β相稳定性对Ti-10V-3Fe-3Al合金变形模式及压缩性能的影响

<正>金属的变形有以下几种不同机制:孪生、变形诱发马氏体、位错滑移,或其综合作用。变形机制与基体状态密切相关,一方面与启动位错滑移或孪生的临界应力有关,另一方面与亚稳定基体转变成马氏体的能力有关。迄今为止,对亚稳定β钛合金变形机制的研究很少,对于含有α相的亚稳定β钛合金,也仅研究了β-CEZ(Ti-5Al-2Sn-5Zr-4Mo-2Cr-1Fe)和Ti-10V-2Fe-3Al合金的变形机制。研究表明,     

亚稳Ti-27Nb合金单晶的变形行为

<正>亚稳β型钛合金由β相向α″相转变的应力诱发马氏体相变及其逆相变的过程中表现出超弹性,使其作为新的无镍形状记忆合金,前景备受期待。针对亚稳β型钛合金的马氏体相变和形状记忆超弹性特性已开展了多项研究。为明确Ti-27Nb合金(原子分数)的应力诱发α″马氏体相变过程中的塑性变形行为,东京工业大学T.Masaki对Ti-27Nb合金单晶进行了研究。首先采用光学浮动区域熔融法制备了Ti-27Nb     

一种兼具高强度、高应变硬化率和高塑性的新型钛合金

本研究设计了一种三元亚稳β钛合金Ti-9Mo-6W(质量百分数)。由于该合金变形时会联合出现相变诱发塑性效应和孪晶诱发塑性效应,使该合金的加工硬化速率可以接近2 100MPa,均匀变形能力高于35%。为了深入了解Ti-9Mo-6W合金的变形过程,对其变形过程中的显微组织进行了详细分析。结果表明,Ti-9Mo-6W合金变形过程中存在{332}113机械孪晶、应力诱发ω相、应力诱发α"马氏体等不同的变形机制,综合作用使合金内部最终形成了具有高度协合性的复杂网络变形组织。     

一种新型亚稳β钛合金的热变形本构模型

基于新型亚稳β钛合金Ti2448在温度范围为1023～1123 K,应变速率范围为63.000～0.001 s-1的等温热压缩流动应力曲线特征,采用经典的应力-位错密度关系式和动态再结晶动力学模型构建了完整描述亚稳β钛合金热变形流动应力与应变、应变速率和变形温度关系的本构模型.位错密度变化方程和Avrami方程被用来分别描述合金在高(≥1s-1)低(＜1 s-1)应变速率下呈现的动态回复(DRV)和动态再结晶(DRX)两种不同的变形机制.最终通过应用全局优化求解非线性方程的新方法确定本构模型中的相关参数.根据本文所建模型得到的预测曲线和实验曲线吻合较好,能够有效预测Ti2448在热变形过程中的流动应力,为构建亚稳β钛合金热变形本构模型提供一种有效方法.     

β钛合金超弹性影响因素及其提高方法

β钛合金具有良好的力学性能、高耐蚀性以及优异的生物相容性,在生物医用材料领域备受关注.β钛合金的超弹性归因于应力诱发的β→α"马氏体相变及其逆转变.阐述了影响β钛合金超弹性的因素,归纳了提高合金超弹性的方法.通过添加合金元素调整相变温度和滑移临界应力使得应力诱发马氏体相变更易发生,延迟β相塑性变形的发生,能够获得更大的...     

高强韧钛合金室温载荷下形变机制研究进展

开发高强韧钛合金是钛合金材料发展最为重要的方向,由于高强韧钛合金中添加了大量β稳定元素,使得该类合金的形变机制非常复杂。主要从滑移、孪生及应力诱发马氏体相变方面概述了高强韧钛合金的室温形变机制,并根据高强韧钛合金室温形变机制研究现状提出建议:不仅要研究单轴加载下的形变行为,更要考虑实际工况中不同载荷方式下材料的形变机制;另外,引起材料及构件断裂往往是微区组织的非均匀塑性变形累积产生微裂纹导致,因此,重点研究形变损伤过程中合金微区组织的形变机制,是揭示高强韧钛合金室温形变机制的关键。     

高应变速率下钛-钢复合板界面组织特征及变形机制

在高应变速率下,钛-钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形,结合界面起到至关重要的作用.本文分析研究了高应变速率下钛-钢复合板的界面组织特征和变形机制.结果表明:在钢侧,随着应变速率的提高,小角度(3°~10°)晶界含量增多,织构组分{112}〈241〉逐渐演变为织构{665}〈386〉和{111}〈110〉.在钛侧,随着应变速率的提高,出现了明显的形变孪晶组织,三种形变孪晶如{1121}〈1100〉拉伸孪晶、{1122}〈1123〉压缩孪晶和{1012}〈1011〉拉伸孪晶产生的难易程度不一样,变形机制由常规的"孪生变形为主"转变为"位错滑移与孪生变形共存"的复合变形模式.在结合界面处,随着应变速率的提高,需要适应由两侧产生的不同变形抗力,才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏,其主要的协调机制依靠结合界面及附近晶粒的滑移实现变形.      

4032合金热挤压棒材变形行为及形变织构

对热挤压变形得到的4032合金挤压棒不同区域组织进行分析,结合Deform变形过程模拟得到的应力、应变分布可知:较大应变有助于组织的均匀化,使第二相在基体中弥散分布;当硬质相之间距离很近时,较大的应力有利于硬质相的破碎,但当硬质相与基体相接触面积较大时,较大的应力也只能使硬质相产生有限的破碎。对热挤压变形得到的4032合金挤压棒各处形变织构研究表明:4032合金挤压棒中存在强的<111>织构和相对较弱的<100>织构。但在{011}晶面密度较高的<111>织构只在应变和应力都比较小的1/2半径处出现,未在应变最大的边缘处出现,取而代之的是沿挤压方向<111>旋转了19.5°的<211>织构,且挤压棒中心位置也出现了强度比{011}<111>织构强度更高的{011}<655>织构。     

变形温度对TC11合金低应变速率下的变形行为及组织的影响

采用THERMECMASTOR-Z热模拟试验机研究了TC11钛合金在变形温度780～1080℃,应变速率0.001～1 s-1范围的热变形行为,并采用金相显微镜研究了变形温度对TC11钛合金组织的影响,主要研究结果如下:变形温度对TC11钛合金的流动应力有显著影响,在较高温度或较低应变速率时,变形呈稳态流动特征;在较低温度或较高应变速率时,变形呈流变软化特征.在β单相区,当应变速率为1 s-1时,组织主要为拉长的β晶粒和少量的动态再结晶晶粒;当应变速率为O.01～0.1 s-1时,变形机制主要为动态再结晶;当应变速率在0.001 s-1附近时,变形机制为动态回复.在(α+β)两相区,变形温度870～960℃,应变速率0.001 s-1附近时,变形机制为超塑性.     

氢对TC4钛合金室温变形行为的影响

应用压缩试验研究了置氢TC4钛合金的室温变形性能; 利用金相显微镜、 X射线衍射仪和扫描电镜等手段分析了置氢后组织演变、相组成和断口特征. 结果表明: 氢处理改善了材料的相组成, 促进了塑性相α″马氏体和亚稳β相的生成, 氢处理后变形极限在低氢时没有较大提高, 随后氢含量超过0.45%后, 塑性大幅度提高, 变形极限较原始提高了90%. 在压缩试验中, 流变应力对氢有较高的敏感性, 随着变形速度和氢含量的增加, 速度引起的加工硬化降低.     

钛合金热变形行为研究

综述了国内外钛合金热变形行为的研究进展,分析了几种典型的α钛合金、近α钛合金、α+β钛合金及β钛合金的在不同的热变形条件下的流变应力的行为特征,软化机制,表观激活能及组织演变规律。介绍了氧、氢元素和不同的组织状态对钛合金热变形的影响。     

不同温度下Ti6321合金的拉伸行为及塑性变形机制

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。     

亚稳β钛合金的晶界裂纹扩展行为

正长途货运工具的结构轻量化是降低油耗的需要,轻量化的潜在材料包括Al-Li、高强度亚稳β钛合金等。由于亚稳β钛合金在常温下有韧性断裂倾向,其在关键结构件中的应用受到限制。将导致亚稳β钛合金晶界韧性断裂的因素量化,进而降低其使用时的失效风险是十分必要的。目前,对亚稳β钛合金的晶界韧性断裂问题已进行了定性研究,但     

近β钛合金压缩变形行为研究

业稳态卢钛合金可以通过位错滑移形成孪晶及应力诱发马氏体相变来发生形变。当马氏体相变的温度低于室温时,β相可以被应力诱导转化为密排六方a’相或正交a”马氏体相,     

Ti-26Nb-28Ta-5.5Zr合金室温压缩变形过程中微观组织变化规律

借助d电子理论计算,设计并制备了具有较高Kβ稳定参数的生物相容性β型Ti-26Nb-28Ta-5.5Zr(%(质量分数),Kβ～1.61)合金。综合利用万能电子试验机测试、显微硬度测试、X射线衍射分析和透射电子显微学观察等方法,研究了该合金固溶态时的压缩性能、变形机制以及不同变形量对应的显微结构特征。结果表明:固溶态β型Ti-26Nb-28Ta-5.5Zr合金具有较好的塑性,其屈服强度约为450 MPa。当变形量为7%时,其形变机制为位错滑移;当形变量为50%时,严重影响变形结构特征的塑性变形机制主要为应力诱发α″马氏体相变;而当形变量为75%时,除了α″马氏体相变、还观察到明显的非均匀局域化变形。     

铁基合金马氏体相变宏观点阵变形的特征

利用原子力显微镜观察并定量分析了铁基合金4种典型惯习面马氏体相变的宏观点阵变形特征。结果表明：{3,10,15}f薄片马氏体和{2,5,9)f透镜马氏体的宏观点阵变形呈一次均匀切变特征,其宏观点阵变形完全符合“不变平面应变”特征;而{2,2,5}f片状马氏体和板条马氏体的宏观点阵变形特征不符合“不变平面应变”特征。     

不同锤锻方式下Ti-6Al-4V合金组织及取向演变

利用扫描电镜和背散射衍射技术研究了Ti-6Al-4V合金在不同锤锻变形方式下的组织与取向变化.结果显示:随着镦拔变形次数的增加,Ti-6Al-4V合金中α相及β相组织均趋于均匀,而且两相的取向聚集越不明显;进一步热处理后,锻造过程中形变储存能得到释放,在释放过程中两相也会发生一定的倾转,轴向三次镦拔或者换向三次镦拔对组织均匀性改善明显.综合分析发现,密排六方结构的α相的取向分布对变形方式较敏感:原始棒材以及一次镦拔时,合金中α相的取向{0001}基面织构占了很大部分;随着镦拔次数增多,形变能增加,虽然{0001}基面滑移被抑制,但是{1010}、{1120}等柱面滑移以及{0111}、{1123}等锥面滑移得以开动,大幅地增加了取向的种类,进而降低了取向的集中性,使得取向更趋均匀化.      

铍室温变形过程中的孪生及织构演变

利用万能试验机在室温下对等静压铍材进行不同应变量的压缩试验,并采用扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)技术分析了铍材的孪生形成情况和织构演变。结果表明:铍在室温压缩变形时只发生{1012}拉伸孪生,在拉伸孪生的演变过程中,孪生萌生和长大过程对晶粒发生大角度转变和新织构{0001}的形成有着很大的促进作用;孪生后期对铍滑移变形的协调作用减少,单轴压缩力偶对新织构{0001}的形成也起着重要作用。     

不同织构组分对IF钢板R(θ)值起伏的影响

检测了宝钢两组IF钢板与轧向夹角分别为0°,15°,30°,45°,60°,75°,90°的R值以及板材的织构。计算了板材的{001}<110>、{112}<110>、{110}<001>、{111}<110>和{111}<112>织构组分的体积量,利用Sachs模型分析了{112}<110>和{110}<001>织构对轧板上不同方向的R值的影响。结果表明,IF钢板板面不同方向上存在R值的显著起伏。计算与实测结果表明,{112}<110>和{110}<001>织构是造成板材R(θ)值起伏的重要因素。在增大{111}面织构并减小{100}面织构的同时,合理控制{112}<110>和{110}<001>织构组分有可能使深冲压钢板获得高R值的同时明显降低R值的起伏。     

Mg-Y-Nd-Zn合金中鲜见变形孪晶带的形成及结构特征

尽管对镁合金中变形孪晶的形成及结构已有大量研究报道,但目前为止对非常规的高指数型孪晶的形成及结构本质特征的了解却仍十分有限。本研究利用透射电子显微镜(TEM)对室温压缩变形的Mg-Y1.1-Nd0.4-Zn0.8(%,原子分数)合金进行了详细的结构表征,结果发现在10%的变形量下该合金中可以形成罕见的{1015}型高指数孪晶带。该类型孪晶带界面取向与理论上的{1015}孪晶界面并不一致,而是近似平行于基体{1011}晶面。在{1015}孪晶板条内可以观察到{1012}二次孪生开动的特征,同时也证实了孪晶板条内存在小角度的晶格取向调整。利用二次孪生加小角度晶格扭转机制可以很好的解释这种孪晶带的形成过程。基于该种机制及晶体学孪生几何分析预测镁合金中其他可能出现的高指数型孪晶带有{1016},{2021},{3031}以及{3032}。通过这种机制形成的高指数孪晶带是表观上与一次孪晶带形貌相似的特殊变形带,其与基体的界面取向应与一次孪晶界面一致。