产的轧机上刀架,材质为GS-20MnMoNi5-5,对强度,尤其对冲击韧性要求很高.由于其结构比较复杂,调质容易变形,通过采取特殊措施进行正火+回火处理,满足了性能要求,同时防止了工件变形.     

化合物SmPd_5和EuPd_5的晶体结构

在对Sm-Pd二元系相图的研究中,发现了化合物SmPd_5。在对Eu-Pd二元系相图的研究中,发现在EuPd_3和Pd之间存在一个化合物EuPd_x。按照Совицкий和陈念贻等人用化学键参数-计算机模式识别法提出的金属间化合物的晶型预报表,在Sm-Pd系和Eu-Pd系中都应存在AB_5型化合物,其结构均为CsCu_5型六方结构。但是,至今为止,化合物EuPd_5的存在一直未能验证,EuPd_5和SmPd_5的晶体结构也一直未能由实验确定。     

WorkNC Auto5——全新模具5轴加工编程技术

5轴加工的一个主要特征就是在切削过程中使用短刀具,从而显著降低刀具的受力弯曲,提高加工表面质量,防止返工并大量减少了电极的运用.5轴编程中人们往往十分关注对干涉和碰撞的检测及回避,但是对CAM系统而言,仅有这些是远远不够的,系统必须充分考虑到机床的运动学与几何学的限制条件,这对CAM系统是一个强有力的挑战.     

盾构刀具用5Cr5MoSiV1钢淬火组织

研究了盾构刀具用5Cr5MoSiV1钢淬火时,不同的加热温度、保温时间和冷却方式对其显微组织的影响.结果表明,该钢在1000～1150℃加热保温30 min油冷后,其组织主要由马氏体、残留奥氏体和未溶碳化物组成.随加热温度的提高,碳化物逐渐溶入基体,组织中的针状马氏体逐渐转变成板条马氏体,且板条逐渐粗化,残留奥氏体的数量不断增加.试验钢在1050℃下保温20～ 60 min油冷后,随着保温时间的延长,针状马氏体逐步被板条马氏体所取代.推荐淬火工艺为1050℃保温30 min,油淬.     

V-5Cr-5Ti合金的热加工性能

通过Gleeble-1500热模拟试验机进行铸态V-5Cr-5Ti合金的高温压缩和拉伸试验,研究压缩过程中变形温度对合金临界变形量和临界变形抗力的影响和在拉伸过程中变形温度对合金屈服强度和断面收缩率的影响规律,并用金相显微镜分析了合金的压缩变形组织。结果表明:V-5Cr-5Ti合金的热加工变形抗力大、塑性低,欲改善其加工性能,加热温度的选择及控制尤为重要。合金的加工温度应严格控制在1150～1250℃,变形量控制在30%以内,才能得到满足要求的合金。     

LaNi5的电子结构

采用总体能量平面波赝势方法, 并结合超软赝势技术, 计算了金属La、 Ni及合金LaNi5的总体能量、能带结构、电子态密度以及Mulliken布居值. 根据计算结果, 分析了La、 Ni和LaNi5的电子结构. 结果表明: 形成合金后费米面能量位置漂移, 介于Ni和La的费米面之间, 费米面上主要是Ni 3d电子; 费米面附近导带的电子结构变化较大; 合金中La和Ni间存在电子转移, 形成了弱的La-Ni键, 且带部分离子性; 与纯金属相比, 形成合金后La的稳定性增强, 而Ni的稳定性减弱. 计算了LaNi5的理论生成热, 结果能较好地符合实验值.