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研究了工业纯钛TA2在-196℃到25℃时的拉伸性能及塑性变形机制。结果表明,随着温度的降低,TA2屈服强度和抗拉强度逐渐升高,断后伸长率先升高后降低,在-140℃达到最大值,断面收缩率逐渐升高,在-80℃达到79%后保持稳定。25℃、-80℃、-120℃、-196℃拉伸试样中均观察到孪晶、高密度位错、变形组织。25℃时,拉伸试样中孪晶极少。-80℃、-120℃、-196℃时孪晶数量大幅度增加,且不同温度拉伸样品中孪晶形态差异很大。25℃时,TA2拉伸过程中塑形变形为滑移主导,随着温度降低,挛生在拉伸塑性变形过程中发挥的作用逐渐增大。 相似文献
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探讨了单向平行、蛇形往复和蛇形正交3种不同路径下利用激光同轴送丝增材制造技术制备的TA2纯钛试件微观组织和力学性能的差异。结果表明,在合适的工艺参数下,可以实现TA2纯钛激光同轴送丝增材制造的良好成形,试件表面呈银白色,其横、纵向力学性能均可达到GB/T 3621—2022对TA2纯钛板材的要求;3种路径下制造过程的热输入和散热条件类似,焊缝微观组织均为锯齿状α相。不同增材路径下的焊道熔合形貌不同,力学性能差异较大,其中单向平行和蛇形往复路径试件的各向异性较强,蛇形正交路径试件的各向同性较强;单向平行路径试件的纵向抗拉强度和屈服强度均最高,蛇形正交路径试件的横向断后伸长率较高,塑性较好。 相似文献
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为了研究Ti6321合金在不同温度下的服役性能及其塑性变形机制,在–196~400℃下对其进行拉伸性能测试并对断口形貌和显微组织进行分析。结果表明,随着温度的升高屈服强度和抗拉强度逐渐降低,屈强差和断面收缩率逐渐增大;延伸率在–100℃降至16.0%,之后随着温度的升高而升高。不同温度下Ti6321合金的塑性变形机制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性变形机制主要为柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位错滑移受到抑制,此时等轴α相滑移类型为柱面滑移、一级锥面和滑移,片层α相滑移类型为基面滑移和二级锥面滑移;但{1012}和{1122}孪晶开动使塑性得到恢复,变形机制为滑移、孪生共存,以滑移为主。200℃和400℃下Ti6321合金位错交互作用强烈,可发现位错网等位错组态特征,同时有少量{1012}孪晶开动,变形机制主要为位错滑移。等轴α相与片层α相中的滑移类型相同,为柱面滑移和二级锥面滑移。 相似文献
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为了研究Ti6321合金在不同温度下的服役性能及其塑性变形机制,在–196~400℃下对其进行拉伸性能测试并对断口形貌和显微组织进行分析。结果表明,随着温度的升高屈服强度和抗拉强度逐渐降低,屈强差和断面收缩率逐渐增大;延伸率在–100℃降至16.0%,之后随着温度的升高而升高。不同温度下Ti6321合金的塑性变形机制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性变形机制主要为柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位错滑移受到抑制,此时等轴α相滑移类型为柱面滑移、一级锥面和滑移,片层α相滑移类型为基面滑移和二级锥面滑移;但{1012}和{1122}孪晶开动使塑性得到恢复,变形机制为滑移、孪生共存,以滑移为主。200℃和400℃下Ti6321合金位错交互作用强烈,可发现位错网等位错组态特征,同时有少量{1012}孪晶开动,变形机制主要为位错滑移。等轴α相与片层α相中的滑移类型相同,为柱面滑移和二级锥面滑移。 相似文献
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探讨了单向平行、蛇形往复和蛇形正交3种不同路径下利用激光同轴送丝增材制造技术制备的TA2纯钛试件微观组织和力学性能的差异。结果表明,在合适的工艺参数下,可以实现TA2纯钛激光同轴送丝增材制造的良好成形,试件表面呈银白色,其横、纵向力学性能均可达到GB/T 3621—2022对TA2纯钛板材的要求;3种路径下制造过程的热输入和散热条件类似,焊缝微观组织均为锯齿状α相。不同增材路径下的焊道熔合形貌不同,力学性能差异较大,其中单向平行和蛇形往复路径试件的各向异性较强,蛇形正交路径试件的各向同性较强;单向平行路径试件的纵向抗拉强度和屈服强度均最高,蛇形正交路径试件的横向断后伸长率较高,塑性较好。 相似文献
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采用孔模热拉拔工艺制备Ti6321合金Ф2.9mm丝材,研究了丝材成形过程中组织结构和力学性能的演变规律。研究结果表明,初生α相平均晶粒尺寸由10.5μm减小至2.1μm左右,微观组织得了显著的细化,抗拉强度由1035MPa提高至1250MPa。采用扫描电镜观察了丝材的拉伸断口,为典型的韧性断裂。并采用EBSD研究了丝材内部织构,存在(0001)⊥轴向织构和{0001}<10-10>织构,晶粒细化和织构是造成丝材强化的主要原因。 相似文献
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对TC4ELI钛合金分别进行正向拉伸-反向压缩和正向压缩-反向拉伸试验,研究预应变对其后续反向变形行为的影响。结果表明:两种加载方式下,TC4ELI钛合金反向屈服强度均随着预应变的增大先降低后趋于稳定,表现出明显的包申格效应。预拉伸试验下的饱和预应变约为2%,预压缩试验下的饱和预应变约为4%。预压缩后强度降低更加明显。晶体取向差异和α相的高度不对称密排六方结构导致材料在加载过程中出现非均匀塑性变形,产生残余应力,这是诱发TC4ELI钛合金产生包申格效应的主要机制。 相似文献
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