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研究应变对β固溶处理后Ti-55531合金室温压缩变形机制的影响,相变点以上固溶水淬处理后得到全β组织,使用Gleeble3800热模拟试验机和6.3MN锻造模拟试验机完成室温压缩。运用OM, XRD和TEM对不同应变后的组织进行观察,结果表明:应变速率为0.0005 s~(-1),工程应变量为30%室温压缩真应力-真应变有明显的应变硬化阶段,应变速率为0.1 s~(-1),工程应变量为30%室温压缩真应力-真应变曲线无明显的应变硬化阶段,而出现了流变软化现象;室温压缩真应力-真应变曲线均无双屈服现象,不同应变速率条件下,相同应变量的变形组织特征差异较小,室温压缩变形机制以滑移为主,随着应变量的增大,位错密度逐渐增大,出现了位错塞积、位错缠结和剪切;工程应变量为30%出现了应变诱发α"马氏体转变;应变速率为10 s~(-1),工程应变量为50%和60%也出现了应变诱发α"马氏体转变。 相似文献
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利用OM和TEM系统研究了Ti-1300合金的室温变形行为。结果表明:Ti-1300合金在不同温度下进行固溶处理后进行拉伸变形,在应力-应变曲线上没有出现双屈服的现象;Ti-1300合金因含有较多的β稳定元素引起β相的稳定性增加,在室温变形机制主要是位错滑移和孪生;塑性变形过程中位错将产生滑移、缠结和割阶等交互作用,随着塑性变形量增加10%,Ti-1300合金的显微硬度约增加210 MPa。 相似文献
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采用OM,SEM,XRD,EBSD及电子万能试验机,对比研究了Mg-5Li-3Al-2Zn和Mg-5Li-3Al-2Zn-1.2Y-0.8Nd铸态合金的显微组织、力学性能以及室温单向压缩后的织构演变.研究发现,复合添加Y和Nd 2种稀土元素后,合金中絮丝状AlLi相明显减少,晶粒得到显著细化,平均尺寸在30μm左右.2种合金的塑性表现良好,加入少量稀土的合金室温压缩的变形量可达到27%.复合添加的稀士元素大幅度降低了Mg品格的c/a值,显著弱化了合金的基面织构,激活了锥面滑移系的同时,也使得室温下少见的柱面滑移破激活. 相似文献
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采用β锻造工艺制取Ti-26合金饼材,利用光学金相显微镜、透射电子显微镜与X射线衍射仪研究了Ti-26合金在不同变形量下的微观组织,及经过稍高于相变点热处理后的组织及相组成。利用万能试验机测其力学性能。结果表明:Ti-26合金变形前后的组织都是由β相和弥散分布的α相组成,所不同的是变形后α相含量增加,且由短棒状变成片状;在稍高于相变点温度固溶,再时效处理后,随着变形量的增加,强度先降低再升高,当变形量达到80%时,可以使合金得到较好的强度、塑性配合。 相似文献
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对经过790℃固溶处理后的Ti-26合金棒材进行了不同温度及时间的时效处理,研究了时效温度和时间对Ti-26合金棒材显微组织和拉伸性能的影响。研究结果表明:在450-550℃范围内,随时效温度升高,合金组织有针状“相弥散物析出。升温至510℃,相同时效时间内析出α相数量最多,高于510℃,部分析出α相开始溶解。合金时效处理10h内,随时效时间延长,合金组织针状α相弥散物数量增加,且针状α相存在跨晶界长大现象。合金经510℃×10h时效处理,OL相形核和长大达到最佳匹配,Ti-26合金获得理想的强度和塑性匹配。 相似文献
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针对氧含量较高的Ti-15Mo合金,研究了该合金的铸态组织以及通过不同温度固溶处理得到的组织和对应的性能。成分分析表明,该合金溶入了0.8%(质量分数)的O,以下称为Ti-15Mo-0.8O合金。利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)观察分析了Ti-15Mo-0.8O合金的组织转变。结果表明:合金的铸态组织由α和β两相组成;经过900、1000、1100℃保温2 h固溶处理后,合金的相组成转变过程为α+β+Ti_6O→β+Ti_6O→β;随着固溶温度的上升,合金β相的晶格常数逐渐增加。利用维氏硬度计和万能试验机进行硬度和室温压缩测试。结果表明:1100℃/2 h固溶处理后的试样获得最高硬度,其值HV_(20)为4550 MPa;1100℃/2 h固溶处理后的试样具有最好的压缩性能,压缩屈服强度为和抗压强度分别为1617和2308 MPa,压缩率为22%。 相似文献
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研究了热处理对Ti-26合金螺栓性能的影响.结果表明Ti-26合金螺栓直接时效较α+β区固溶+时效处理工艺更简单,强化效果更佳.随时效温度的降低,螺栓拉伸强度提高.在最佳热处理制度515℃/10 h处理的Ti-26螺栓,具有良好的加工流线,较细的晶粒,显微组织主要由β晶上析出的针状α相构成,螺栓抗拉强度达到1250 MPa以上. 相似文献
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研究了Ti-600合金镦制饼材600℃热暴露前后室温拉伸性能与组织的变化,并分析了其室温拉伸变形机制。研究结果表明,600℃热暴露100 h后,毛坯热暴露试样的强度较热暴露前的固溶时效试样(STA)提高了3%左右,延伸率的保持率为81.1%;试样热暴露试样的强度稍有降低,延伸率的保持率仅为55.6%。600℃热暴露100 h前后,Ti-600合金镦制饼材的组织变化不明显,热暴露后其原始β晶粒尺寸较之前的稍有长大。STA状态下晶界与板条较平直,热暴露后少数板条弯曲,并且板条较短较细小。试样热暴露试样组织内的α相与β板条比毛坯热暴露试样的粗大。经分析,Ti-600合金热暴露前后室温拉伸变形时主要的变形机制是位错穿越α束滑移以及位错柱面滑移。 相似文献
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为选择一种Ti-26钛合金斜轧穿孔管坯成品退火工艺,采用感应加热处理,氩气保护热处理和真空热处理3种退火工艺进行实验。对经3种热处理后的试样用金相显微镜观察微观组织,用X射线衍射和透射电镜进行物相分析。对3种试样进行了力学性能测试。用扫描电镜对拉伸断口的形貌进行观察分析。对比3种退火工艺试样的力学性能和显微组织得出,感应退火试样的组织均匀,晶粒细小,拉伸断口布满韧窝,显示延性断裂。XRD和TEM分析表明,合金为bcc结构的β单相组织。相应试样的抗拉强度达802.5 MPa,延伸率为15.25%,断面收缩率为41%,综合力学性能比其它2种工艺试样优越。因此,确定790℃,3min AC感应退火为Ti-26钛合金斜轧穿孔管坯成品退火工艺。 相似文献
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研究了Ti-26高强钛合金斜轧穿孔制备管坯工艺。测试了穿制的Ti-26合金管坯的力学性能,用金相显微镜观察了管坯的显微组织,用扫描电镜分析了拉伸断口的形貌。结果表明,采用斜轧穿孔方式完全可以制备Ti-26高强钛合金管坯;在1050℃下,选择合适的轧辊转速和前进角可顺利穿制Ti-26高强钛合金管坯,其管坯的强度为815MPa,延伸率达到13%,断面收缩率达到45%,晶粒度按ASTME标准为6级,比穿孔前细化,断口呈明显的塑性断口,加工管材无需热处理可以直接进行轧制,道次加工率可达45.8%。 相似文献
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为了解不同时效参数对Ti-6Al-3Nb-2Zr-Mo(Ti6321)合金组织和力学性能影响的根本原因,通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和力学性能测试,研究了不同时效条件(500~650℃,3~24 h)下的显微组织和力学性能。结果表明,次生相α(αs)比初生相α(αp)对时效参数更为敏感。此外,αs相的厚度与时效温度和时效时间呈正相关。随着时效温度和时效时间的增加,Ti和Al元素在βt相中的偏析明显,αs相由细针状转变为长棒状。当合金在600℃时效12 h时,合金表现出较好的综合力学性能。抗拉伸强度、屈服强度和伸长率分别为907 MPa、796 MPa和16%,冲击功为55 J。 相似文献
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《稀有金属材料与工程》2004,21(6):22-24
研究了冷加工率对Ti-35钛合金板材组织性能的影响。结果表明:Ti-35钛合金板材随着冷加工率的增加,拉伸强度增高,塑性下降,这是符合一般规律的。然而,当冷变形率达80%,塑性仍然保持在16%,证明这是一种高塑性合金,随着冷变形量增加,晶粒被拉长。当变形率达60%~80%时,晶粒呈纤维化,经退火后发生再结晶,晶粒等轴化,并伴随着合金塑性的提高。 相似文献
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通过高温拉伸试验研究了Ti-6Al-4V合金的高温变形力学行为和超塑性,并对试样断口附近的组织进行了观察。结果表明,随着变形温度的升高或初始应变速率的降低,Ti-6Al-4V合金的流动应力明显减小;Ti-6Al-4V合金的最佳超塑性变形工艺参数为880℃/0.001s-1,最大延伸率为689%,峰值应力仅为30.03MPa;在超塑性拉伸过程中,试样变形区发生明显的动态再结晶,使片层状的α相晶粒破碎、细化和等轴化,促进超塑性的增加;随着变形温度的提高、变形量增大和变形时间的加长,再结晶α相发生了聚集长大,从而使显微组织明显粗化。对于双态组织的两相钛合金,最佳超塑性变形温度应低于或等于片层状α→β转变的终了温度。 相似文献
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研制了一种Ti-Al—Cr两相钛合金。实验用合金采用真空自耗电弧熔炼,在α+β两相区锻造成60mm-60mm的方棒。用金相法测试合金相变点为(970±5)℃。为了解热处理制度对合金显微组织和力学性能的影响,合金经过4种工艺制度进行热处理。用金相显微镜观测了不同热处理制度下的组织特征,并测试其力学性能。研究结果表明,相变点以下固溶处理得到双态组织,随着固溶温度的升高,初生α相含量减少,合金强度升高,塑性呈下降趋势。β固溶处理后得到魏氏组织,合金强度和韧性匹配高于相同热处理条件TC4合金水平。 相似文献
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研究了Ti-1300合金经不同温度固溶处理和固溶+时效处理后的组织和性能。结果表明:Ti-1300合金在固溶处理后,随着固溶温度升高,合金的抗拉强度和屈服强度逐渐降低,断面收缩率先升高后降低,断后伸长率有所升高。Ti-1300合金在850℃固溶处理可获得最佳的综合性能。通过固溶和时效处理,Ti-1300合金硬度随着固溶温度的升高而增大。当固溶处理在相变点以下时,β相中时效析出次生αs相较粗大;而固溶处理在相变点以上时,β相中时效析出次生αs相较细小且均匀。 相似文献