两相钛合金超塑性温度的计算

本文介绍了利用两相钛合金的α＋β→＾←β相转变温度计算出其最佳超塑性温度的公式Ｔ超＝Ｔ转－·＾Ｔｃ（Ｔ超为最佳超塑性温度，Ｔ转为合金的α＋β→＾←β相转变温度，Ｔｃ为常数，一般为６０±２０℃，这给超塑性的研究等带来了方便。     

轧制温度对超低碳钢塑性的影响

在高温形变后，把超低碳钢在７００￣９２０℃之间保温，以此作为开轧温度（ＦＥＴ），测定钢的晶粒度、应力－应变变曲线，并进行显微组织观察。试验的结果是在铁素体已热轧、退火后可得高塑性。     

钛及钛合金相变温度与测定

1钛及钛合金的相变温度1．1相变温度钛及钛合金中,除具有热稳定卢相的合金以外,工业纯钛、高纯钛和大多数钛合金在加热到一定温度时会完全过渡到单相片状态．通常将在加热过程中,钛及钛合金组织中。相正好消失的温度定义为相变温度．理论上,格变温度是一个确定的温度;但实践中,测出的相变温度多以温度区间表示．格变温度对钛及钛合金加工和热处理非常重要,是制定加工工艺、选择变形多数的依据,也是考虑加热过程中被氧和氛污染程度的重要参考．生产和试验用钛合金铸锭必须随附准确的相变温度或相变温度范围．12影响相变温度的因素钛…     

氢对TC11钛合金超塑性能的影响

(一)原材料及实验方法 实验用TC11钛合金的化学成份(wt％):6.43 Al、3.46 Mo、1.73 Zr、0.24Si、0.10Fe、0.015C,余量为Ti。原材料的初始状态为热轧棒材,经1203K加热、保温4h后空冷至室温,获得晶粒直径大约为4μm的细晶组织,见图1,a与β两相中α相的比例约为55％。将棒材加工成的超塑性拉伸试样充氢至不同氢含量。试样的直径为5mm,     

超塑性变形Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金的室温机械性能

亚稳β型Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金(Ti—15—3)即使原始晶粒粗大(15～170μm),在β相变点附近也可出现超塑性\ 现象,但超塑变形中几乎见不到普通超塑合.金常见的空穴的形成.一般认为,这是因为在β相交点附近变形时优先产生动态回复,形成亚晶粒组织,晶界滑移作用较小所致.这种回复组织通过时效处理,室温抗拉强度可达1900MPa,延伸率也有10%.因此有望通过起塑性变形提高合金的室温机械性能.下面研究Ti—15一3合金超塑变形后的机械性能.     

一种新型钛合金的超塑性

本文研究了Ｔｉ－５Ａｌ－８Ｎｉ和Ｔｉ－５Ａｌ－８Ｃｏ合金低温应变速率下的超塑性性能和超塑性加工后组织形貌。     

喷涂涂层对钛合金超塑性能的影响

通过采用在钛合金TC4(Ti-6Al-4V)表面喷涂锆英石粉料来获得保护层的办法，研究了锆英石陶瓷涂层对钛合金TC4在高温拉伸试验时超塑性成形的影响。结果表明，锆英石涂层减轻了钛合金表面的高温氧化程度，提高了钛合金TC4的超塑性性能。     

钛合金-不锈钢相变超塑性扩散连接接头分析

探讨了TA17钛合金和OCr18Ni9Ti不锈钢相变超塑性扩散连接工艺；分析了接头微观组织结构，元素的扩散及断口形貌。结果表明，钛合金和不锈钢两侧的元素有不同程度的扩散，在界面处形成β-Ti、TiFe和TiFe2。控制金属间化合物厚度在5μm以内可以提高接头强度。接头受力的主要物相是以β-Ti为基的固溶体，该物相的面积对接头的强度影响很大，面积越大，接头强度越高；反之越低。     

超塑性和超塑性成型刍议

文章介绍了超塑性的概念、发展沿革及超塑性变形的机理，综述了目前常用的几种超塑性成型工艺，对这一工艺在一些领域的应用情况也作了简单介绍。     

SP700钛合金薄板超塑性研究

研究了2种不同工艺对SP700钛合金薄板的超塑拉伸性能的影响,并测试了SP700钛合金薄板可达到的最大超塑性能.结果 表明:采用最大m值超塑变形拉伸试验法,在775℃可得到SP700钛合金薄板试样的最佳超塑性能,超塑性可以达到3000％以上.     

γ＋β两相TiAl化合物的超塑性

γ-TiAl金属间化合物重量轻,高温强度及抗蠕变性能好,是有希望的高温结构材料,但其低温塑性差,难加工成型,是当前急需研究解决的问题之一.超塑成型是加工成型这类材料的常用手段.γ-TiAl金属间化合物晶粒细化也是超塑成型的重要条件.γ-TiAl中混有α2相可使其组织细化,从而实现超塑成型.热加工时,α或β等高温相可能同时存在,特别是β相具有高变形能力,这样的混合组织是更有利于加工变形的,所以向γ-TiAl化合物中添加铬,可使其合金含有β相,从而产生了超塑性现象.     

高温氧化对钛合金超塑性能的影响

研究了Ti-6Al-4V合金在800℃、850℃和900℃高温条件下进行拉伸试验时空气氧化对超塑性能的影响。通过光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射分析了该钛合金氧化层的微观形貌和成分组成，并研究其在高温拉伸下的氧化机理。结果表明，高温氧化导致该合金在高温拉伸过程中表面产生氧化层，而在拉伸应力作用下氧化层断裂并向基体扩展，从而严重降低了Ti-6Al-4V合金的超塑性，但不会影响其抗拉强度及屈服强度。     

TA32钛合金板材的超塑性性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金在950℃,初始变形速率在5.32×10-4~2.08×10-2s-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,不同应变速率条件下,板材的流变应力曲线特征和显微组织演变呈现显著不同。在应变速率较低条件下(5.32×10-4 ~3.33×10-3s-1),拉伸真应力-应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的板材中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率（8.31×10-3 s-1~2.08×10-2 s-1）条件下,拉伸真应力-应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直到断裂,变形后的板材中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸与低应变速率条件拉伸的板材相比显著细化。在950℃下,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%~519%之间,当应变速率为5.32×10-4s-1时,板材具有最佳的超塑性性能,拉伸延伸率可达519%。断裂区分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

TA32钛合金板材的超塑性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金板材在温度950℃、应变速率5.32×10^-4~2.08×10^-2 s^-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,在不同应变速率条件下,合金的流变应力曲线特征和显微组织演变显著不同。在应变速率较低(5.32×10^-4~3.33×10^-3 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的合金中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率(8.31×10^-3 s^-1~2.08×10^-2 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直至试样断裂,合金变形过程中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸较低应变速率条件下显著细化。950℃时,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%~519%之间;当应变速率为5.32×10^-4 s^-1时,具有最佳的超塑性,拉伸延伸率可达519%。断裂区形貌分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

置氢Ti-6Al-4V钛合金超塑性研究

通过采用Gleeble-1500D热模拟试验机进行超塑性变形试验,研究变形温度和应变速率对置氢TC4合金超塑变形性能的影响,利用XRD,SEM和TEM分析热氢处理改善钛合金超塑性能的机制.结果表明:置氢可降低超塑成形流变应力、变形温度,提高应变速率和m值;但只有适量的氢才有利于改善钛合金超塑性,即存在一个最佳置氢量;置氢0.35%H(质量分数)的TC4合金在800℃和3×10-3 s-1条件下仍有一定超塑性.分析表明,置氢钛合金超塑变形过程除晶粒转动和滑动机制外,位错滑移和孪生也作为辅助超塑变形机制.