Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金的组织、性能及其变形机制

对Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C阻燃β钛合金的微观组织、拉伸性能和变形机制进行了研究。结果表明：(Ti，V)C和α相是β基体上的2种主要析出相；高温长期热暴露(540℃，100h)后的合金晶界上形成连续的α膜，其塑性因此急剧下降；β基体在热暴露过程中发生微弱的短程有序化(SRO)转变，这在一定程度上破坏了合金的热稳定塑性；该合金室温变形以普通位错滑移为主要形变机制，热暴露后的变形结构中出现少量平面滑移带，位错的交滑移和攀移是合金540℃高温变形的重要形变机制。     

Ti-25V-15Cr-2Al-2Mo-0.2C阻燃β钛合金的蠕变变形结构研究

采用TEM技术研究了具有不同热处理组织的Ti-25V-15Cr-2A1-2Mo-0．2C合金存在540℃，250MPa，100h蠕变作用后的变形结构。结果表明：位错环组是合金蠕变变形结构中的典型位错组态；合金的蠕变抗力随β基本上弥散分布的第二相析出数量的增加而提高。添加微量能提高蠕变抗力的合金元素，如Si元素等，是改善合金蠕变性能的可行途径。     

Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金微观组织和相组成研究

通过OM，XRD，SEM和TEM等多种分析手段对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C阻燃β钛合金的微观组织和相组成进行了研究。结果表明，α和(Ti，V)C是β基体上的2种主要析出相，合金在高温长时间热暴露(540℃，100h)后会析出金属间化合物TiCr2相。此外，也有极少量α相在热暴露期间发生了短程有序化(SRO)转变。     

高度稳定化β型Ti40阻燃钛合金的动态再结晶行为

采用热压缩试验方法,对高度稳定化的β型Ti40阻燃钛合金的动态再结晶行为进行了研究.结果表明,Ti40合金的动态再结晶形核机制为亚晶形核、晶界弓出形核和位错塞积形核等多种机制;Ti40合金高温塑性变形后,空冷及850 ℃退火的再结晶晶粒呈现混晶现象;1000 ℃退火,再结晶晶粒充分长大,是完全再结晶的结构特征.     

变形温度对15Cr-25Ni-Fe基合金动态再结晶行为的影响

利用Gleeble-1500热/力模拟机进行等温压缩实验,研究了15Cr-25Ni-Fe基合金在变形温度为950～1200℃,变形速率为0.1s-1和10s-1条件下的热变形行为,并将变形试样在980℃保温2h后空冷,对比变形试样固溶前后显微组织。结果表明:随着变形温度的升高,变形组织即动态再结晶晶粒逐渐增大;在1075～1100℃和10s-1及1050～1100℃和0.1s-1条件下变形的试样经固溶处理后晶粒发生粗化,这在一定程度上会影响合金的热加工性能。因此热加工中要避免工件处于上述变形条件,否则对组织控制极为不利。     

Ti-5553合金高温变形时动态再结晶行为

采用热压缩试验方法,对Ti-5553钛合金的动态再结晶行为进行研究。结果表明,在温度800～860℃、应变速率0.01～10s-1的范围内,Ti-5553合金在高温、低应变速率变形时,晶界弓出形核是其主要的动态再结晶形核机制;在低温、高应变速率、大变形量变形时,位错塞积形核是主要的动态再结晶形核机制。在非均匀变形的条件下材料产生绝热剪切现象,其形核主要以亚晶吞并长大形核机制进行。     

β21s钛合金动态再结晶行为

利用Gleeblel500热模拟试验机研究了β21s钛合金在高温变形条件下的动态再结品行为及晶粒尺寸变化规律.实验结果表明.β2ls钛合金在温度较高、应变速率较低的情况下变形时,表现出典型的动态再结晶行为,动态冉结晶晶粒尺寸随变形温度的升高和变形速率的降低而增大.确定了该合金的激活能为227.07 kJ/mol.应力指数为3.42.Z因子决定着动态再结晶的晶粒尺寸,二者之间为幂指数关系,进一步得出再结晶晶粒尺寸的预测模型,为该合金热变形过程的组织控制提供理论依据.     

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     

钛合金热变形时的动态回复和再结晶

对于α＋β及亚稳β钛合金，传统的轧制或镏造等热变形加工通常在α＋β两相区和β单相区送行，在热变形过程中发生动态回复和动态再结晶。对β和α＋β相区热变形组织的研究表明，变形早期动态回复形成的β亚晶界（小角度晶界），在进一步变形后变成大角度晶界。经过连续动态羁结晶，晶界结构发生变化。但钛合金热变形过程中动态回复组织需要根据动态再结晶机制进行检验。     

TB18钛合金热变形行为及动态再结晶机制

本文利用Gleeble 3800热模拟试验机和电子背散射衍射（EBSD）技术研究了TB18钛合金在700℃~ 900℃、应变速率0.01~10 s-1时的热变形行为和动态再结晶机制。研究表明该合金的流动应力大小对应变速率和变形温度敏感。变形初期流动应力皆在达到峰值应力后快速软化,随后有不同程度的上升。通过数据回归得到了该合金在两相区和单相区的高温变形Arrhenius型本构方程,其变形激活能分别为340 kJ/mol和185 kJ/mol。其单相区的变形软化机制主要为β相的动态回复,两相区主要为β相的动态再结晶。结合了EBSD技术,金相观察和流变曲线特点的分析表明,在高变形温度,低应变速率时（900℃,0.01s-1）主要以几何动态再结晶（GDRX）为主。在温度较低,或变形速率较高下,变形初期发生不连续动态再结晶（DDRX）,应变增大后发生连续动态再结晶（CDRX）。     

TA15钛合金β热变形中的动态再结晶形核

利用Thermecmaster-Z型热模拟试验机在β相区对TA15钛合金进行了热压缩试验,采用金相显微镜及EBSD取向差分析技术,研究了TA15钛合金β热变形中动态再结晶形核.结果表明,随内、外界条件的不同,TA15钛合金存在两类典型的动态再结晶形核地点,即晶界周围及变形带.相应地,随应变速率增大,存在两种动态再结晶形核机制,在较低应变速率下,晶界弓弯形核是动态再结晶的主要形核机制,晶界、三岔界是主要形核地点;在高应变速率下,动态再结晶不仅可以在晶界、三岔界附近形核,还可以借助变形带形核.此时的动态再结晶形核为晶界弓弯与亚晶旋转机制共同作用.     

碳化物分布状态对Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C-x合金微观组织的影响

碳化物和α相是Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C-x（x=0.2%Mo,2%Nb等）阻燃β钛合金基体上的2种主要析出相。采用OM，SEM，TEM等方法研究了具有不同碳化物分布状态的Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C-x合金的热处理及热暴露后的微观组织。结果表明，细小、弥散分布的碳化物颗粒不仅能细化合金的β晶粒，而且能明显抑制对合金组织稳定性有害的α沉淀相的析出，碳化物颗粒越细小、弥散，抑制α相析出的作用就越强，合金的组织稳定性也越高。     

铸态TB6钛合金β热变形中的动态再结晶行为

利用Thermecmaster-Z型热模拟试验机在β相区对铸态TB6钛合金进行了热压缩试验,并对其动态再结晶行为进行了研究。结果表明,合金在β热变形过程中主要存在两类形核位置:原始β晶界附近及β晶粒内部,相应地存在两类动态再结晶机制:不连续动态再结晶和连续动态再结晶。在较高应变速率(≥0.01s-1)时,以不连续动态再结晶机制为主,但动态再结晶发生的程度较低,不能通过此机制使组织获得明显细化;在低应变速率(≤0.001s-1)和高变形温度(≥950℃)时,以连续动态再结晶机制为主。此时,合金动态再结晶晶粒直接由亚晶转变而成,组织均匀、细小。     

不同应变速率下TA15钛合金β形变过程中动态再结晶行为

研究TA15钛合金在1050℃时,不同应变速率下变形过程中动态再结晶组织演变,讨论动态再结晶动力学、形核率和晶粒尺寸的演变规律。结果表明,随高低应变速率不同,存在两种类型的动态再结晶现象:连续动态再结晶和不连续动态再结晶。动力学分析应变速率为0.01,0.1,1s-1时,对应的动态再结晶稳态应变分别为1.26,1.57,2.93,说明增大应变速率则相应地提高稳态应变,在高应变速率条件下,往往难于达到稳态阶段。高应变速率下的形核率明显高于低应变速率下的形核率,且低应变速率下,较小幅度的增大应变速率就能使晶粒尺寸较大幅度下降;而在较高应变速率下,晶粒尺寸变化随应变速率改变较小。采用高应变速率及大应变下发生的连续动态再结晶可实现组织明显细化。     

TA15钛合金β区变形动态再结晶的临界条件

采用Thermecmaster-Z热模拟试验机在变形温度1050～1100℃,应变速率10-3～1s-1的条件下进行热模拟压缩试验。采用加工硬化率处理方法对应力-应变数据进行处理,结合lnθ—ε曲线的拐点及-(lnθ)/ε—ε曲线最小值的判据,研究TA15钛合金β区变形时的动态再结晶临界条件。结果表明:在本实验条件下,TA15钛合金的lnθ—ε曲线均出现拐点及-(lnθ)/ε—ε曲线均出现最小值;临界应变随应变速率的增大及变形温度的降低而增加,且临界应变与峰值应变之间基本保持恒定值εc/εp=0.62;临界应变预测模型函数关系可以表示为εc=0.92×10-2Z0.0843。     

Ti40阻燃钛合金的高温氧化行为

研究了高稳定β型阻燃钛合金Ti40合金在900℃-1050℃温区内氧化时的氧化行为。结果表明：随着温度的升高及时间的延长，试样表面氧化皮由较为平整变化为表面氧化皮严重脱落且基体表面呈现为淡绿色。对该物质进行能谱分析后显示淡绿色物质为TiO2和Cr2O3的混合物。900℃～1000℃的氧化动力学曲线显示，随温度升高氧化增重急剧增加，在温度1000℃～1050℃范围内，试样氧化增重虽仍随时间的增加而增加，但总量有所下降。     

应变速率对TA15钛合金β热变形动态再结晶组织的影响

采用THERMECMASTER-Z型热模拟实验机对TA15钛合金在变形温度1050℃,应变速率0.001s-1～1s-1,真应变0.03～1.2范围内进行了等温恒应变速率压缩实验。结果表明,提高应变速率能够明显细化晶粒,在低应变速率(0.001s-1,0.01s-1)下,提高应变速率对晶粒细化的程度较大;从晶粒细化效果及组织均匀性考虑,较佳的应变速率为0.01s-1。     

BT25钛合金在锻造过程中失稳变形和动态再结晶行为的数值模拟

分别利用失稳图和功率耗散图确定BT25钛合金失稳变形组织和动态再结晶变形组织的热力参数边界条件,并将其输入到Deform-3D有限元软件中,使加工图技术与有限元技术能够进行有效结合。利用二次开发后的软件对BT25钛合金在变形温度为950~1100 ℃和应变速率0.001~1 s^-1的条件下进行失稳变形组织和动态再结晶行为的模拟和预测,并通过对比金相组织,验证了该模拟结果的可靠性。结果表明,流动应力随变形温度的升高或应变速率的降低而降低;失稳变形组织集中在低温、高应变速率区域;高温和低应变速率均有利于动态再结晶（DRX）行为;微观组织的观察结果与模拟预测的结果吻合较好,说明本研究提出的加工图技术与有限元技术相结合的方法对模拟与预测金属锻造过程中的失稳变形组织和DRX行为是可行的。     

Ti-6Al-4V钛合金超塑成形连续动态再结晶机理及亚晶粒转动（英文）

研究Ti-6Al-4V合金在超塑性成形过程中的连续动态再结晶机理,并重点研究取向差演变机制。在温度为890、920和950℃,应变速率为10^-4～10^-2 s^-1的条件下进行拉伸试验,采用电子背散射衍射与本构模型相结合的方法描述显微组织演变。几何必需位错在小角晶界处形成过程中起作用。此外,小角晶界转化为大角晶界的机制包括：(1)大角晶界向小角晶界的迁移;(2)由动态回复不充分的残余位错在小角晶界处聚集;(3)亚晶粒的旋转也会促进晶粒形核。基于物理本构模型的计算结果,验证在小角晶界转变为大角晶界前亚晶粒会发生旋转。特别地,在晶界角取向差的演化过程中,位错运动在取向差达到饱和值前起主导作用,否则亚晶粒旋转将起主导作用。     

TC21钛合金动态再结晶行为的元胞自动机模拟

为研究热加工工艺不同变形参数对TC21钛合金塑性成形过程中微观组织的影响,本文利用Gleeble-3500型热模拟试验机进行等温恒应变速率热压缩实验,研究了TC21钛合金在不同变形条件下的热变形行为;并以TC21钛合金在热压缩过程中微观组织演变为基础,通过对TC21钛合金的位错密度模型、再结晶形核和晶粒长大模型的推导,建立了元胞自动机模型,并基于元胞自动机模型对TC21钛合金β单相区变形过程中的动态再结晶行为进行了模拟和验证。结果表明：该合金的流变应力随着温度的降低和应变速率的升高而增大;结合元胞自动机模拟结果分析得,在β单相区内该合金动态再结晶体积分数与变形温度成正比,而与应变速率成反比。