TB17钛合金β相区晶粒长大行为

以新型超高强韧TB17钛合金棒材为研究对象,研究了TB17钛合金β相区晶粒的长大行为。考察了TB17钛合金在不同温度和保温时间的条件下,β晶粒尺寸的变化,通过Beck公式计算了晶粒长大参数,采Arrhenius公式计算了晶粒长大激活能。结果表明,加热温度及保温时间对TB17钛合金β晶粒长大行为具有重要影响。在860~1 045℃进行等温加热,TB17钛合金β晶粒等温长大曲线近似符合指数关系,β晶粒长大指数n在0.12~0.23之间。短时保温,β晶粒长大过程中动力学影响因素占主导作用,延长保温时间,动力学影响因素作用降低。TB17钛合金β晶粒长大激活能为48.26 k J/mol。     

TC21钛合金β单相区晶粒长大行为研究

研究了高损伤容限型钛合金TC21在单相区不同司加热温度和不同加热时间条件下的β晶粒长大行为.结果表明.在单相区加热.TC21钛合金β晶粒等温长大曲线近似满足抛物线规律.在970、980和990℃等温退火时,晶粒长大指数n分别为0.38、0.34和0.32；晶粒长大激活能为283 KJ/mol.     

TB8钛合金晶粒长大行为的研究

研究了TB8钛合金冷轧板材在不同热处理温度和不同保温时间下的晶粒长大行为。结果表明:TB8钛合金冷轧板材在820~880℃的温度范围内不存在晶粒急剧粗化的现象,可以在此区间内的温度下对其进行热处理,保温时间根据温度的不同可在30~120 min范围内选择。此外,借助Beck方程和Arrhenius方程分别计算得到该合金的晶粒生长指数(n)为0.25~0.35,β晶粒长大激活能(Q)为273.23 k J/mol。     

高温钛合金Ti-60与IMI834的β晶粒长大规律

研究了两种高温钛合金Ti-60和IMI834在不同加热温度和不同保温时间下的β晶粒长大规律.结果表明,在β相区加热时,Ti-60钛合金晶粒尺寸较小,且随加热温度和保温时间的不同变化不大,这主要是由于晶界上富Nd稀土相的存在阻碍了晶粒的长大,而IMI834钛合金的晶粒尺寸随保温时间的增加明显长大.晶粒长大动力学表明,在(Tβ 20 ℃)保温时,两种钛合金β晶粒等温长大曲线近似于抛物线规律,晶粒生长指数n均小于1/2.此外,在加热温度(Tβ～Tβ 40 ℃)范围内、等温时间为10 min时,计算并讨论了Ti-60和IMI834合金的晶粒长大激活能.     

TC4-DT钛合金两种不同预处理状态下的β晶粒等温长大动力学(英文)

研究了具有初始等轴组织的TC4-DT钛合金在变形和未变形的状态下在β单相区等温加热时的晶粒长大动力学。变形在两相区进行,变形程度为60%,变形后空冷。加热温度分别选取相变点以上10、20、30℃,保温时分别为2、5、10、30、60、120 min。利用金相分析软件对晶粒尺寸进行了定量测定并分析获得了两种条件下的晶粒生长的时间指数和激活能。未变形试样的晶粒生长的时间指数和激活的变化范围分别是0.34~0.35和86.8~130 kJ·mol-1,在变形条件下变为0.36~0.39和76.6~110 kJ·mol-1。研究结果表明在相同的加热条件下,变形试样具有较高的晶粒生长指数和较低的生长激活能。这是因为晶粒生长时间指数随温度的变化和生长激活能随时间的变化与固溶原子的扩散和晶界的迁移的交互作用有关,而变形可以促进原子的扩散和晶界的迁移。另外还研究了在不同的加热温度、时间以及变形条件下晶粒尺寸的均匀度的变化情况,这种变化是β相的形核速率和生长速率在上述因素的影响下共同作用的结果。     

TB17钛合金在等温时效过程中的相析出行为

采用X射线衍射、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和硬度测试分析了新型超高强韧钛合金TB17在等温时效过程中析出相的演变及时效响应。结果表明：该合金在350 ℃时主要发生β→β+ω相变,ω相为细小的颗粒。在450 ℃下进行时效处理时,α相通过ω相辅助形核的方式形核长大。在550和650 ℃时主要发生β→β+α相变,α相为片层状。在该温度范围内长时间进行时效处理的TB17合金存在2种类型α相,满足Burgers关系的1α相和不满足Burgers关系的2α相。其中2α相为孪晶α相,在1α相内部｛102｝孪晶面形核,并不断消耗1α相而长大。TB17钛合金的时效特征与其他β型钛合金相似。TB17钛合金的时效响应快,显微硬度随着时效温度升高呈现出先增加后降低的趋势,在450 ℃时效处理下硬度达到最大。     

基于三态组织的近 α 钛合金近 β 锻+固溶时效工艺参数匹配

基于正交试验结果,对近β锻+固溶时效工艺参数进行了显著性分析,并详细讨论了工艺参数对TA15钛合金显微组织的影响及合理的工艺参数,以获得性能优异的三态组织。结果表明：变形温度、固溶温度和固溶时间是3个最为重要的工艺参数,分别对等轴α_p相的体积分数和直径、片层α_s相的体积分数及片层α_s相的厚度影响最大。较合理的TA15钛合金处理工艺参数为970 ℃/0.1 s^-1/60%变形程度/水淬+930 ℃/1.5 h/空冷+550 ℃/5 h/空冷。     

Ti-6554钛合金的晶粒长大动力学

研究了Ti-6554(Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al)合金在相变点以上的晶粒长大动力学.结果表明:在800 ℃固溶处理时,随着固溶时间的延长,晶粒的尺寸增加,固溶时间超过60 min后,晶粒长大速度加快.800 ℃时,晶粒平均直径随时间的长大方程为 6.16t0.5.固溶时间为30 min时,随着固溶温度的升高,合金的晶粒尺寸增大,920 ℃固溶处理后,晶粒明显粗化.在本研究的温度和时间范围内,固溶温度对晶粒度的影响更为显著.     

热连轧GH4169合金的晶粒长大行为

对热连轧(HCR)GH4169合金在固溶处理过程中晶粒长大行为进行系统研究。结果表明,该合金?相溶解温度在990～1000℃之间,δ相对晶粒长大有显著阻碍作用,在低于δ相溶解温度进行固溶处理时,析出的δ相使得晶粒长大缓慢;在高于δ相溶解温度以上时,晶粒随温度的升高快速长大。晶粒长大动力学表明:在高于δ相固溶线温度以上进行固溶处理时,晶粒生长指数随着固溶温度的升高而增加;固溶处理温度为1000和1050℃时的晶粒长大激活能为223.849kJ/mol,晶粒长大机制为自扩散过程控制机制,并建立了相应的晶粒长大动力学方程。     

一种马氏体时效钢奥氏体晶粒长大动力学

在光学显微镜下,利用Leica Metal Work软件研究了一种强度级别为2100MPa的超高强度马氏体时效钢在850～1150℃的奥氏体晶粒长大规律.结果表明,实验钢奥氏体平均晶粒尺寸随加热温度升高和保温时间的延长而增大,其奥氏体平均晶粒尺寸与保温时间规律符合Beck方程,奥氏体化温度宜控制在800～950℃,其晶粒增长指数随温度的升高而减小,850～1150℃时实验钢奥氏体晶粒长大平均激活能为108.5kJ/mol-1,并建立了实验钢在等温加热过程中的奥氏体晶粒长大方程.     

TB8钛合金板材再结晶动力学

对TB8合金冷轧板材在770~820℃温度范围内的再结晶动力学研究表明:试验用TB8钛合金冷轧板材的再结晶最佳退火温度为790~810℃。采用Avrami方程可以较好的描述冷轧TB8合金板材退火过程的再结晶情况。800℃退火处理动力学拟合方程为:lnln[1/(1?x?t?)]??2.38?0.86lnt。由实验数据计算得到合金再结晶激活能为102.87 k J/mol。     

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）。     

TB6钛合金疲劳及裂纹扩展性能研究

本文对TB6钛合金锻件弦向和径向两种取样方向分别进行了室温和200℃下旋转弯曲高周疲劳、轴向低周疲劳和疲劳裂纹扩展性能试验研究。试验结果表明,弦向（C）和径向（R）两种取样方向对该合金锻件的旋转弯曲高周疲劳、轴向低周疲劳性能和疲劳裂纹扩展性能没有影响;温度升高可加速该合金锻件的疲劳裂纹萌生,但在裂纹扩展阶段,该合金高温下的韧性优势与屈服强度降低的劣势平衡的结果使其在室温～200℃温度范围内的疲劳性能基本不受温度的影响;在10—20mm的厚度范围内,厚度对该合金的疲劳裂纹扩展性能没有影响;在3．5％NaCl盐雾环境中。腐蚀介质对TB6钛合金的疲劳裂纹扩展速率在初始阶段有迟滞作用,但在应力强度因子范围大于14MPa m后有加速作用。     

TA15钛合金动态再结晶晶粒生长模型

从理论上分析TA15钛合金动态再结晶晶粒生长驱动力,提出动态再结晶晶粒生长等效反驱动力的概念。基于动态再结晶晶粒生长驱动力,建立（描述动态再结晶晶粒尺寸演变）的晶粒生长速率模型及晶粒尺寸模型。以TA15钛合金动态再结晶晶粒尺寸实验测定数据为例,采用遗传算法(GA)优化尺寸模型参数。结果表明,模型计算结果与实验数据能够达到较好的吻合,平均误差为7.4%。     

Isothermal Beta Grain Growth Kinetics of TC4-DT Titanium Alloy under Two Different Prior Processing Conditions: Deformed vs. Undeformed

研究了具有初始等轴组织的TC4-DT钛合金在变形和未变形的状态下在β单相区等温加热时的晶粒长大动力学。变形在两相区进行,变形程度为60%,变形后空冷。加热温度分别选取相变点以上10、20、30℃,保温时分别为2、5、10、30、60、120 min。利用金相分析软件对晶粒尺寸进行了定量测定并分析获得了两种条件下的晶粒生长的时间指数和激活能。未变形试样的晶粒生长的时间指数和激活的变化范围分别是0.34~0.35和86.8~130 kJ·mol-1,在变形条件下变为0.36~0.39和76.6~110 kJ·mol-1。研究结果表明在相同的加热条件下,变形试样具有较高的晶粒生长指数和较低的生长激活能。这是因为晶粒生长时间指数随温度的变化和生长激活能随时间的变化与固溶原子的扩散和晶界的迁移的交互作用有关,而变形可以促进原子的扩散和晶界的迁移。另外还研究了在不同的加热温度、时间以及变形条件下晶粒尺寸的均匀度的变化情况,这种变化是β相的形核速率和生长速率在上述因素的影响下共同作用的结果。     

TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程

在电子万能拉伸试验机上对TB8钛合金进行了恒应变速率超塑性拉伸试验(变形温度为720~880℃,应变速率为0.000 1~0.01s~(-1)),研究了拉伸流变行为,计算了超塑性拉伸变形激活能和相应的应力指数,建立了TB8钛合金应力-应变本构模型。结果表明,在同一应变速率下,流变应力随变形温度的增加而减少,同一变形温度下,流变应力随应变速率的增加而增加。在变形温度为840℃,应变速率为10~(-4) s~(-1),合金的伸长率最大,为356%;超塑性拉伸变形激活能和应力指数分别为251.25kJ/mol、2.389 5。     

基于数理统计方法的TB6钛合金本构关系

采用Thermecmaster-Z型热模拟试验机对TB6钛合金在800～1150℃、0.001～10 S<'-1>条件下进行等温恒应变速率压缩试验.通过分析TB6钛合金在不同热变形条件下的真应力-真应变曲线,并在综合考虑应变速率、变形温度和应变量对流动应力影响的基础上,建立了TB6钛合金的本构关系.误差分析表明,所建的本构关系具有较好的精度,能较好地反映TB6钛合金的热变形行为特征.     

Ti-1300合金的晶粒长大行为

对Ti-1300合金在固溶处理过程中晶粒的长大行为进行系统研究。结果表明:当固溶温度低于β转变温度时,未溶解的α相使得晶粒长大缓慢;在高于β转变温度固溶处理时,晶粒随着温度升高而快速增大。晶粒长大动力表明:在840~950℃固溶处理时,β晶粒的长大规律可用D=1.13×1010 exp(-2.1×104/T)描述,且晶界迁移的表观激活能为Q=350 k J/mol。当固溶温度为840、870和900℃时,晶粒长大指数随固溶温度升高而增加,分别为0.31、0.55、0.56。     

Grain Boundary Character Distribution of TLM Titanium Alloy During Deformation

The grain boundary character distribution of TLM titanium alloy (with a nominal chemical composition of Ti-3Zr-2Sn-3Mo-25Nb) was studied under the deformation condition with different strain rates and compression reductions. The experimental results showed that the evolution and character distribution of grain boundaries structure during deformation were both related to grain boundary coupling, sliding, migration, and the grain rotating in nature. In TLM titanium alloy, the type of grain boundaries under different deformation condition included high-angle boundaries, low-angle boundaries, and the CSL boundaries of Σ3, Σ13, Σ29, and Σ39. Under the strain rate of 1 s^?1, the numbers of grain boundaries with misorientation angle of 3°, 30°, and 60° all decreased obviously with the increasing compression reduction to 4.5%, comparing to those obtained under the strain rate of 0.001 s^?1. Under the strain rate of 1 s^?1, the numbers of Σ29 boundaries greatly increased with the compression reductions of 3 to 4.5% comparing to those obtained under the strain rate of 0.001 s^?1, and the numbers of Σ3 boundaries increased firstly and then stabilized with the compression reduction increasing from 0 to 4%, while the numbers of Σ39 boundaries decreased with the compression reduction increasing to 4.5%.