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。     

TC11/Ti-22Al-25Nb双合金的热变形行为（英文）

在温度为900~1060℃和应变速率为0.001~10s~(-1)的条件下,通过热模拟压缩实验研究TC11/Ti-22Al-25Nb双合金电子束焊接件的高温热变形行为。结合实验数据,建立双合金热变形中流变应力随应变速率和变形温度的本构方程。同时对变形过程中的激活能进行计算和分析得出,激活能随着应变的增加而逐渐减小。在应变为0.9时激活能为334kJ/mol。变形过程中耗散率η随着变形参数的变化而变化;当应变速率为0.01、0.1和1s~(-1)时,η随应变的增加而增加;而当应变速率为0.001和10 s~(-1)时,η随应变的增加而减小。通过热加工图分析可知,最大耗散率(η=0.51)出现在1060℃和0.1 s~(-1),在此条件下,可以从焊缝区域组织中观察到明显的动态再结晶现象。而当应变速率降低时,耗散率η急剧下降,在1060℃和0.001s~(-1)的变形条件下,η降低到0.02,变形机制以动态回复为主。当失稳系数ξ(ε)为负时,材料高温变形发生失稳。分析可知,应变速率为0.001~0.6s~(-1),变形温度为900~1060℃是双合金热变形的安全区域。     

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。     

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金双态组织的热加工行为

在Gleeble-1500D热模拟实验机上对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金双态组织进行热模拟实验,变形温度为850～1050℃,应变速率为0.010～1.000 s~(-1),变形量为60%;根据不同条件下的应力峰值计算得其热变形激活能Q为786.609 kJ·m~(-1),并构建本构方程,最后在动态模型的基础上建立热加工图;利用金相显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)观察其显微组织。实验结果表明,材料在热加工过程中会出现2个失稳区:变形温度为860～920℃、应变速率为0.075～0.330 s~(-1)和变形温度为940～1030℃、应变速率为0.010～0.058 s~(-1);1个加工稳定区:变形温度为920～1000℃、应变速率为0.048～0.280 s~(-1)。变形温度为900℃、应变速率为0.10 s~(-1)时,合金变形容易发生失稳;变形温度为1000℃、应变速率为0.050 s~(-1)时,合金会出现绝热剪切带,从而导致材料在使用过程中失效;变形温度为950℃、应变速率为0.100 s~(-1)时,合金的塑性和强度适中,疲劳强度和韧性提高,具有良好的综合力学性能。     

低成本Ti-Al-V-Fe-O合金热变形行为及热加工图

采用真空非自耗熔炼炉制备了低成本Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金。利用Gleeble-1500D热模拟机,研究了其热加工参数为:变形温度875～1100℃、应变速率0.001～1 s~(-1),变形量为70%时的热变形行为。建立了Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金考虑应变量的Arrhenius本构方程,基于动态材料模型建立热加工图。结果表明:变形温度升高,应变速率降低,流变应力降低。通过本构方程计算可得两相区平均热激活能为398.824 kJ/mol,远大于纯钛自激活能,表明热变形软化机制与动态再结晶有关。单相区热激活能为210.93 kJ/mol,略大于纯钛自激活能,以动态回复为主。通过热加工图确定2个失稳区,中等变形温度(950～1070℃)、高应变速率(0.31～0.1 s~(-1))易发生绝热剪切。结合热加工图确定适合的加工区间:应变速率为0.001～0.01 s~(-1),变形温度为875～925℃。     

添加稀土元素Y对Ti_2AlNb基合金高温变形行为及热加工工艺的影响

利用Gleeble-3500热模拟试验机对Ti-22Al-24Nb合金和Ti-22Al-24Nb-0. 5Y合金试样进行等温恒应变速率压缩试验,研究了在应变速率0. 01～10 s~(-1)、变形温度900～1080℃条件下,添加稀土Y对Ti-22Al-24Nb合金高温流动应力及热变形激活能的影响规律,采用Prasad加工图分析了添加稀土元素Y对Ti-22Al-24Nb合金热加工工艺的影响。结果表明:添加稀土元素Y后,提高了Ti-22Al-24Nb合金的高温变形抗力和变形激活能,含稀土元素Y的Ti-22Al-24Nb-0. 5Y合金的峰值流动应力在各变形条件下均高于未添加稀土的Ti-22Al-24Nb合金,且随应变量的增加,其激活能升高,应变量为0. 6时,Ti-22Al-24Nb-0. 5Y合金激活能达到了668. 464 k J·mol~(-1),当应变量为0. 8时,随应变量的增加,合金变形激活能变化不大;添加稀土元素Y对Ti-22Al-24Nb合金加工图的失稳区域及功率耗散效率影响显著,添加稀土元素Y后,合金在加工图中的失稳区域扩大,提高了合金热变形过程中的功率耗散效率,减小了Ti-22Al-24Nb合金热加工工艺参数范围。     

高Nb-TiAl合金高温塑性变形行为及微观组织演化

对Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B(原子分数,%)合金进行热压缩实验,采用基于动态材料模型建立的加工图研究了在变形温度为950—1300℃,应变速率为0.001—10 s~(-1)条件下的热变形行为.结果表明:在热压缩过程中,高Nb-TiAl合金在不同变形温度和应变速率下表现出不同的流变行为.该合金在温度为950—1200℃,应变速率为1 10 s~(-1)和温度为1250—1300℃,应变速率为10 s~(-1)两个区域内易产生流变失稳现象.在温度为950 1100℃,应变速率为0.1—0.001 s~(-1)的区域和温度为1250—1300℃,应变速率为0.001—1s~(-1)的区域内合金发生了动态再结晶.在动态再结晶区域内功率耗散效率在40%—55%之间,热变形后组织细小均匀.该合金的功率耗散效率的峰值区为1150—1200℃,应变速率为0.001 s~(-1),峰值效率为64%,在此区间内合金发生超塑性变形.     

利用力学试验和热加工图分析近α钛合金的热加工行为（英文）

利用热加工图对具有针状初始组织的Ti-5.7Al-2.1Sn-3.9Zr-2Mo-0.1Si (Ti-6242S)合金的热变形特征进行分析。单轴热压缩试验的温度为850～1000℃,应变速率为0.001～1 s~(-1)。用热加工图确定合金的安全和不安全变形条件;利用扫描电镜(SEM)和光学显微镜(OM)分析合金的显微组织演变过程。研究发现,与在较低温度下变形相比,在1000℃下变形后合金在流动软化行为中的流动应力存在差异,这是由于显微组织发生变化。在950℃和0.001 s~(-1)条件下变形,应变为0.7的两相区加工图表现出较高的功率耗散效率,约为55%,主要是由于发生大量球化。随着应变速率的增加和温度的降低,片层α相的球化减少,而扭折增加;最终,流动行为的失稳区发生在温度为850～900℃、应变速率高于0.01 s~(-1)的条件下,其主要机制为局部流动和绝热剪切。综合考虑功率耗散效率和显微组织,理想的变形条件为:变形温度950～1000℃、应变速率0.001～0.01 s~(-1)。该合金的最佳变形条件为:950℃,0.001 s~(-1)。     

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)。     

Al-5.8Cu-0.6Mg-0.6Ag-0.3Nd合金的热变形行为研究

通过热模拟实验研究了Al-5.8Cu-0.6Mg-0.6Ag-0.3Nd合金在变形温度360~520℃和应变速率0.001~10 s~(-1)下的热变形行为。计算了变形激活能,建立了变形本构方程,绘制了变形条件下的热加工图。结果表明,合金最适宜的加工变形条件为变形温度440℃和应变速率0.001s~(-1)。     

低碳钢20CrNi2Mo的高温热变形行为及热加工图

以20CrNi2Mo低碳钢为研究对象,采用DIL805A/T热模拟试验机在变形温度为900~1050℃、应变速率为0.001~1s~(-1)条件下进行等温单道次轴向热压缩试验,建立了20CrNi2Mo钢高温压缩的最大变形抗力本构方程和热加工图,并观察了热变形组织。结果表明:真应变值为0.1~0.5的热加工图中均存在两个功率耗散峰区,且随着应变量的增加峰区I逐渐向变形温度较高的区域移动,峰区II向应变速率增大的区域移动。热加工图中失稳区域随着应变量的增加先逐渐减小后又逐渐增大,在ε=0.4时,失稳区域最小,此应变量下20CrNi2Mo钢较优的热加工工艺区间为:变形温度940~960℃、应变速率0.001 s~(-1)或温度1025~1050℃、应变速率0.01~0.06 s~(-1)。     

欠时效态7075铝合金热变形行为及热加工图

采用Gleebe-3500型热模拟试验机对7075铝合金进行等温恒应变速率热压缩实验,研究了该合金在变形温度为250~450℃、应变速率为0.001~1 s~(-1)条件下的热变形行为,并据此建立了热加工图。结果表明:流变真应力随应变速率的升高而增大,随变形温度的升高而减小;经250℃、16 h欠时效处理的样品,其峰值应力要显著大于未经时效的样品;真应变为0.3和0.7的热加工图在250~350℃的温度区间、0.01~1 s~(-1)的应变速率区间均出现流变失稳;16 h欠时效态7075铝合金的最佳热变形参数为:变形温度400~450℃、应变速率0.01~0.001 s~(-1)。     

Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形行为及工艺参数优化

在变形温度920~1040℃、应变速率0.001~70.0 s~(-1)条件下,采用Thermecmastor-Z热模拟试验机研究Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金在α+β两相区变形时的流动行为和塑性变形机制,得到优化的工艺参数范围。结果表明:该合金在α+β两相区变形时的流动应力对变形温度和应变速率均较敏感,变形温度较低时(920、950和980℃),流动应力曲线呈流动软化特征,变形温度较高时(1010和1040℃)呈稳态流动特征。失稳变形工艺参数范围为(920~930℃、0.2~70 s~(-1))和(1000~1040℃、1~70 s~(-1))范围,该区域易产生局部流动和机械失稳。综合加工图及微观组织观察结果,优化出的Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形时的工艺参数范围为(1000~1030℃、0.001~0.1 s~(-1))及(920~935℃、0.001~0.003 s~(-1)),其塑性变形机制为超塑性成形。     

TA15钛合金高温热压缩变形行为及热加工图

获得准确的钛合金塑性变形特征和热加工条件,是钛合金挤压、轧制等塑性加工工艺参数选择的重要依据。本实验研究了TA15钛合金在应变速率0.01~20 s~(-1)、变形温度850~1050℃条件下的压缩变形行为、组织特征,采用Arrhenius双曲正弦函数模型推导出了TA15本构方程,基于动态材料模型建立了合金在真应变0.1~0.7时的热加工图。结果表明,在本实验的应变速率和变形温度的条件下进行压缩变形,随着变形温度的升高,合金中的α相逐渐向β相转变;随着应变速率的提高,α相向β相转变的程度逐渐减小。根据热加工图确定了合金的两个热加工安全区域:(1)变形温度950~1050℃、应变速率0.01~0.37 s~(-1);(2)变形温度875~950℃、应变速率1.65~13.5 s~(-1)。     

TiAl合金高温变形过程临界损伤模型

运用Gleeble-1500D型动态热模拟试验机对Ti-47Al-2Nb-2Cr(摩尔分数,%)合金在温度为950~1150℃、应变速率为0.001~1 s~(-1)进行热模拟压缩试验,通过对变形开裂后试样断口裂纹形貌的分析,阐明TiAl合金高温变形过程的开裂损伤机理。结果表明:在低温(1000℃)、高应变速率(0.1 s~(-1))条件下,TiAl合金高温变形开裂方式为沿45°剪切开裂,随着变形温度的升高和应变速率的降低,材料发生纵向自由表面开裂。采用二分法确定TiAl合金不同温度和应变速率下的临界变形量,引入考虑温度和应变速度参量的Zener-Hollomon因子,构建TiAl合金高温变形过程临界损伤模型。     

高温钛合金Ti60峰值应力及热加工图研究

使用热模拟试验机Gleeble-3800测得了高温钛合金Ti60在960~1080℃和应变速率0.001~10 s~(-1)条件下的应力应变曲线。为了得到峰值应力、应变速率和变形温度的关系,拟合了Arrhenius型本构方程,获得了合金在该变形条件下的热加工图。结果表明,在变形条件960℃和0.001 s~(-1)下功率耗散因子最大,适宜Ti60合金的加工变形。     

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的高温流变行为与热加工图研究

通过Gleeble-3500热模拟试验机对温度范围为750～950℃、应变速率范围为0. 01～10 s~(-1)的多组Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金试样进行热压缩试验,利用得到的真应力-真应变曲线求解材料参数,建立了基于Arrhenius模型的本构方程,通过将所求本构方程计算出的流变应力与实测应力-应变曲线进行对比,验证了该方程的准确性;进而基于动态材料模型的加工图理论,分别绘制出应变为0. 1,0. 3,0. 5和0. 7时Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的热加工图。结果显示:随着应变的增大,流变失稳区向中低温高应变速率区集中;在较小的应变量(0. 1～0. 3)时,安全区主要集中在中温低应变速率区(840～900℃,0. 4 s~(-1))和高温高应变速率区(910～950℃, 1 s~(-1));在较大应变量(0. 3～0. 7)时,安全区主要集中在低应变速率区(780～950℃,0. 3 s~(-1))和高温高应变速率区(910～950℃, 1 s~(-1))。因此,Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金高温变形时的安全热加工区域为:中温(840～900℃)低应变速率(0. 01～0. 3 s~(-1))区。     

Ti1023合金锻造参数优化的基础研究

通过Ti1023合金等温压缩试验,得到不同高温变形条件下真应力-应变曲线和热加工图。通过加工硬化和动态软化效应分析了变形参数对Ti1023合金应力-应变曲线形态和峰值应力的影响。结果表明:在中低温区域和大应变速率条件下,变形参数对流动应力影响较大,高温区域和小应变速率对流动应力影响较小。通过对Ti1023合金热加工图的分析,发现合金的热变形能量分配主要受应变速率的影响。热加工图中主要存在两个变形失稳区和一个临界失稳区,失稳机制主要包括局部塑性流动和绝热剪切等。Ti1023钛合金的较优锻造区间为:变形温度760~780℃、应变速率5×10~(-4)~10~(-1)s~(-1)。     

Al-7.0Zn-2.9Mg合金高温变形行为和加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机在温度为400℃~500℃,应变速率为0.01 s~(-1)~10 s~(-1)条件下对Al-7.0Zn-2.9Mg合金进行热压缩试验,研究该合金的热变形行为及热加工特征,建立了应力-应变本构方程和加工图。结果表明,Al-7.0Zn-2.9Mg合金在热压缩变形过程中,随着应变速率的增加和变形温度的降低,合金流变应力逐渐增大,流变应力达到峰值后曲线呈现稳态流变特征;合金在试验条件下的平均变形激活能为157.8 k J/mol。真应变为0.5的加工图表明,该合金在400℃~500℃高温变形时安全区域主要存在于低应变速率的条件下,较合适的加工温度为450℃~475℃,应变速率为0.1 s~(-1)~0.01 s~(-1)。     

TA10钛合金热加工图的建立及分析

采用Gleeble-1500D热/力模拟实验机,在变形温度为800~1050℃,应变速率为0.01~5 s~(-1)的条件下,对TA10钛合金做热压缩实验,并根据动态材料模型(DMM)建立不同应变下TA10钛合金的热加工图,分析应变对耗散效率因子、失稳参数和热加工图的影响。结果表明:随着应变的增加,峰值耗散效率因子和流变失稳区均呈现出规律性的变化,都出现了先减小后增大的现象,流变失稳区由小应变时的一个失稳区逐渐变为大应变时的两个失稳区;适用于TA10钛合金的热加工工艺参数范围是变形温度为950~1050℃、应变速率为0.01~0.8 s~(-1)。