针状Ti-55511合金热变形及后续退火过程中组织演变及其力学性能研究

对针状Ti–55511近β钛合金进行750 °C热轧和600 °C/1h退火,研究合金在热轧及退火中组织演变及力学性能。结果表明,热轧时,针片α相将发生动态再结晶（DRX）,与β相的Burgers取向关系（Burgers orientation relationship）发生破坏,进而形成细小的等轴α相,使合金强度及塑性提高。后续退火过程中,α相通过静态再结晶（SRX）进一步发生球化和长大,次生α相析出,β相发生再结晶,合金的强度提高,塑性降低。在变形初期,针片α相内产生两种孪晶变体（交叉状孪晶）,随着α相球化程度增加`,α相内将产生三种孪晶变体（针织状孪晶）。在后续退火过程中,这些孪晶将逐渐缩短,进而分解消失,表现在退火样品中α晶粒内存在纳米级孪晶（孪晶缩短）与层错（孪晶分解）。     

航空Ti-55511合金高温变形微观组织演变研究

通过对具有黑斑缺陷的Ti-55511合金进行不同温度和不同应变量的高温变形实验,采用OM和SEM/EBSD技术对显微组织进行观察,研究了合金高温变形过程中β晶粒的再结晶行为,分析了变形时微观组织演变对压缩应力-应变曲线的影响。结果表明：随着高温压缩应变增加,应力呈现两阶段不连续屈服现象;随着温度和应变的增加,连续动态再结晶和不连续再结晶逐渐显著,动态回复仍占主导作用;动态回复和动态再结晶耦合效应是应力下降的直接原因。     

Ti-15-3合金冷轧变形过程中的组织演变及力学性能

采用金相显微镜、透射电镜和X射线衍射仪等研究Ti-15-3合金板材在交叉换向轧制过程中的组织演变规律和力学性能变化.结果表明经过5道次换向冷轧、厚度方向总变形量为80%的Ti-15-3合金板中,形成了间隔的纤维带状组织,其内部形成了200nm左右的亚微米级晶粒.纤维组织的形成过程分为3个阶段,第一阶段,在个别晶粒内部形成局部剪切带;第二阶段,拉长带状组织内部平行排列的剪切带相互交叉并逐渐碎化;第三阶段,形成间隔的纤维组织,其内部晶粒为亚微米级.在轧制变形中,经1道次变形后,抗拉强度迅速升高到949MPa,随后抗拉强度最终缓慢增加至1021MPa.固溶态合金以每道次30%的压下量经过5道次换向冷轧并于450℃时效4h后,抗拉强度为1646MPa.     

近β型Ti-5553合金热变形过程中的组织演变

近β型钛合金因其具有较高的屈服强度、优良的抗疲劳裂纹扩展能力和良好的淬透性而被广泛应用于航空航天工业领域。通常,钛合金的力学性能很大程度上取决于相的体积分数、形貌特征和分布情况。譬如,在钛合金中具有较多球状α相有利于提高塑性,而具有较多片层α相则有利于提高断裂韧性。而且,近β型钛合金的显微组织和力学性能对热变形工艺参数十分敏感。对于这方面的研究,目前主要集中于钛合金在热变形过程中流变应力曲     

等轴和片层组织Ti-55511合金热轧及退火过程中的组织演变及力学性能

锻态Ti-55511合金经过不同的热处理工艺,获得等轴和片层2种初始组织。采用SEM、EBSD、TEM和拉伸试验研究了等轴和片层Ti-55511合金在热轧和退火过程中的组织演变和力学性能。结果表明：经750 ℃轧制,等轴组织中的α相轻微变形,β相发生动态回复和动态再结晶;而片层组织中的α相几乎平行分布,有些部分破碎,β相仅产生动态回复。等轴组织中的α相织构强度略有增加,片层组织中α相织构强度显著增加;而等轴和片层组织中β相织构强度均降低。同时,等轴组织力学性能各向异性很小,片层组织各向异性明显。600 ℃退火后,片层组织的α和β相织构强度均降低,力学性能的各向异性显著降低。     

Ti-62A合金热变形过程中的流变应力特性及组织演变

通过 Gleeble-3800 热模拟试验机的热压缩实验,研究了 Ti-62A 合金在 800、850、900 和 950℃,应变速率为 0.001、0.01、0.1 和 1s-1 下的热变形行为和动态再结晶（DRX）规律。结果表明：Ti-62A 合金的流变应力受应变速率和变形温度的影响显著;流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低;在 900~950℃、应变速率 0.01~1s-1 条件下,Ti-62A 合金的热变形应力-应变曲线属于动态回复型;该合金的热变形机制主要由位错运动控制,其动态软化机制包括晶界滑动和位错对消、攀移机制;Ti-62A 合金在热变形过程中,动态再结晶更有可能发生在较高的温度和较低的应变速率下,即 950℃ 和 0.001s-1;基于经典位错密度理论和 DRX 动力学理论,建立了加工硬化—动态回复和 DRX 软化效应的两阶段本构模型。DEFORM-3D 软件的仿真模拟结果证实,基于 DRX 软化效应的本构模型对 Ti-62A 合金在动态再结晶阶段的热变形行为的预测具有较高的准确性,能够为实际生产工艺的制定提供技术参考。     

AlMnFeSi合金退火过程中的微观组织及力学性能的演变

通过2种不同的均匀化热处理及随后的冷轧,使一种3xxx系模型合金获得不同尺寸和分布的弥散析出相,并使铝基体含有不同含量的Mn。系统研究不同均匀化热处理组织和冷轧变形量对退火过程中模型合金的回复与再结晶行为的影响。根据实验结果,绘制出弥散析出相和再结晶过程的相互作用时间-温度-转变曲线（TTT）。TTT曲线显示固溶体中Mn的含量和弥散析出相的颗粒密度对软化行为有强烈的影响。在再结晶退火过程中或再结晶退火之前析出的高密度、细小、弥散析出相显著阻碍软化过程,并形成粗大的再结晶组织。在没有细小、稠密的弥散相影响下的再结晶退火,可以获得均匀、细小的等轴晶。而且,弥散析出相对再结晶过程的阻碍作用取决于再结晶过程的持续时间和弥散析出相的数量。在持续时间长的再结晶过程中,细小、稠密的弥散相对再结晶有着强烈的影响,而在其他情况下影响则有限。不管再结晶过程中是否受到弥散相析出的影响,在再结晶退火之前已经存在于组织中的细小、稠密的弥散相（平均尺寸0.1μm）也会导致再结晶退火之后形成粗大的再结晶组织。     

热变形及退火对Mg-Gd-Y合金组织和力学性能的影响

采用显微组织观察、拉伸性能测试等试验方法,研究了热变形及退火对Mg-Gd-Y合金的组织和力学性能的影响。试验结果表明:Mg-Gd-Y合金经过热变形后,合金的屈服强度为177 MPa,抗拉强度达到237 MPa,伸长率为4.3%。退火可以明显改善Mg-Gd-Y合金的塑性,退火处理后其塑性大幅提高,伸长率达到了9.2%,但强度略有下降,屈服强度为138 MPa,抗拉强度为216 MPa。     

Ti-575钛合金热变形行为及微观组织演变

本文以Ti-575钛合金为研究对象,分别对魏氏组织和双态组织Ti-575钛合金进行热模拟压缩实验,分析不同热变形条件下的真应力-应变曲线,构建了其在α+β相区的热变形本构方程,并分别探究了变形温度和应变速率对微观组织的影响。结果表明,流变应力值随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的升高而升高;当应变速率为0.1 s-1及以上时,随着变形温度的升高流变曲线出现了不连续屈服现象。根据两种组织Ti-575钛合金流变曲线的峰值应力,分别计算出其在α+β相区的变形激活能,构建Arrhenius型热变形本构方程。在不同的热变形条件下,随着变形温度的升高,魏氏组织Ti-575钛合金动态再结晶的程度越来越大,而双态组织Ti-575钛合金等轴αp相体积分数和尺寸逐渐降低;随着应变速率的降低,魏氏组织Ti-575钛合金动态再结晶的程度逐渐增大,而双态组织Ti-575钛合金等轴αp相体积分数先减少后增加;双态组织Ti-575钛合金在830℃或1 s-1应变速率下热压缩时,显微组织中残留少量的粗片层α相没有发生相变,βt基体中会有硅化物析出。     

热变形粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金热处理过程的组织演变

对锻造态的粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W(摩尔分数,%)合金进行后续热处理,研究热处理时间和热处理温度对合金组织演变的影响,利用扫描电镜及透射电镜对合金显微组织进行观察。结果表明:在1230~1260℃温度区间热处理可消除锻造态合金的少量β相。在该温度区间进行等时热处理时,随着热处理温度的升高,α晶粒和γ晶粒迅速长大,γ相体积分数急剧减小,且α晶粒趋于等轴化。合金在1260℃进行等温热处理时,热处理时间由0.5 h延长至6 h,α晶粒和γ晶粒迅速长大,γ相体积分数降低,继续延长热处理时间,显微组织没有明显的变化。通过计算可知,1260℃下α晶粒尺寸的极限值约为0.54 Dγ/Vγ(Dγ为γ晶粒尺寸;Vγ为γ晶粒体积分数)。     

Al-Cu-Li合金热变形过程中微观组织的动态演变规律

采用等温热变形实验,结合TEM分析,研究了Al-Cu-Li合金热变形过程的动态软化机制和析出相动态演变规律。基于Zener-Hollomon参数(Z)、变形温度(T)、热激活参数和微观组织分析,明确了合金热变形过程的动态软化机制。结果表明:当ln Z51.70,t420℃时,以螺位错的交滑移和刃位错攀移为主要软化机制;当47.10ln Z≤51.70,t≥380℃,以螺位错交滑移、三维位错网络的脱缠以及部分位错脱钉为主要软化机制,有部分动态再结晶出现;当ln Z≤47.10,t≥420℃,以动态回复和动态再结晶为主要软化机制。合金热变形过程(340～500℃)T_1(Al_2CuLi)相的动态析出与细化规律为:340～460℃保温阶段有粗大T_1相析出,340～420℃变形阶段T_1相动态析出且被细化。细化源自两个方面:1)保温阶段析出的粗大T_1相因变形被碎化和回溶;2)原始晶界和变形过程引入的大量位错、亚晶界等为T_1相的析出提供大量异质形核位置,导致T_1的细小析出。t460℃时,没有T_1相析出。热变形过程β′(Al_3Zr)相和含Mn相始终稳定存在,δ′(Al_3Li)相在淬火过程即可析出。     

冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变

通过室温压缩试验、数学模型拟合、金相分析以及洛氏硬度计等手段,研究了冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变规律,并建立了中间退火过程中再结晶晶粒长大方程。研究表明:随着冷变形量的增加,合金组织均匀性逐渐变好,硬度值显著增加,特别是冷变形量0~50%的阶段更为明显;随着退火温度的升高,晶粒长大速率加快;GH3625合金管材在1120℃/15 min/AC下进行退火处理,组织为均匀细小的完全再结晶晶粒,是适宜的中间退火工艺;所建立的晶粒长大模型预测结果与实测值吻合较好。     

GH4738合金均匀化过程组织演变及热变形行为

采用OM、SEM及EDS研究了均匀化处理对铸态GH4738合金的晶粒尺寸、偏析程度、组织及热变形行为的影响,分析了经热压缩变形实验后合金的偏析程度、晶粒尺寸,以及再结晶程度,并绘制应力应变曲线,考察合金的变形抗力。结果表明,均匀化处理过程中,样品晶粒直径增大,偏析程度减小。部分均匀化处理后的样品,再结晶程度较高,变形抗力较小。建议采取部分均匀化处理的方式,保留少量的枝晶组织在样品中,这样既可节约能源,又可提高开坯的再结晶率。     

Ti-35V-15Cr-Si-C合金退火过程中组织演化行为

采用不同的分析测试方法对Ti-35V-15Cr-x Si-y C合金不同退火和固溶温度下组织形态和相结构演变进行了研究。结果表明,Ti-35V-15Cr-xSi-yC合金在900℃以下退火,退火组织的晶界中的小晶粒增多,但长大趋势不明显,不同退火温度条件下,合金组织差别不大。当退火温度超过900℃,晶界小晶粒开始明显长大,合金组织形态发生明显变化。合金组织中有4种析出相:球状颗粒的Ti_2C、鸡爪型的(TiV)C、点状颗粒的Ti5Si3以及少量的针状α相。鸡爪型(TiV)C开始溶解的温度范围为950~1000℃;点状颗粒Ti_5Si_3开始溶解的温度范围为1000~1050℃。在1200℃的高温条件下,球状Ti_2C发生部分溶解。     

Fe-Cr-Al合金退火过程中组织和性能的演变

采用电子背散射衍射技术(EBSD)对Fe-Cr-Al合金在退火过程中的组织演变规律进行了研究,分析了退火时间对晶界分布、微观织构和性能的影响。结果表明:退火初期合金组织发生回复过程,晶界以小角晶界为主,织构为典型的立方晶体形变织构{001}<110>;退火时间在3～15 min内,组织发生再结晶,大角晶界急剧增加,织构转变为{111}<121>和{111}<112>;退火时间超过15 min后,合金的{111}织构组分减弱,而{001}织构组分增强。随着退火时间的延长,断后伸长率和塑性应变比(r值)先增大后减小,退火时间在15 min时断后伸长率和r值都达到最大值,分别为19.6%和1.23。r值与{111}/{001}织构强度的比值有很好的对应关系。     

51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金拉伸变形过程中的组织演变和力学性能研究

主要研究了51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金室温拉伸变形过程中的组织演变和力学性能变化。研究表明,室温拉伸变形过程中合金发生从β相到α″相的转变,α″相的体积分数随拉伸速率的增加而减小。应力诱发α″马氏体相变对合金的力学行为有明显的影响。在拉伸速率为0.3 mm/min时,触发应力(TS),极限拉伸强度(UTS),延伸率(EL)和弹性模量(EM)分别为770.06 MPa,1168.60 MPa,14.96%和64 GPa。TS和EM随拉伸速率的增加而增加,而UTS和EL则降低。加工硬化率与真应变的关系曲线呈现出3个不同的阶段,应力诱发α″马氏体相变主要影响加工硬化率曲线的第2阶段。在给定应变条件下,第2阶段的加工硬化率随拉伸速率的增加逐渐降低。拉伸速率为0.3 mm/min时,合金的断口形貌是由大量韧窝以及少量准解理面组成的,合金发生塑性断裂,随着拉伸速率的增加,合金断裂方式由塑性断裂变为脆性断裂。这主要与应力诱发α″马氏体相含量随拉伸速率的增加而降低有关。     

Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金热变形行为及组织演变

通过对低成本Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金热模拟压缩试验,得到了合金在不同高温变形条件下的真应力-应变曲线。结果表明,在β单相区应力-应变曲线呈现动态回复特征,在α+β两相区呈现典型动态再结晶曲线特征。变形组织由α相以及少量的β相构成,层片α相发生球化,随着变形温度升高,球化率降低,再结晶晶粒长大。在低应变速率变形时,流变应力软化机制以α相动态球化为主,高应变速率变形时除了球化外,片状α相周围有细小的再结晶晶粒形成。     

退火温度及加工变形量对Ti-6Al-7Nb合金棒材组织与力学性能的影响

制备了外科植入物Ti-6Al-7Nb钛合金棒材,研究了不同退火温度和变形量对Ti-6Al-7Nb钛合金组织和力学性能的影响。结果表明,材料在700~880℃退火能得到良好综合性能;当变形量达到50%及以上时,棒材组织发生明显破碎和细化,随着变形量增加,细化程度变大,棒材的强度明显提高,而塑性变化不大。     

Al-Mg-Si合金的热变形行为及微观组织演变

利用Gleeble3500热模拟试验机研究了Al-Mg-Si合金的热变形行为,利用OM观察了显微组织,XRD测试了宏观织构构成,EBSD表征了基体晶粒演变。试验结果表明:在较低的应变温度下,应力对应变速率不敏感,而在较高的变形温度下,应变速率对应力的影响较明显;在300℃的变形温度下,Brass织构与Goss织构的含量明显高于高变形温度下,而R再结晶织构的含量随应变温度的升高表现出逐步增加的趋势。随变形温度的升高,晶粒尺寸减小,在500℃时最小,平均约为100μm。     

GH4141高温合金热变形行为及组织演变

通过热压缩实验研究了经均匀化处理后的GH4141合金在变形温度为1000～1200℃和应变速率为0.01-5 s^-1条件下的热变形行为,构建了GH4141合金的热变形本构方程,并分析了热变形过程中微观组织的演变规律。结果表明,GH4141合金的峰值应力和峰值应变均随着变形温度的升高和应变速率的减小而显著降低。当变形温度为1100～1150℃时,由于动态再结晶的发生,动态软化逐渐与加工硬化达到平衡,流变应力基本不变,真应力-真应变曲线趋于平稳状态。基于Zener-Hollomon参数的双曲正弦模型可以很好地描述GH4141合金热变形过程中峰值应力与变形温度和应变速率的关系。GH4141合金热变形过程中的再结晶程度随着变形温度升高、应变速率减小和变形量增加而增加。当变形温度≥1100℃,应变速率为0.01～0.1 s^-1,变形量≥50%时,合金发生完全动态再结晶。