高氧TC4钛合金β相区变形行为研究

采用Gleeble-3800热模拟压缩试验机研究了高氧TC4钛合金在温度为990～1 030℃、应变速率为0. 01～1. 0 s~(-1)、变形量为60%时的变形行为及微观组织特征,并构建了该合金的本构方程。结果表明,高氧TC4钛合金在β单相区变形时随着应变速率的增加和变形温度的降低,其流动应力显著增加,该合金在β相区的变形激活能为141 kJ/mol。在990～1 030℃加热温度下,原始β晶粒尺寸在250～255μm范围内,晶粒尺寸对温度不敏感。随着应变速率的增大,原始β晶粒沿着垂直于压缩轴方向被拉长,在被拉长的原始β晶界上可观察到β再结晶晶粒。     

细晶Ti-6Al-4V合金的超塑性变形行为与组织演变

对不同温度下退火处理后的细晶TC4合金板材进行超塑性拉伸变形,研究该合金在750~850℃,应变速率为3×10-4~1×10-3 s-1条件下的超塑性拉伸变形行为,分析晶粒尺寸、变形温度和β相含量对合金性能的影响。结果表明:退火后的(α+β)型细晶Ti-6Al-4V合金表现出良好的超塑性,并且晶粒越细,最佳超塑性变形温度越低。晶粒直径为2.5μm、β相含量(体积分数)为9.6%的TC4合金在温度为800℃、应变速率为1×10-3 s-1的变形条件下,伸长率最大,达到862%。不同晶粒度合金的应变速率敏感系数m均随变形温度升高先上升后下降,最高达0.61。β晶粒处于α晶粒三叉晶界处,升温或拉伸变形时聚集并沿α晶界长大,形成细长的β晶粒并逐渐变粗大,因此在900℃以上高温下合金的超塑性变形能力降低。     

TC6钛合金的热塑性变形行为研究

采用热模拟试验机对TC6钛合金轧制态试样进行了不同温度和不同应变速率的应力—应变试验,研究TC6钛合金的高温变形行为。试验结果表明,TC6钛合金在相同的温度下,应变速率越小,热塑性越好,越容易变形;应变速率对TC6钛合金热塑性的影响还与温度有很大的关系,温度越低,热塑性受应变速率的影响越明显。800～900℃时,TC6钛合金热塑性受温度影响较大,变形温度越低,热塑性越差;900℃以上时,几乎不受变形温度和应变速率的影响。TC6钛合金在920～950℃,应变速率1.0 s-1时具有良好的热塑性和很好的热加工性能。     

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.     

TA32钛合金板材的超塑性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金板材在温度950℃、应变速率5.32×10^-4~2.08×10^-2 s^-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,在不同应变速率条件下,合金的流变应力曲线特征和显微组织演变显著不同。在应变速率较低(5.32×10^-4~3.33×10^-3 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的合金中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率(8.31×10^-3 s^-1~2.08×10^-2 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直至试样断裂,合金变形过程中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸较低应变速率条件下显著细化。950℃时,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%~519%之间;当应变速率为5.32×10^-4 s^-1时,具有最佳的超塑性,拉伸延伸率可达519%。断裂区形貌分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

TC27钛合金的热变形行为及加工图

通过Thermecmaster-Z热模拟试验机,对TC27钛合金在变形温度900～1 150℃和应变速率0. 01～10 s~(-1)范围内进行等温恒应变速率热压缩实验,压缩变形量为50%。结果表明,流变应力随应变的增加迅速增大,达到峰值后随应变的增加而减小,最后趋于相对稳定。流变应力随着温度的增加而减小,随着应变速率的增加而增大。TC27钛合金加工图有2个耗散效率峰值区,一个是900℃/0. 01 s~(-1),此区域变形时出现动态回复;另一个峰值区为1 050℃/0. 01 s~(-1),此区域变形时出现再结晶。     

2055铝锂合金热拉伸的显微组织与流变应力行为

用Gleeble-1500热模拟机对2055铝锂合金进行高温拉伸,研究合金在温度为480～540℃、应变速率为0.000 1～0.1 s~(-1)区间内的热变形行为,并通过光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)和扫描电镜(SEM)观察和分析合金的显微组织。结果表明:热拉伸过程分为3个阶段,各阶段的变形机制不同。热拉伸过程中表现出明显的流变稳态,合金的主要变形机制由动态回复向动态再结晶转变。在应变速率0.001 s~(-1)下,变形温度为480℃时,很难观察到再结晶晶核,变形温度为510℃和540℃时出现锯齿状晶界,且温度越高,锯齿状晶界越明显,该现象属于典型的几何动态再结晶;温度一定时,应变速率越低,合金的峰值应力越小,表明2055铝锂合金具有正应变速率敏感性。采用Sellars和Tegart提出的包含变形激活能Q和温度T的双曲线正弦函数本构方程来描述合金的热激活行为,热变形激活能为226.783 kJ/mol。     

TC17钛合金的热压缩变形行为研究

在Gleeble-3800热模拟机上对TC17钛合金进行热压缩实验,研究TC17钛合金棒材在变形温度为810℃～930℃、应变速率为10-2s-1～101s-1以及变形程度为20%～60%条件下的流变行为;利用金相显微镜分析TC17钛合金棒材在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:当应变速率与变形温度固定时,不同变形量对于TC17钛合金的流动应力曲线影响较小;当变形量与变形速率固定时,变形温度越高时,流变应力值越低,应力-应变曲线越稳定;当变形温度与变形量固定时,峰值应力随应变速率的减小而降低。变形中的软化机制主要以动态回复和动态再结晶为主。     

热变形对40CrMnMo钢的晶粒尺寸影响规律研究

采用了MMS-200热力模拟机以40CrMnMo钢为实验对象进行了热压缩试验,研究了变形温度850℃～1150℃,变形量0.8,应变速率在0.01～10s~(-1)条件下实验钢的热变形行为。通过分析高温下变形参数对流变应力和奥氏体晶粒尺寸的影响,建立40CrMnMo钢的稳态动态再结晶晶粒尺寸模型。结果表明:变形温度为850℃～1150℃,实验钢在应变速率0.01～0.1s~(-1)下发生连续动态再结晶,应变速率1～10s~(-1)下发生动态回复。通过引入Zener-Hollomon(Z)参数表征变形参数对稳态动态再结晶晶粒尺寸的影响,建立了稳态再结晶晶粒尺寸的数学模型,得出提高应变速率或变形温度较低能使Z参数增大,峰值应力升高且动态再结晶晶粒减小。     

TNW700高温钛合金板材超塑变形行为研究

TNW700钛合金是我国自主研发的近α型、可在700℃短时使用的高温钛合金。针对TNW700合金板材在温度为890~950℃、恒应变速率为0.0100~0.0005 s~(-1)下的单向超塑拉伸变形行为进行了研究,利用Zener-Hollomn参数和Arrhenius方程建立了TNW700钛合金的峰值应力本构方程。结果表明:TNW700钛合金的超塑性变形行为与普通钛合金不同,其加工硬化阶段较长,且温度越高、应变速率越低,动态硬化的效果更加明显,远高于再结晶软化程度,晶粒尺寸的增加是导致加工硬化的主要原因。在950℃,0.0005 s~(-1)条件下获得的最大延伸率为933%。所建立的峰值应力方程为σ_p=17.414[1.047(lnε+540210/RT)-46.587],其变形激活能Q=540.21 k J·mol~(-1)。在较低温度条件下变形,在断口附近由于应变速率高和变形温度低的双重作用在晶界三角区产生应力集中使晶界滑移变得困难而导致有孔洞产生。随着变形温度的升高,β相含量和尺寸逐渐增加,高温、高应变速率条件下有次生α相析出,采用电子探针分析(EPMA)发现β晶粒微区成分的变化是次生α相产生的主要原因。     

TWIP钢应变诱导孪晶原位观察

利用装配拉伸台的共焦激光扫描显微镜原位观察了一种TWIP钢(Fe-30Mn-3AI-3Si)变形过程中的应变诱导孪晶(SIT).结果表明,孪晶诱导应变阀值对应变速率不敏感,均为4.0%左右;孪晶萌发于晶界,沿晶粒扩展至晶界(或孪晶界)终止;按生长过程孪晶可分为三类:层片状、透镜状以及"耳"状,形态差异源于变形过程中TWIP钢多晶体取向以及沿孪生特定位向的调整幅度;孪晶可以交互穿越,低应变速率下,先形成初生孪晶,而后出现次生孪晶并与前者交错,高应变速率下两个体系的孪晶同时形成;断裂时裂纹可以沿孪晶界扩展.利用SIT模型计算了孪晶层片间距,与TEM观测结果吻合.     

TC10钛合金高温变形行为和组织演变的研究

通过恒应变压缩实验研究了锻态TC10钛合金的高温变形行为和组织演变规律,变形温度为800~920℃,应变速率为0.01~10 s~(-1),变形量为60%。研究结果表明:降低变形温度、提高应变速率,流变应力会在变形初期迅速增加,而显微组织没有明显变化,当流变应力达到最大值后随着动态再结晶的发生而逐渐降低。提高变形温度、降低应变速率,能够为动态再结晶提供能量,细化组织并降低流变应力。综合分析表明:在变形温度为840~900℃,应变速率为0.01~0.1 s~(-1)的参数范围内进行热变形可以获得性能优良的TC10钛合金产品。     

Ti-55钛合金板材的超塑性变形及组织演变

研究了Ti-55钛合金板材在应变速率为8.30×10~(-4)～1.32×10~(-2)s~(-1)、变形温度885～935℃条件下的超塑性拉伸变形行为和显微组织演化。结果表明:细晶Ti-55钛合金板材表现出良好的超塑性,在温度925℃和应变速率为6.64×10~(-3)s~(-1)条件下,最大延伸率可达987%,即使在1.32×10~(-2)s~(-1)的高应变速率条件下也获得了872%的断裂延伸率。在应变速率不变的条件下,变形温度的升高,动态再结晶程度增大,有利于细小等轴的α相晶粒发生相转变。变形速率的不断降低,α相晶粒容易聚集并长大,α相含量减少,β相含量增加,材料塑性反而有所下降。此外,在超塑性变形的过程中,变形区域晶粒长大速度要大于夹头区域,随着变形程度的增大,α相的含量也随之减少,Ti-55材料的变形能够促使晶粒的聚合长大和α相的相转变。     

铝锂合金电子束焊缝超塑性变形行为与显微组织

通过高温拉伸试验研究了5A90铝锂合金电子束焊接头超塑性变形行为,并采用光学显微镜(OM)对接头变形前后的显微组织进行观察。研究结果表明,5A90铝锂合金电子束焊接头具有良好的超塑性变形能力,接头的延伸率随温度的升高和应变速率的增大而先增大再减小,试样的最佳变形参数为450℃,5×10~(-3)s~(-1),在此参数下试样的延伸率达到最大171.1%。变形后焊缝的组织由细小的等轴枝晶转变为较为粗大的等轴晶,焊缝的变形由扩散导致的晶界迁移和动态再结晶共同协调;而接头热影响区(HAZ)的组织发生较为明显的细化,主要变形机制为动态再结晶。温度的升高和应变速率的降低都有利于增强晶界迁移对焊缝变形的协调作用,同时会造成晶粒的长大,所以温度过高和应变速率过低都会使试样的延伸率下降。     

TC4-DT钛合金热变形机制及加工图

用Gleeble-1500型热模拟机研究TC4-DT钛合金在850~1 100℃、应变速率0.001~10 s-1、变形量70%条件下的高温压缩热变形行为,分析了该合金的流变应力行为以及显微组织演变规律,建立了该合金的本构关系模型以及热加工图。研究结果表明,TC4-DT钛合金在两相区和β相区的热变形激活能分别为544.03 k J·mol-1和264.32 k J·mol-1,分别大于纯α相和纯β相的自扩散激活能,表明TC4-DT钛合金热变形由高温扩散以外的过程控制。在两相区热变形时,原始组织发生了不同程度的球化,且变形温度越低球化效果越好。在β相区热变形时,低应变速率下(0.001~0.1 s-1)主要发生动态再结晶,而高应变速率(1~10 s-1)下主要发生动态回复,动态再结晶行为受到抑制。TC4-DT钛合金的失稳区主要分布在低温高应变速率区域,变形温度主要在850~940℃,应变速率主要在0.1~10 s-1,功率耗散率η值小于28%。     

氮对节镍奥氏体不锈钢高温变形的影响

通过热，力模拟实验机。进行氮含量不同的两种铸坯试样高温拉伸试验。绘制两种试样在不同温度下热变形的应力应变曲线、热变形屈服应力和峰值应力与变形温度的关系曲线、断面收缩率与变形温度的关系曲线；制备金相试样，观察热变形区域的组织变化。试验结果表明：氮含量高的试样容易发生动态回复，当温度高于1200℃，在较小的变形量下就可以通过动态回复使材料软化,降低晶界应力集中,从而获得很好的高温塑性，以便于材料热变形；而氮含量低的试样不容易发生动态回复,当温度高于1050℃,在足够的变形量下才能发生动态再结晶，降低晶界的应力集中。在拉伸试验中表现出相对较差的高温塑性。同时,氮含量高的试样奥氏体晶粒尺寸细小,而氮含量低的试样奥氏体晶粒尺寸较大。     

不同热成形工艺下TA32钛合金的流变性能及组织演变

针对随炉成形及到温成形2种主要的热成形工艺,通过高温拉伸试验,从TA32钛合金热成形流变性能及组织演变的角度出发,首先研究温度、变形速率、应变量等共性因素的影响,再对比分析2种热成形工艺下不同升温速率和冷却方式等特性因素的影响。设计两因素两水平工艺试验,分析不同高温润滑剂及热成形条件下TA32钛合金的氧化行为。结果表明:温度为800℃、应变速率为0.001 s-1、保温时间为30 min、应变量为0.45~0.6,且选用到温热成形(升温速率为800℃/5 min,空冷)时,TA32钛合金的变形抗力较低,塑性较好,晶粒较为均匀,β相等轴晶粒较多,综合成形性能较好;到温成形条件下,选用立方氮化硼(CBN)作为高温润滑剂时,成形件的氧化程度最低。综合考虑,TA32钛合金板材最优高温成形方案为到温成形工艺并采用CBN作为高温润滑剂。     

TA17钛合金热力学行为及加工特性研究

为了研究TA17钛合金热轧条件下的高温变形行为及热加工特性,在热模拟机上开展变形温度为700~1100℃、应变速率为1~40 s~(-1)条件下的热压缩实验,建立基于Arrhenius模型的本构方程,以及应变分别为0.3和0.6时的热加工图,结合热变形显微组织分析,研究该合金的热塑性变形机制。结果表明:TA17钛合金流变应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的升高而升高。在温度为800~1000℃、应变速率为1~10 s~(-1)时,材料的变形机制主要为动态再结晶;温度为1000~1100℃、应变速率为1~10 s~(-1)时,材料发生动态回复;温度为700~800℃或1000~1100℃、应变速率大于20 s~(-1)时,材料产生绝热剪切带;温度为700~800℃,应变速率为1~5 s~(-1)时,材料易产生裂纹。得出该合金较优的热轧工艺参数为:变形温度800~1000℃,应变速率1~10 s~(-1)。     

LNG用高锰超低温钢高温流变应力的温度依赖性

在800～1 000℃温度范围内，利用Gleeble-3800热模拟试验机对LNG用高锰钢进行应变速率为10/s的高温拉伸试验，研究了不同拉伸温度对流变应力及断裂机制的影响，建立了流变应力、应变速率及拉伸温度之间的本构方程。结果表明：断后试样的断面收缩率随着拉伸温度的升高而增加，而流变应力随之降低，由530 MPa降至312 MPa;断口韧窝的尺寸和深度随着温度的升高而增大，呈现晶界滑移和MnS、TiN、Al₂O₃等夹杂物脱落两种形貌。在应变速率为10/s、800～1 000℃温度范围内，LNG用高锰钢的热变形本构方程为■,且该方程模型与实测值吻合程度较高。     

TC25G钛合金热变形过程中的组织演变

利用Gleeble 3800型热模拟试验机对TC25G钛合金进行了恒应变速率热压缩变形实验,获得了变形温度为930~1 020℃、应变速率为0.001~50 s~(-1)、变形程度为60%条件下的组织演变特征。结果表明:应变速率对α相的含量和形状基本没有影响,而对β转变组织的影响较大,高应变速率下呈带状,低应变速率下呈等轴状;变形温度对于控制α相含量有显著影响,α相含量随变形温度升高而降低,960℃时,仅为8%,且较高的变形温度下,β晶粒尺寸也相对粗大。