应用加工图理论研究Ti2AlNb基合金的高温变形特性

基于动态材料模型（DMM），建立了Ti2AlNb基合金（Ti-22Al-25Nb）在温度94012-1060℃，应变速率0．001s^-1-10s^-1范围内的加工图，并利用该图分析了合金的高温变形特性。结果发现：在温度94012～97012，应变速率0．4s^-1～10s^-1和温度970℃—1060℃，应变速率1s^-1～10s^-1范围为流动失稳区，前者范围内主要发生绝热剪切变形和45°角剪切开裂，功率耗散率达到最小值；后者区域内以局部塑性流动和纵向开裂为主，功率耗散率小于33％。热加工图的其余部分为塑性加工的“安全区”，主要发生再结晶。在温度94012～970℃，应变速率0．001s^-1-0．4s^-1范围，以α2／O相板条球化为主；在温度970℃～1030℃，应变速率0．001s^-1～1S^-1范围，功率耗散率为35％-45％，呈现连续再结晶特征。在温度1030℃～1060℃。麻蛮谏率0．001s^-1-0.1s^-1范围。功率耗散率为45％～66％。达最大值,发生连续再结晶晶粒长大。     

新型镍基粉末高温合金的热变形行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机对新型镍基粉末高温合金FGH98Ⅰ进行了单向热压缩变形试验,研究了其在变形温度为950～1150℃,应变速率为0.0003～1s-1条件下的热变形行为,建立和对比了不同应变量下的应变速率敏感因子m图和功率耗散效率因子η图,并对热加工图进行了组织验证。结果表明:合金的流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低;不同应变量下的η图与m图相似,随着应变量的增大,峰区的η与m值逐渐升高;当真应变为0.5时,在变形温度为1050℃,应变速率为0.0003s-1条件下,η与m达到峰值,分别为40%和25%,合金发生了动态再结晶,晶粒细化且无内裂纹。该结果为FGH98Ⅰ合金实际热加工工艺的优化提供了理论依据。     

我国钛废料回收利用问题多多

随着科学技术的发展,特别是航空航天等工业的发展,钛材的需求量大幅度上升.但我国的钛资源并不富足,海绵钛的产能有限,造成原料紧缺,出现较大的缺口,制约着我国钛工业的快速发展.     

我国钛废料回收利用问题多多

随着科学技术的发展，特别是航空航天等工业的发展，钛材的需求量大幅度上升。但我国的钛资源并不宫足，海绵钛的产能有限，造成原料紧缺，出现较大的缺口，制约着我国钛工业的快速发展。     

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。     

变形态Ti40合金高温变形行为

在GLEEBLE热模拟试验机上对变形态Ti40合金进行热压缩实验,采用基于Prasad准则的加工图技术,研究变形态Ti40合金在变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～1.0s-1范围内的微观变形机制和流变失稳现象,并优化该合金的高温变形参数。结果表明,失稳区出现在低温、高应变速率区,当变形温度为950℃～1010℃、应变速率0.13s-1～1.0s-1时,失稳区会出现局部流动,在实际热加工时应尽量避开这一参数范围;变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～0.01s-1为较佳的变形参数范围,其变形机制以动态再结晶为主,伴随动态回复,最佳的变形参数位于温度1050℃、应变速率0.001s-1附近,该区域发生了完全动态再结晶;除失稳区和较佳变形区以外的区域,变形机制以动态回复为主,伴随动态再结晶,是可加工的区域。     

Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形及加工图

采用Gleeble-1500 热压缩模拟试验机进行压缩实验,在变形温度为1 100～1 250 ℃、应变速率为10-2～ 1 s-1的范围内,研究Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形行为,并基于动态材料模型,建立Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的加工图.结果表明:Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形流变应力对温度及应变速率敏感;流变应力随应变速率的增大而增大,随温度的升高而减小;动态再结晶是导致流变软化及稳态流变的主要原因;Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的安全热加工区域为温度1 200～1 230 ℃,应变速率10-2～10-1 s-1.     

ZA27合金的热变形及加工图

采用Gleeble-1500热模拟实验机进行热压缩试验,研究ZA27合金的热变形行为,在变形温度为200~350℃、应变速率为0.01~5 s-1、工程应变为60%,基于Murty准则,建立ZA27合金的加工图。结果表明:流变应力随变形温度的升高而减小,随应变速率的提高而增大;在变形温度为200~210℃、应变速率为0.01~0.1 s-1和变形温度为250~350℃、应变速率为1~5 s-1的2个区域内易产生流变失稳现象;动态再结晶是导致流变软化及稳态流变的主要原因,ZA27合金的安全热加工区域的变形温度在250~350℃之间、应变速率在0.1~1 s-1之间。     

028合金热变形行为及加工图

采用Gleeble-1500热模拟压缩试验机对028合金进行恒温热压缩实验,变形温度为1120~1220℃,应变速率为0.1~10 s-1,研究了028合金的热变形行为及加工图,得到了028合金最佳的热挤压工艺。结果表明,建立的本构方程能较好的预测028合金在热变形中的峰值应力;028合金在热加工过程中发生动态再结晶,随变形温度升高,动态再结晶百分数和晶粒尺寸逐渐增加,动态再结晶晶粒尺寸随应变速率增加而减小,加工图中存在两个安全区、一个失稳区和一个危险区,028合金的最佳热挤压温度为1200℃,应变速率为1 s-1。     

镍基690合金的动态再结晶行为研究

通过热物理模拟实验研究了690合金在热变形过程中的再结晶行为,使用定量金相的方法建立了690合金的再结晶图。结果表明:热变形过程中690合金发生明显的动态再结晶行为,变形参数对690合金热变形后的显微组织具有重要影响;应变速率为1s-1是非常重要的应变速率临界点,在该临界点进行热变形时动态再结晶程度最小;所建立的再结晶图能够对690合金的热加工成形工艺参数的制定提供重要依据。     

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。     

爆轰载荷下TB6钛合金组织及绝热剪切行为研究

采用电子背散射衍射技术（EBSD）研究了双相TB6钛合金在超高应变速率的爆轰载荷下绝热剪切带（ASB）中心、过渡区及基体的组织、织构演变。结果表明，爆轰后α、β相晶粒尺寸均减小，α相产生{10"1" ?2}孪晶；ASB中心区β相晶粒发生了动态再结晶，晶粒尺寸400 nm，绝大部分为大角度晶界，位错密度最低，ASB中心发生α→β相变；{10"1" ?0}⊥AD、<0001>//RD or ND、{100}<110>旋转立方存在于除了爆轰基体的所有α或β相中；{10"1" ?0}<0001>、{10"1" ?0}<11"2" ?0>织构存在于原始组织的α相中，过渡区存在{10"1" ?0}<0001>、{10"1" ?0}<11"2" ?0>、{11"2" ?0}<0001>三种织构，{100}<001>伪立方织构只存在于爆轰基体的β相中；{100}//SD是ASB组织的共同特点，<0001>//AD织构存在于爆轰基体、{11"2" ?0}//SD、<0001>//SD织构存在于ASB中心；α相的{11"2" ?0}面、<0001>取向和β相的{110}面平行于ASB，这均不是密排面和密排方向，不利于合金的机械性能。     

Ti5Mo5V2Cr3Al合金中绝热剪切带的微观结构演化

利用分离式Hopkinson压杆,对Ti5Mo5V2Cr3Al(TB10)合金帽形试样进行强迫剪切试验,通过光学显微镜和透射电镜技术观测其绝热剪切带(ASB)内的微观结构。结果表明,ASB的过渡区由具有高位错密度的沿着剪切方向的宽度为20～50nm的拉长组织构成;剪切带中心由大量低位错密度(相对ASB的过渡区)的直径为50～100nm的晶粒组成,具有典型的再结晶组织特征。在绝热剪切变形过程中ASB内的平均绝热温升约为784℃。ASB内发生了动态再结晶,晶粒尺寸为50～100nm。     

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     

粉末冶金TA15钛合金高温塑性变形加工图

采用Gleeble-1500热模拟机对粉末冶金TA15钛合金进行热压缩试验.基于动态材料模型建立了粉末冶金TA15钛合金在温度850～1050℃,应变速率0.001～10 s-1范围内的加工图,并结合合金变形后的微观组织对加工图进行了解释.结果表明:在T-1000℃/ε=0.001 ～0.01s-1的区域内,功率耗散效率η值大于60％,合金可能发生了大晶超塑性变形.在T=850℃/ε=0.001～0.01 s-1、T=900℃/ε=1～10 s-1、T=950℃/ε=0.01～1 s1和T=1050℃/ε=1～10 s-1区域内η值小于30%,其变形后的试样出现纵向开裂或有粗大的β晶粒.在T=900～950℃/℃/ε=0.001～0.01 s-1、T=950～1000℃/ε=1～10 s-1和T=1000～1050℃/ε=0.01～0.1 s-1区域内为动态再结晶区,η值为30％～60％,出现动态再结晶或回复现象.     

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     

钛合金绝热剪切带宽度的演变规律研究

根据梯度增强的Johnson-Cook模型,对Ti-6Al-4V绝热剪切带中心区域的宽度(绝热剪切带宽度w5%)随平均塑性剪切应变的演变规律进行了预测。结果表明,随着平均塑性剪切应变的增加,w5%先是快速减小,然后趋于稳定。当绝热剪切带总宽度为0.3235mm时,w5%的稳定值接近Ti-6Al-4V绝热剪切带宽度的上限(55μm);当绝热剪切带总宽度为0.0705mm时,w5%的稳定值接近Ti-6Al-4V绝热剪切带宽度的下限(12μm)。绝热剪切带宽度受多种因素影响,例如,材料特性、加载速度、环境温度、应力及应变状态。本文的分析是在绝热条件下进行的,不存在塑性功率与热传导达到平衡(稳态)的假定。     

一种高强钛合金靶材的穿甲损伤行为

采用一种钛合金靶材进行穿甲侵彻实验,通过弹坑解剖分析钛合金靶板穿甲破坏形貌,研究了该高强度钛合金靶板的损伤行为。结果表明:开坑阶段,弹丸头部比较容易进入靶板内部,在靶板表面首先产生金属堆积,没有发生过热的金属熔化现象。弹丸进入稳定侵彻阶段,形成绝热剪切带。绝热剪切带形成后,和周围材料不协调,成为微裂纹和微孔洞的起源。在一定的条件下,裂纹沿绝热剪切带萌生、扩展,形成了沿整个绝热剪切带的大裂纹,最终在穿孔表面形成碎片,从靶板上脱离,造成靶板的破坏。     

Ti-6．5Al—3．5Mo-0．3Si及其改进型钛合金

介绍了Ti-6．5Al-3．5Mo-0．3Si及其改进型钛合金的成分、加工和热处理工艺及性能等，为合理选择其加工和热处理工艺及使用该合金提供依据。     

Al-Zn-Mg-Cu-Sc合金的退火再结晶机制研究

制备了一种含Sc的Al-Zn-Mg-Cu合金,采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜技术,运用晶界和晶粒拓扑理论研究、分析了该合金的再结晶组织和规律.结果表明:合金中添加0.15%Sc,可以明显提高再结晶温度.在总变形量一定的条件下,随应变速率增加,合金再结晶过程加快.变形局部化所形成的强剪切变形区,可以看作是没有溶质和溶剂原子的"真空"区域.固溶处理时,该区以界面弓出机制进行再结晶形核,以亚晶吞并机制长大.进入"真空"区域内的溶质和溶剂原子,通过组装过程完成"二次晶体"的重建.淬火的"二次晶体"中保留有大量的空位,溶质原子在空位处偏聚,并通过吸收周围的溶质原子长大.