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.     

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.     

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%.     

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。     

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。     

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金β加工动态再结晶行为研究

利用Thermecmastor-Z热模拟试验机,在变形温度102～1080℃和应变速率0.001～70 s-1范围内对原始等轴组织的Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金进行等温恒应变速率压缩实验,分析高温流动行为,构建基于动态材料模型的功率耗散图,并结合微观组织观察对其β加工的动态再结晶行为进行研究.结果表明,Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金在β单相区变形时,不同温度和应变速率下的流动应力曲线均呈稳态流动特征,但仅根据流动应力曲线并不能确定是否发生动态再结晶.根据功率耗散图分析和微观组织观察可知,Ti.6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金β加工易发生动态再结晶的热力参数范围为:变形温度.1020～1080℃,应变速率0.01～0.1 s-1,此区域功率耗散功率,,值都大于0.4,为实际β加工时优化的热力参数范围;应变速率过高或过低,均不易发生动态再结晶.     

Ti-6Al-2Zr-1Mo-3Nb合金微弧氧化陶瓷膜的结构与性能

利用微弧氧化技术,在Ti-6Al-2Zr-1Mo-3Nb合金表面制备陶瓷涂层。用扫描电镜和X射线衍射仪观察并分析陶瓷膜层的组织形貌和相结构,用电子万能材料试验机和数字万用表研究膜层的结合强度和绝缘性,并用MMS-1G高温高速销盘摩擦磨损试验机和YWX/Q-750盐雾试验机考察涂层的摩擦性能和耐腐蚀性能。结果表明:陶瓷层主要由金红石TiO2相和锐钛矿TiO2相构成,膜基结合强度达到30MPa以上,膜层绝缘性和耐腐蚀性良好,耐磨性得到明显改善,涂层的磨损机制表现为轻微的磨粒磨损与粘着磨损。     

高强韧Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-2Nb-1Cr-0.1Si-xFe钛合金的组织和压缩性能

利用光学显微镜(0M)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、维氏硬度计、电子万能试验机和分离式霍普金森压杆(SHPB)等分析测试方法,研究了Ti-6Al-2Zr-2Sn-3Mo-2Nb-1Cr-0.1Si-xFe(x=0,0.4,0.8,质量分数,％)铸态合金双重退火后的组织和力学性能.结果 表明:3种铸态合金的...     

基于BP网络Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金等温压缩流变应力预测

通过对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金820~970℃,0.001~1 s~(-1)条件下的热模拟压缩试验,得到不同变形条件下的高温变形真应力-真应变曲线。基于此实验数据建立了该合金BP-ANN本构预测模型和传统的回归模型。结果表明:2个模型的最大相对误差分别为4.35%和13.9%,平均绝对误差AARE分别为1.42%和6.53%,说明BP-ANN模型具有较优异的预测能力,此模型可作为Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金高温变形本构模型。     

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。     

热处理对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织和性能的影响

研究了普通退火、固溶热处理、β热处理、固溶时效、等温退火和双重退火六种热处理工艺对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金棒材组织和性能的影响。结果表明:采用普通退火或等温退火时都可以获得等轴组织,棒材在普通退火后具有较高的强度和较低的冲击韧性,在等温退火后强度最低,而冲击韧性最高;采用固溶处理、固溶时效或双重退火时均可获得双态组织,棒材在固溶处理后具有略低的强度和较高的冲击韧性,固溶时效后具有最高的强度和最低的冲击韧性,双重退火后能够获得最佳的强度和冲击韧性;采用β热处理则获得粗大的魏氏组织,材料的冲击韧性很高,但塑性降低非常严重。     

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织热加工行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织进行热压缩实验,实验温度为850～1050℃,应变速率为0. 01～1 s~(-1),变形量为60%。实验结果表明,热加工温度一定时,流变应力随变形量和应变速率的增加而急剧增加直至达到峰值,然后下降,最后趋于平缓,这是由加工硬化和动态再结晶所致。应变速率恒定时,随着变形温度的上升,流变应力随之降低。绘制应力-应变曲线,计算其热变形激活能Q为748. 845 k J·mol~(-1),构建本构方程,并在动态材料模型的基础上建立了热加工图。并通过加工图确定3个失稳区,变形温度为980～1030℃、应变速率为0. 3～1 s~(-1)时合金发生剪切,形成绝热剪切带。结合加工图,确定了适合的加工区域,即加工温度为970～1010℃,应变速率为0. 03～0. 07 s~(-1)。     

退火温度对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织及力学性能的影响

研究了退火温度对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金组织和力学性能的影响。结果表明:随着退火温度升高,初生α相含量降低,2°～15°小角度晶界逐渐减少;退火温度较高时,退火过程中发生了α相→β相→α相的相变,<0001>//横向织构消失。随着退火温度升高,Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金屈服强度逐渐降低,抗拉强度、延伸率先升高后降低。退火温度升高后,片层组织比例升高,裂纹扩展功占冲击吸收功的比例增大,材料韧性提升。     

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金热变形行为及加工图

利用Gleeble-3800热模拟试验机,在变形温度为820-1060℃及应变速率为0.001-1s_-1参数范围内对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金进行等温恒应变速率压缩试验。建立了该合金的高温变形本构方程,得到两相区和单相区的表面激活能分别为764.714 和126.936 kJ/mol。基于DMM和Prasad失稳准则建立了应变为0.4和0.7时的热加工图。分析加工图发现: Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo钛合金在840–1060 ℃,应变速率为0.001–0.1 s_-1,之间主要发生DRV/DRX,此区间变形时耗散率峰值51%分别出现在940℃/0.001s_-1和880℃/1s_-1,其变形后微观组织演变机制与热加工图匹配较好,当变形发生在820℃,较高应变速率(≥1s_-1)下该合金加工时易发生流变失稳现象。     

晶体织构对Ti-6Al-4V合金恒温β晶粒生长动力学影响

~~晶体织构对Ti-6Al-4V合金恒温β晶粒生长动力学影响@蔡学章     

冷却速率对β-退火Ti-6Al-4V合金循环变形的影响

自β相区温度冷却，冷却速率对钛合金机械性能有重要影响。为此，对采用在两相区形变热处理来控制组织已进行了广泛研究，但对循环变形的影响尚缺乏研究。西班牙的F．Igi1等人研究了Ti-6Al-4V合金的组织对其循环变形行为的影响。研究中利用950℃锻造的φ12mm棒，经700℃退火后空冷，其组织为等轴“和被残存β相所包围的魏氏片组成。合金成分和组织都符合ASTMF136-84外科用Ti-6Al-4V ELI标准。按ASTM     

TA15钛合金的热压缩变形性能

在Gleeble 1500热模拟实验机上对TA15(Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V)合金进行了恒应变速率热压缩变形实验,温度范围为750-1200℃,应变速率范围为10-3-10 s-1,变形量为60%.测试得到了各种条件下的应力-应变曲线,根据实验结果绘制了ε-θ-σcomp曲线,为热加工工艺的设计提供技术依据.观察试样变形后的组织可知试样不同部位的组织因变形程度不同、应变速率影响温升不均匀而导致不同形貌.