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1.
采用经三次真空自耗电弧熔炼、多向锻造得到的TC4钛合金板坯为原料,以热模拟试验所获得的热加工图为参考,利用西部钛业有限责任公司2 800 mm四辊热轧机成功制备出了宽度为2 300 mm,厚度达到40~70 mm的大规格TC4钛合金厚板,研究了热轧工艺对其组织和室温力学性能的影响。结果表明,轧制温度、道次变形率和应变速率是制备大规格TC4钛合金厚板的关键工艺因素。所制备的TC4钛合金厚板的显微组织为双态组织,由平均晶粒尺寸为25μm的等轴初生α相、拉长的次生α相及晶间β相组成,其室温抗拉强度为925~960 MPa,屈服强度为870~910 MPa,延伸率为12.0%~14.5%。  相似文献   
2.
通过单纱拔出、防刺性能、柔顺性和SEM测试,分析了纳米SiO_2/WPU复合芳纶材料的防刺性能。结果表明,织物经WPU复合后,纱线间紧密程度增加,防刺性能显著提高;随着纳米SiO_2的加入,复合材料的防刺性能进一步提高,当纳米SiO_2含量为3%时,防刺性能最好,与纯织物相比,在质量增加62%的情况下,复合材料的最大穿刺力增加了688%,能量吸收增加了692%;当纯织物与复合材料防刺性能几乎相同时,柔顺性也几乎相同,同时,复合材料能够提高穿着者的活动灵活性。  相似文献   
3.
首先对TA15合金进行了变形量分别为60%,75%和90%的轧制,然后在800、850和930℃分别进行了15、30、45和60 min的热处理试验。利用OM、SEM和Image-pro Plus 5.0等手段研究了TA15合金在不同状态下的显微组织和静态球化行为。结果表明:静态球化过程中晶内针状次生α相断裂及球化行为比晶界α相更易于发生;TA15合金静态球化行为的发生对温度敏感,850℃获得球化比例可增加至95%,930℃球化率不变但晶粒长大明显,晶界清晰化。通过JMAK方程对TA15合金的静态球化动力学过程模拟,发现温度、时间对球化率的影响规律为随热处理温度和原始变形量的增加,球化率随热处理时间增加但上升趋势降低。  相似文献   
4.
TA7钛合金可被用于制造飞机蒙皮、喷气发动机焊接轮环等中等强度的焊接结构件,但由于存在成形塑性差、易开裂、成品率低等问题,TA7钛合金板材的加工难度较大。为此,针对TA7钛合金板材的生产工艺进行了探索性实验,对比了3种不同制备工艺对TA7钛合金板材开裂情况、显微组织及力学性能的影响。结果表明:开坯轧制在低温区域进行,一火轧制后板材表面开裂明显,成品板材晶粒细小,但组织均匀性不高;开坯轧制在相变点附近的高温区域进行,一火轧制后板材开裂程度明显改善,成品板材晶粒有所长大,但组织均匀性依旧较差;开坯轧制在低温区域进行,且后期采用换向轧制得到的板材表现出最优的综合性能。此外,3种工艺制备的TA7钛合金成品板材的室温力学性能相差不大。  相似文献   
5.
对原始组织为不同粗细片层组织的TA15钛合金板材在两相区进行75%的热轧变形,并用金相法观察变形后组织的球化行为,并分析变形机理。结果表明,晶内片层状α相随变形量增加发生球化,球化程度与片层状α相粗细有关,粗片层状组织发生扭曲和弯折,但等轴α晶粒较少;细片层状组织大部分发生球化,生成均匀细小的等轴组织,这说明原始组织片层状越细则变形后球化程度越高,组织更均匀细小。  相似文献   
6.
TA7钛合金可被用于制造飞机蒙皮、喷气发动机焊接轮环等中等强度的焊接结构件,但由于存在成形塑性差、易开裂、成品率低等问题,TA7钛合金板材的加工难度较大。为此,针对TA7钛合金板材的生产工艺进行了探索性实验,对比了3种不同制备工艺对TA7钛合金板材开裂情况、显微组织及力学性能的影响。结果表明:开坯轧制在低温区域进行,一火轧制后板材表面开裂明显,成品板材晶粒细小,但组织均匀性不高;开坯轧制在相变点附近的高温区域进行,一火轧制后板材开裂程度明显改善,成品板材晶粒有所长大,但组织均匀性依旧较差;开坯轧制在低温区域进行,且后期采用换向轧制得到的板材表现出最优的综合性能。此外,3种工艺制备的TA7钛合金成品板材的室温力学性能相差不大。  相似文献   
7.
研究了钛合金超塑性的影响因素(晶粒尺寸、变形温度和应变速率),并综述了在不同影响因素下该合金的超塑性变形行为.  相似文献   
8.
Ti53311S合金高温塑性变形行为及加工图   总被引:3,自引:0,他引:3  
在Gleeble-1500热模拟试验机上进行热压缩试验,研究了变形温度为880~1080 ℃,应变速率为0.001~10 s-1的Ti53311S钛合金的热变形行为.根据应力应变曲线分析了该合金的热变形行为,计算分析了加工图,并观察了变形后的显微组织.利用加工图结合显微组织确定了热变形的流变失稳区和实验范围内的最佳变形参数.结果表明:Ti53311S钛合金加工过程中温度应控制在相变点以下,应变速率应控制在0.01 s-1以上和10 s-1以下为宜.  相似文献   
9.
在Gleeble-1500热模拟试验机上进行热压缩试验,研究了变形温度为900~1150 ℃,应变速率为0.001~10 s-1的TiC颗粒增强钛基复合材料的热变形行为.根据所得应力应变曲线分析了该合金的热变形特征,计算了α+β区域的平均变形激活能为799 kJ/mol,β区域平均变形激活能为105 kJ/mol.并根据动力学模型建立了加工图,分析了加工图中的高功率耗散区和流变失稳区,确定了不同区域的变形机制.观察了变形后的显微组织.结果表明:在温度范围为900~980 ℃,应变速率范围为0.001~0.1 s-1的低应变速率区域发生了超塑性和动态再结晶;在温度范围为1000~1100 ℃,应变速率范围为0.1~10 s-1的高应变速率区域变形机制主要是由亚晶界迁移扩散控制的动态再结晶.两个流变失稳区分别发生在温度为900~950℃,应变速率为0.1~10 s-1的区域和温度为1080~1130 ℃,应变速率为0.001~0.01 s-1区域.  相似文献   
10.
在Gleeble-1500热模拟试验机上对Ti-Al-Zr-Sn—Mo—Si—Y合金进行了热压缩试验,采用动态材料模型建立的加工图研究了在变形温度800~1100℃,变形速率在0.002~10s^-1范围内的热变形行为。结果表明:该合金的功率耗散效率的峰值区为875~925℃,应变速率为0.001-0.002s^-1,峰值效率为85%。在温度为900~1000℃,应变速率为0.1~3s^-1的区域和850~950℃,应变速率为0.001-0.01s^-1的环形区域内进行等温压缩,Ti-Al-Zr-Sn-Mo-Si—Y合金发生了动态再结晶,其功率耗散效率为40%~55%。在800~925℃,应变速率为0.03~10s^-1和温度为860~930℃,应变速率为0.003~0.03s^-1区域内易产生流变失稳现象。  相似文献   
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