基于实测剪切应力及局部应变的Ti-6Al-4V绝热剪切带的峰值温度估算

认为试样表面的变形场出现不连续性不是绝热剪切带出现的标志,而是形变绝热剪切带进一步发展的结果;在计算绝热剪切带内部的峰值温度时应从局部剪切应变中扣除弹性应变,因为弹性应变不会对塑性功有所贡献。以动态扭转的Ti-6Al-4V试样（TA-50）为例,计算了绝热剪切带内部的峰值温度,其被划分为3部分：环境温度、均匀和非均匀变形引起的温度。在两种条件下（从局部剪切应变中扣除弹性应变与否）,计算出的峰值温度分别为669和665 ℃,其在热回复和再结晶的温度范围之内,未达到相变的温度,比Liao及Duffy的理论计算值（630 ℃）要高。如果剪切应力-局部塑性剪切应变的关系不能完全确定,适当的近似是必要的。     

钛合金绝热剪切带的局部剪切应变估算的新方法

提出了利用梯度塑性理论计算Ti-6Al-4V绝热剪切带的局部剪切应变新方法.绝热剪切带的最大局部塑性剪切应变依赖于临界塑性剪切应变、试样的标定长度、绝热剪切带总厚度、绝热剪切带的平均塑性剪切应变.计算表明,随着绝热剪切带总厚度的增加,绝热剪切带的最大局部塑性剪切应变以非线性方式下降.当绝热剪切带总厚度的取值接近1 mm时,尽管确定临界塑性剪切应变的方法不同,但是,绝热剪切带的最大局部塑性剪切应变的计算值差别很小.当绝热剪切带总厚度取值在0.335～1 mm之间时,绝热剪切带的最大局部塑性剪切应变的计算值位于Liao及Duffy(1998)实验结果的下限(75%)和上限(350%)之间.     

Ti-6Al-4V合金中的绝热剪切断裂

利用分离式霍普金森压杆（SHPB）装置在3900s-1应变率条件下对Ti-6Al-4V合金进行动态加载,获得完全分离的断裂试样。使用扫描电子显微镜对试样的断裂特征进行观察。结果表明：试样中出现绝热剪切断裂,试样断口上交替分布着两个不同特征的典型区域（韧窝区及平滑区）。其中,韧窝区由微孔洞形核、长大并最终连接形成,表现出韧性断裂特征。在平滑区观察到超细晶粒（UFGs）,且晶粒间可观察到微裂纹,说明平滑区由微裂纹沿晶界扩展形成,表现出脆性断裂特征。由此可知,Ti-6Al-4V合金在动态加载过程中沿绝热剪切带发生的断裂失效过程不均匀,韧性及脆性两种断裂模式的共同作用导致该合金样品的最终断裂。     

Ti-6Al-4V合金绝热剪切敏感性与临界破碎速度关系研究

利用应力塌陷发生的临界应变作为参量对比了Ti-6Al-4V合金的4种典型组织的绝热剪切敏感性,同时利用Taylor杆实验技术测定了其临界破碎速度,分析了钛合金绝热剪切敏感性与临界破碎速度关系.结果表明:不同组织的Ti-6Al-4V合金绝热剪切敏感性存在差异,实验涉及到的4种组织中双态组织最难于发生绝热剪切破坏;在Taylor杆高速冲击条件下,4种不同组织的Ti-6Al-4V合金均由于发生绝热剪切变形而导致破坏,并且临界破碎速度与应力塌陷临界应变成正比.     

Ti-6Al-4V绝热剪切带的厚度及应变率效应研究

通过引入与Batra及Kim类似的论点,将绝热剪切带宽度定义为绝热剪切带的中心区域的宽度(w5%),在该区域上温度比其峰值小5%,利用Johnson-Cook模型及梯度塑性理论分析Ti-6Al-4V绝热剪切带的厚度及应变率的影响.计算表明,在名义应变率的下限(800s-1)及上限(1400s-1)之间,当绝热剪切带的总厚度选取为0.3235及0.0705 mm时,计算结果非常接近于绝热剪切带宽度的上限(55 um)及下限(12 um).当应变率较低时,绝热剪切带较宽.随着应变率的增加,绝热剪切带宽度快速降低.在高应变率时,绝热剪切带宽度基本保持恒定.该理论结果与Dodd及Bai的理论结果有类似之处,与Weerasooriya及Beaulieu针对钨合金的实验结果非常一致,与Klepaczko及Rczaig的数值结果的前半部分相似.     

Ti-6Al-4V剪切带内部的应变、温度分布及演变研究

采用梯度塑性理论，考虑了峰值剪切应力之后的材料承载能力缓慢降低的过程及承载能力快速降低的过程，推导了剪切带内部的剪切变形、应变及温度分布的公式。计算了Ti-6Al-4V剪切带内部塑性剪切应变，温度的分布及演变。在剪切带内部，塑性剪切应变及温度分布是高度不均匀的，这种不均匀性随着施加的塑性剪切应变的增加而增加。随着流动剪切应力的降低，剪切带内部的最大塑性剪切应变线性增加，最高温度非线性增加。由于微结构效应，基于梯度塑性理论的剪切带内部的最大塑性剪切应变及最高温度的预测值高于经典理论的预测值。将Ti-6Al-4V剪切带内部的剪切变形及应变的理论结果与根据前人高速摄影实验图片的计算结果进行了对比，理论与实验结果的趋势非常吻合，在数值上，剪切带内部的最大剪切应变的理论值仍低于实测值。     

Ti-6Al-4V合金弹着点及其周围组织变化与损伤

采用Φ7.62 mm装甲钢平头子弹对Ti-6Al-4V合金进行侵彻,分析了Ti-6Al-4V合金弹着点及其弹着点周围宏观与微观组织变化与损伤。结果表明,Ti-6Al-4V合金弹着点微观组织变化与损伤与侵彻不同阶段所受应力、应变、应变硬化、热软化和弹头形状等因素密切相关。在高应变率下,Ti-6Al-4V合金绝热剪切带的形成是一个由萌生、扩展、完全发展组成的过程。Ti-6Al-4V合金弹着点在不同发展阶段的组织变化与损伤不同,各个阶段靶板受力状态在其微观组织变化与损伤中起到非常重要的作用。     

固溶温度对Ti-6Al-4V合金显微组织及剪切强度的影响

研究了不同固溶温度对Ti-6Al-4V合金的显微组织及剪切强度的影响。试验表明,在920～980℃之间固溶并在500℃时效后,随着固溶温度的升高,剪切强度不断提高,从643.5 MPa逐步增加到708.75 MPa,显微组织中的β相不断增加,α相不断减少;当在980℃固溶时,α相基本消失,出现了网篮组织。     

氢对Ti-6Al-4V合金组织及超塑变形行为的影响

应用光学显微镜研究氢对Ti-6Al-4V显微组织的影响,并在温度800℃～860℃和应变速率10-3s-1的变形条件下进行超塑拉伸实验。结果表明,随着氢含量的增加,β相的比例提高,且由等轴组织转变为双态组织,随着氢含量的进一步增加,在α相中形成了氢化物;同时,适量的氢可以显著降低Ti-6Al-4V合金峰值应力,置氢0.32wt%H,其峰值流动应力降低了约55%;此外,适量置氢可以显著降低Ti-6Al-4V合金的超塑性变形温度,较原始合金最佳超塑变形温度可降低60℃～100℃,置氢0.11wt%H,在840℃获得了1190%的延伸率,较相同条件下的原始合金延伸率提高75%。文章研究结果可为超塑成形、超塑成形/扩散连接工艺及生产提供优化参考。     

置氢Ti-6Al-4V合金的切屑形成过程与机制

利用金相显微镜、X射线衍射仪和扫描电镜对置氢Ti-6Al-4V合金的微观组织和相组成及切屑形貌进行了观察分析,采用分离式Hopkinson压杆试验测试置氢Ti-6Al-4V合金的动态力学性能,研究氢对Ti-6Al-4V切屑形成过程及切屑形态的影响,探讨置氢Ti-6Al-4V合金的切屑形成机制。结果表明:置氢后Ti-6Al-4V合金切屑的收缩系数增加,表面层片结构尺寸减小,切屑锯齿化程度减轻;氢含量低于0.4%(质量分数)时,局部材料热塑失稳是形成锯齿切屑的主要原因,随氢含量增加,钛合金切屑的绝热剪切现象减轻,随着氢含量的进一步增加,锯齿切屑的形成是由微裂纹而致。     

Taylor杆冲击条件下Ti-6Al-4V合金的动态断裂

通过Taylor杆冲击实验（撞击速度范围为145-306m/s）研究Ti-6Al-4V合金在高应变率加载条件下的动态断裂行为。研究表明：该合金的临界破碎速度为217-236m/s;当撞击速度增大至260m/s时,试样断口表面除平面区及韧窝区外,还存在明显的熔化区域,试样头部端面裂纹分布呈现出自组织特征;试样撞击端面具有圆弧状头部的特殊裂纹,且未在裂纹前端发现变形组织及绝热剪切带;这类特殊的裂纹也是由于绝热剪切带而形成的,沿两最大剪应力方向形核、扩展,并最终相交形成三维＂交错屋脊＂状结构。     

Ti-6Al-4V合金等温压缩变形时的温度敏感性指数

研究变形工艺对Ti-6Al-4V合金微观组织演变和温度敏感性指数的影响。等温压缩实验选取的变形温度为1123～1213 K、应变速率为0.01～10.0 s-1、变形程度为30%,50%,70%。结果表明,初生α相晶粒尺寸和体积分数随着变形温度升高和应变速率增加逐渐减小;温度敏感性指数随着变形温度升高和应变速率增加逐渐增大;应变增加时,初生α相晶粒尺寸和体积分数变化不明显,温度敏感性指数减小。     

基于梯度依赖的JOHNSON-COOK模型的韧性绝热剪切敏感性

以基于梯度塑性理论提出的绝热剪切带内部的局部塑性剪切变形分布的理论表达式为基础,研究10个参数对绝热剪切敏感性的影响。对LIAO及DUFFY给出的Ti-6Al-4V绝热剪切带内部的1条流线的实验结果进行最小二乘曲线拟合。估算绝热剪切带宽度取值不同时的临界塑性剪切应变。理论曲线很好地反映了绝热剪切带内部流线的非线性变形特征。利用不同的临界塑性剪切应变值反算了JOHNSON-COOK模型中的一些参数。研究发现,绝热剪切敏感性随着初始静态屈服应力、功热转化因子和应变率参数的降低而降低,这与密度、热容、环境温度及应变硬化指数的影响刚好相反。所提出的模型可以预测绝热剪切带的宽度由高至低的演变过程,直到达到一个稳定值,这一点DODD和BAI模型做不到。     

SiCf／Ti-6Al-4V复合材料的界面性能

采用纤维推出法测量了SiCf／Ti-6Al-4V复合材料的界面剪切强度。结果表明，热压态碳涂层和未涂层纤维与基体的界面剪切强度分别为118．2MPa和230MPa，界面脱粘发生在碳涂层或纤维与界面反应层之间。500℃，600℃和800℃退火处理后，界面剪切强度均低于热压态的强度，随退火时间的增加，500℃处理后的界面剪切强度呈下降趋势，600℃和800℃处理后呈微弱上升趋势，而且800℃处理后，界面脱粘可发生在基体／界面反应层和碳涂层或纤维／界面反应产层2个界面。     

微量B对铸态Ti-6Al-4V合金动态压缩性能的影响

采用霍普金森压杆(SHPB)研究了添加0.1%B对铸态Ti-6Al-4V合金的动态压缩性能的影响,并对在高应变速率下的损伤机制进行分析。结果表明,添加0.1%B可细化铸态组织,减轻由于变形不协调造成的应力、应变不均匀性和局部的应力集中。同时随材料绝热剪切敏感性的降低,提高了均匀动态塑性应变和平均动态流变应力。在高速冲击载荷作用下,合金表现为绝热剪切失效,TiB相在断裂过程中承担载荷,材料断面有1μm左右的不连续分布熔融组织,这与应变局域化有关。     

钛合金绝热剪切的敏感性分析及环境温度的影响

通过引入与Batra及Kim类似的观点,将绝热剪切带宽度定义为绝热剪切带的中心区域的宽度(W5%),在该区域上温度比其峰值小5%,利用Johnson-cook模型及梯度塑性理论分析Ti-6A1-4V绝热剪切带的厚度随环境温度的演变规律.计算表明,随着环境温度的升高,绝热剪切带宽度增加,这与许多实验观测结果一致.当绝热剪...     

航空用Ti-6Al-4V紧固件抗剪性能数值模拟分析

针对航空用紧固件抗剪性能这一关键特征，分别建立了毛坯件和热处理工况航空用Ti-6Al-4V紧固件的双剪切三维数值模型，揭示了Ti-6Al-4V紧固件双剪切演化过程及抗剪失效机理。结果表明，该模型可以有效模拟钛合金紧固件双剪切工况下的载荷-位移曲线，剪切强度预测平均误差为0.5%。热处理后Ti-6Al-4V紧固件的剪切强度提升了35%。在抗剪过程中，工件的应力集中由下刀面接触域逐渐扩展到整个受剪面，直至工件抗剪失效。该研究为钛合金紧固件抗剪性能分析及提升提供理论依据和指导。     

轧制工艺对Ti-6Al-4V无缝管力学性能的影响

采用不同变形量开坯方式,分别经两道次和三道次轧制将管坯轧制成总变形量为70%的管材。在道次间进行800℃×1 h真空退火,冷却方法为炉冷至500℃后空冷至室温,观察其组织性能变化。结果表明,大变形量轧制时材料的流动呈条带状,小变形量轧制时材料的流动呈束状。总变形量相同的情况下,小变形量轧制方式能得到更好的外观质量,轧制道次越多,所得管材综合性能越好。     

魏氏组织Ti-6Al-4V合金应力松弛行为及机理

利用弯曲应力松弛方法研究了魏氏组织Ti-6Al-4V合金200℃．400℃和600℃时的应力松弛行为，并利用TEM研究了应力松弛前后微观组织变化：宏观热力学参数结合微观组织观察初步探讨应力松弛机理。研究表明：应力松弛开始时应力下降较快．随时间延长．应力下降速率降低．最后趋于应力松弛极限。TEM微观组织观察结果结合表现应力指数分析表明：200℃和400℃应力松弛变形机制为位错蠕变，a型位错滑移：而600℃变形机制则为回复蠕变和原子扩散的共同作用机制．a型和a＋c型或c型均开动．产生滑移和攀移。     

Study on SCS-6／Ti-6Al-4V Composite

Fiber reinforced titanium matrix composite is considered as a superior material for advanced lightweight aerospace application. Fiber/matrix interfacial reaction has a significant effect on the mechanical properties of the composites. The SCS-6 SiC fiber reinforced Ti-6Al-4V matrix composite was prepared by foil-fiber-foil (FFF) method at ONERA, France. Stripe samples were cut from the as-consolidated composites and sealed in silicon carbide tube. One group of the samples were annealed for 58h at 550℃, 700℃, 850℃ and 1000℃, the other group were annealed at 1000℃ for 43h, 58h, 80h, 100h, respectively. The interface investigation indicated that the connection between SiC fiber and the matrix is favorite in the composite. And the interface width for as-consolidated composite is only about 0.8μm. The interface width increase with the prolong of annealing time and the increase of annealing temperature. But the increment for the latter is not as high as the former one, which means the annealing time may be the prior factor to influence the interface reaction. The interface width for the composite annealed at 1000℃ for 100h is about 20μm. Interface composition of the composite detected by EDX is as follows: Ti 87.58 wt %, V 4.91 wt %, AI 4.06wt%, Si 3.45 wt %.