Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金厚板的组织与性能

Ti-6Al-2Zl-1Mo-1V厚板4种典型组织形貌与性能有一定的对应关系.等轴组织具有较高的强度和塑性,片状组织具有较高的冲击和断裂韧性.     

工业用Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金铸锭剖析

研究了工业用Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金铸锭内化学成分的分布、结晶组织特点及铸态材料的室温性能.研究表明铸锭的化学成分均匀、冶金质量良好,能够满足航空用材需求.     

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-6Al-2Zr-1Mo-1V合金高温变形流动应力预测模型

通过高温压缩模拟实验,分析了Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金在变形温度为850～1100℃,应变速率为0.01～10 s-1条件下的高温变形力学行为规律,并利用线性回归方法计算了不同温度范围内的应力指数n和变形激活能Q,获得了该合金高温变形力学行为计算模型.结果表明,Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金对变形温度和应变速率非常敏感.在恒温时流动应力随应变速率的增大而增大,在恒应变速率时随变形温度的升高而降低.在850～950℃时,n、Q分别为7.0874和610.463 kJ/mol;而在950～1100℃时,n=4.7324,Q=238.030 kJ/mol,该预测模型的计算值与实测值之间的相对误差分别为6.341%和6.957%.     

热轧工艺对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金显微组织和拉伸性能的影响

研究了热轧温度、变形程度对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金显微组织和拉伸性能的影响.结果表明通过对热轧工艺的调整,可以使合金的强度、塑性在较大范围内变化.两相区变形可获得良好的塑性;β区变形能保证合金较高的强度;一火β区变形+ 一火两相区变形可获得较好的强塑性配合.     

Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金的双曲正弦本构关系

用THERMECMASTOR-Z型热模拟试验机对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金进行了变形温度为750～1 100℃,应变速率为10-1～10 s-1,变形程度为50%的热压缩试验.研究了变形工艺参数对流动应力的影响,计算了不同温度范围的应力指数n和变形激活能Q,并建立了该合金的双曲正弦本构方程.结果表明,在750～950℃时,该合金的真应力-应变曲线呈流动软化型,1 000～1 100℃时呈稳态流动型;在750～1 000℃时变形激活能为828.9 kJ/mol,1 000～1 100℃时为197.1kJ/mol,预示在不同的温度区间具有不同的变形机制.     

Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金塑性流动失稳预测

对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金进行等温恒应变速率压缩试验,利用压缩试验数据对比Prasad失稳准则和唯象型失稳准则,发现2种准则均预测出合金在应变速率为0.32~10 s-1范围内的塑性流动失稳现象,该失稳区随变形温度的降低具有逐渐向低应变速率范围扩展的趋势。经微观组织观察发现,Prasad准则不能预测到合金在750~800 ℃,0.001~0.0032 s-1范围发生的局部流动和弯折失稳,而唯象型准则对合金在770~870 ℃、0.01~0.32 s-1和900~950 ℃、0.32~3.16 s-1区域出现的晶界裂纹、孔洞以及局部流动不能进行准确预测。结合2种准则的优缺点,提出预测合金塑性流动失稳的新方法。     

一种Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金锻件的宏观与微观组织特征分析

研究了Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金环锻件的宏观和微观组织，分析了锻件的变形和热处理工艺。对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金环锻件采用了β→α β温度区域的热变形工艺，即在卢区温度下开始变形，α β区温度下结束变形，锻件的退火温度略低于β相的临界分解温度了TK；采用β→α β温度区域热变形的锻件具有中等强度水平，良好的室温冲击性能和高温蠕变、持久性能；β→α β温度区域的变形工艺具有简化变形工序、降低变形抗力的优点，但变形时间的控制较难掌握，需一定的实践探索。     

Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金β锻动态再结晶(英文)

通过热压缩实验研究Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V钛合金在变形温度为1000～1100°C,应变速率为10-3～1.0s-1的条件下的动态再结晶行为。结果表明:在变形温度高于1050°C、应变速率低于0.01s-1时,合金的动态再结晶机制以不连续动态再结晶为主;在变形温度低于1050°C、应变速率高于0.01s-1时,合金的动态再结晶机制以连续动态再结晶为主,同时存在少量的不连续动态再结晶。此外,降低应变速率和升高变形温度均能促进动态再结晶进程并使β变形晶粒细化。     

应用智能方法建立Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V合金的本构关系(英文)

利用Thermecmastor-Z热模拟机进行Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V钛合金在不同工艺参数(变形温度800,850,900,1000,1050°C,应变速率0.01,0.1,1,10s-1)条件下的热模拟压缩试验,研究变形温度和应变速率对Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V钛合金流变应力的影响。以试验数据为基础,应用BP神经网络算法原理,建立该合金的高温流动应力与变形温度、应变和应变速率对应关系的高温本构关系预测模型。结果表明,运用神经网络方法建立的Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V钛合金本构关系模型具有较高的预测精度,与试验结果吻合良好。此外,运用Visual Basic可视化编程语言设计并开发了具有神经网络功能的用户界面。     

电子束焊接Ti-6Al-4V合金的准静态和动态拉伸行为

利用传统拉伸试验机和霍普金森（Hopkinson）拉杆实验装置研究电子束焊接的Ti-6Al-4V合金在应变率为10-3和103s-1时的准静态和动态拉伸行为,利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察基体材料和焊缝材料的微观组织,研究基体材料和焊接材料在拉伸实验后的断裂特征。结果表明：在应变率分别为10-3和103s-1的条件下,焊缝材料的强度明显高于基体材料,焊缝材料的伸长率低于基体材料。同时,焊缝材料和基体材料均为应变率敏感材料;当应变率从10-3上升到103s-1时,焊缝材料的伸长率明显提高,而基体材料的伸长率基本没有变化;焊缝材料的断裂模式由脆性断裂转向韧性断裂,造成从准静态加载条件到动态加载条件下焊缝材料伸长率的提高。     

Ti-22Al-25Nb合金等轴组织演变和拉伸性能研究

研究了Ti-22Al-25Nb合金等轴组织的演变及其对拉伸性能的影响。结果发现,经α₂+O+B2三相区等温锻后,在O+B2两相区固溶过程中,组织中初始O相板条粗化变短,冷却析出的细板条则溶解到B2基体中,α₂/O相颗粒不发生明显变化,固溶温度升高使得少量等轴O相发生溶解,rim O相厚度减小。而在O+B2两相区时效的过程中,大量细密的二次O相板条从B2基体析出,少量被rim O包围的α₂相向O相转变。时效温度升高时,析出的二次板条O相变得粗大,总体含量减少,rim O厚度增加。时效温度的升高还使得合金强度下降而塑性增加。     

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。     

Cavity nucleation during hot forging of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy with colony alpha microstructure

The initiation sites and influencing factors of cavity nucleation were investigated for a Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy with lamellar starting structure,using the isothermal hot compression test.All samples were deformed to a true strain of 0.70 in the temperature range of 750-950°C and strain rate range of 0.001-10 s-1.The corresponding microstructures were observed by means of the metallurgical microscopy and scanning electron microscopy(SEM).It was found that all cavities occurred at the bulge regions of the compression specimens.Most of cavities nucleated along prior beta boundaries oriented 45°to the compression axis,while others nucleated at the interfaces of lamellar alpha colonies.Cavity nucleation was inhibited with increasing the volume fraction of beta phase and the volume fraction spheroidized of lamellar alpha phase.     

α相形貌对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金疲劳裂纹扩展行为的影响（英文）

采用疲劳裂纹扩展测试、金相显微镜分析和扫描电子显微镜分析方法研究不同α相形貌对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的疲劳裂纹扩展敏感性及断裂特征的影响。通过热处理制备的显微组织包括细小和粗大的次生α相组织、魏氏组织和网篮组织。具有粗大次生α相的组织具有最好的综合性能,包括良好的裂纹扩展抗性(Paris区为15～60MPa·m^1/2)、高的屈服强度(1113MPa)和抗拉强度(1150MPa),以及良好的伸长率(11.6%)。良好的裂纹扩展抗性归因于粗大次生α相引起的裂纹偏折、长二次裂纹和曲折的裂纹路径。     

Ti-6Al-4V钛合金组成相微观变形行为影响因素

本文基本真实组织图像建立了Ti-6Al-4V合金的微观力学有限元模型,考虑合金双相特征研究了室温单轴拉伸时的微观变形行为。结果表明：外部加载力主要由较硬的β转变组织承担,而塑性变形主要由较软的初生α相承担,即便在相同相内部,不同位置的应力和应变也存在差异。随宏观应变增大,初生α相与β转变组织的应变比、β转变组织与初生α相的应力比首先基本保持不变,而后迅速增大,最后保持稳定。初生α相的体积分数和晶粒尺寸对组成相内部的应变和应力分布有显著影响,随体积分数增大或晶粒尺寸减小,应变比和应力比分别增大和减小。     

Ti-6Al-4V合金多道次热轧过程有限元模拟与实验

采用热力耦合方法对Ti-6Al-4V合金进行了多道次热轧模拟,研究了不同道次温度和等效塑性应变的分布特点。模拟结果表明,轧制过程表面温度低于心部的温度,随轧制道次的增加,表面温度整体表现为降低过程,中心温度整体表现为先升高后降低过程。中心位置比表面位置的等效塑性应变大,表面位置与中心位置的等效塑性应变均随变形道次的增加而增大。结果表明,随着轧制道次的增加,中心显微组织变形大于表面。中心区域组织易于发生动态球化。     

Ti-6Al-4V合金的疲劳性能

简要综述了Ti-6Al-4V合金的显微组织和织构对其疲劳性能的影响及其机理.     

锻造工艺对Ti-6.5Al-1Mo-1V-2Zr合金大规格棒材的组织与性能的影响

研究三种锻造工艺条件下 Ti?6.5Al?1Mo?1V?2Zr 合金大规格棒材的力学性能、微观组织和拉伸断口。结果表明：采用拔长方式在β区高温和低温分别进行开坯锻造和成品锻造,获得的棒材的组织为粗大的魏氏组织,力学性能特别是塑性差,室温拉伸断口为脆性断口;采用镦拔方式在β区高温进行开坯锻造,再采用拔长方式在α+β区进行成品锻造,获得棒材的组织为双态组织,具有最佳的综合力学性能,室温拉伸断口为塑性断口。要获得合格的 Ti?6.5Al?1Mo?1V?2Zr 棒材,关键是开在坯锻造阶段进行充分镦拔以破碎铸锭原始组织,并在成品锻造阶段控制锻造温度和变形量。     

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的高温流变行为与热加工图研究

通过Gleeble-3500热模拟试验机对温度范围为750～950℃、应变速率范围为0. 01～10 s~(-1)的多组Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金试样进行热压缩试验,利用得到的真应力-真应变曲线求解材料参数,建立了基于Arrhenius模型的本构方程,通过将所求本构方程计算出的流变应力与实测应力-应变曲线进行对比,验证了该方程的准确性;进而基于动态材料模型的加工图理论,分别绘制出应变为0. 1,0. 3,0. 5和0. 7时Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的热加工图。结果显示:随着应变的增大,流变失稳区向中低温高应变速率区集中;在较小的应变量(0. 1～0. 3)时,安全区主要集中在中温低应变速率区(840～900℃,0. 4 s~(-1))和高温高应变速率区(910～950℃, 1 s~(-1));在较大应变量(0. 3～0. 7)时,安全区主要集中在低应变速率区(780～950℃,0. 3 s~(-1))和高温高应变速率区(910～950℃, 1 s~(-1))。因此,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金高温变形时的安全热加工区域为:中温(840～900℃)低应变速率(0. 01～0. 3 s~(-1))区。