粉末冶金Ti_2AlNb环轧坯料组织与拉伸性能

以无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备的名义成分为Ti-22Al-24Nb-0. 52Mo(原子分数)的预合金粉末为原料,通过包套热等静压工艺制备了粉末冶金Ti_2AlNb合金环轧坯料(?355 mm×?200 mm×168 mm)。Ti_2AlNb合金坯料在α_2+B2两相区进行单道次环轧,变形量约为30%,变形后环轧坯结构完整,无宏观裂纹。测试了Ti_2AlNb合金坯料环轧变形前后的拉伸性能,采用扫描电子显微镜观察变形前后及热处理前后组织的演化。结果表明,粉末冶金Ti_2AlNb合金经环轧后,B2相拉长,α2相等轴化,O相板条细化,为典型的双态组织;环轧坯料经过热处理优化后,室温和高温塑性均有明显提升,综合力学性能得到显著改善;变形后O相的体积分数和尺寸变化是影响Ti_2AlNb合金高温塑性的重要因素。     

粉末冶金Ti-1.5Fe-2.25Mo钛合金的热变形本构方程

采用元素粉末法制备Ti-1.5Fe-2.25Mo合金,在Thermec-Master Z热模拟机上对该合金进行等温压缩试验。实验温度为650～900℃,变形速率0.01～10 s-1。以经典的双曲正弦形式的模型为基础,对热模拟真应力-真应变曲线进行计算和分析,建立粉末冶金Ti-1.5Fe-2.25Mo合金高温本构方程。研究表明,β相区等温压缩时,合金流变应力快速达到峰值然后进入稳态流变变形阶段,应力指数n=4.24,应变激活能Q=378.01 kJ/mol。而在α+β两相区等温压缩时,合金在较低应变速率(≤0.1 s-1)下,曲线经过应力峰后出现不同程度的加工软化现象;在应变速率≥1 s-1条件下,呈现出1种稳态变形,热变形的应力指数n=6.77,应变激活能Q=257.73 kJ/mol。所得结果为粉末冶金钛合金锻造成形提供了一定的理论依据。     

基于应变补偿的含稀土Ti_2AlNb基合金高温本构模型

利用Gleeble-3500热模拟试验机对Ti-22Al-24Nb-0.5Y合金试样进行等温恒应变速率压缩试验,采用摩擦及温度对试验数据进行修正,通过多元线性回归拟合的材料参数与应变量多项式函数关系,构建了基于应变补偿的Ti-22Al-24Nb-0.5Y合金本构模型。结果表明:摩擦及温度修正的流动应力更能够真实反映合金在高温变形过程中的动态响应;经摩擦修正后的流动应力均低于实验测得的流动应力,随温度的升高,摩擦修正的流动应力越接近于实测值;在低温高应变速率条件下,温升引起的流动应力变化较大,在低应变速率条件下和变形温度高于1050℃时,温升引起的流动应力变化较小。以应变为4次多项式拟合得到的本构模型能够较好预测热压缩模拟过程中流动应力,其相关系数R达到0.9907,平均相对误差E为4.79%。该模型可作为Ti_2AlNb基合金塑性成形过程中有限元模拟的本构关系。     

N08800铁镍基合金热变形行为及组织演变

在Gleeble-3800热模拟机上采用等温压缩实验研究了N08800铁镍基合金(/% ：0.015C,20.8Cr, 31.2Ni,0.42Al,0.35Ti)的高温压缩变形行为。获得合金在温度为1150~1280℃、应变速率为1~20 S^-1条件下的真应力-真应变曲线。通过线性回归得到N08800合金的高温材料常数α为0.0092,n为4.34,热变形激活能Q为432780J/mol,建立了N08800合金的热变形峰值本构模型。结果表明,N08800合金在热压缩变形过程中,高温低应变速率下,动态再结晶容易发生,其合适的热加工参数为1200~1250℃、应变速率1~10 s^-1。生产实践表明,N08800合金1150℃初轧,粗轧道次压下率30%～35%,终轧1000℃时5~6mm热轧卷边部质量良好。     

TB2钛合金热压缩变形流变应力

在Gleeble-1500D热/力模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,对TB2钛合金在高温压缩变形中流变应力行为进行了研究;应变速率为0.01-10 s^-1,变形温度为600-1200℃。结果表明：应变速率和变形温度的变化显著地影响合金流变应力的大小,流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的提高而增大;可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数形式来描述合金的流变应力行为。     

SP700钛合金热变形行为及组织演变

采用Gleeble3800热模拟试验机对SP700钛合金进行热压缩试验,研究合金在变形温度为800～880℃、应变速率为1～10 s–1、压缩变形量为30%和50%条件下的流变行为及显微组织演变.结果表明,随着变形温度升高和应变速率降低,SP700钛合金热压缩变形的峰值流变应力降低.合金在800℃压缩变形时,流变应力曲线呈明显的动态软化,其显微组织中α片层逐渐破碎球化,部分α片层发生动态再结晶.随变形温度升高,合金压缩真应力–应变曲线呈稳态流变状态.在相同变形温度下,随应变速率和压缩变形量增加,α片层球化程度增加.热变形过程中,平行于压缩轴的α片层在压应力作用下弯曲扭折,片层内取向差不连续存在,并于不连续处存在新α/α界面.垂直于压缩轴的α片层在压应力作用下界面发生起伏,片层内部存在累积取向差.在界面起伏处β相楔入α片层,最终导致α片层的破碎球化.     

氢化钛粉末冶金制备的近α型Ti-1100合金的高温压缩性能

以氢化钛粉为原料,采用粉末冶金法-热等静压法制备高温钛合金Ti-1100,并进行了等温压缩试验,通过压缩样品应力应变曲线进行压缩变形行为分析,再结合Arrhenius双曲正弦本构模型建立热压缩本构方程.通过应力应变曲线分析,发现应变速率在0.01 s-1时,所有样品在加工硬化后均表现出稳态流变行为;而应变速率为1 s-1、温度在900℃或1000℃时,流变应力随着变形达到稳态流变状态后,呈增加趋势.应变速率为0.01、0.1、1 s-1时的热压缩变形激活能分别为96、165、232 kJ/mol.硬度测试结果表明显微硬度随温度和应变速率增加稍有降低趋势,当温度为950℃,应变速率为0.1 s-1时,合金的硬度普遍较小,热加工性能最佳.     

基于摩擦修正的TB8合金热压缩流变应力行为分析

采用Gieeble-1500热模拟试验机对TB8(Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si)合金进行了等温热压缩变形试验,温度范围为750-1100℃,应变速率范围为0.01～1s-1.在热压缩过程中由于摩擦影响导致流变应力不能真实反映材料的高温变形行为.采取一种简便的方法对实验数据进行了摩擦修正,研究了TBS合金热变形流变应力行为,并对合金的变形机制进行了初步探讨.结果表明:热压缩过程中摩擦对于流动应力的影响十分显著,采取的修正方法降低了实验中摩擦引起的误差;TB8合金的热变形行为具有高度的变形温度和应变速率敏感性,随着变形温度的提高和应变速率的降低,真应力显著降低;动态回复和动态再结晶是TB8高温变形时主要软化机制.     

初始状态对65盘条钢热变形行为的影响北大核心CSCD

采用Gleeble-3500热模拟试验机,在温度为850~1 050℃,应变速率为0.01~50s-1范围内,对65盘条钢铸态和轧态进行热压缩试验,研究了2种初始状态对65盘条钢热变形行为的影响。分析了不同变形条件下65盘条钢的流变曲线、金相组织,计算了铸态与轧态的激活能,建立了不同初始状态下的变形抗力模型。结果表明:不同初始状态对65盘条钢的热变形行为影响较大。2种状态下的真应力-应变曲线均表现出对温度和应变速率的敏感性,轧态流变应力在应变约为0.6之前大于铸态,之后趋于一致,在相同的变形条件下轧态的峰值应力均高于铸态。2种状态下建立的周纪华-管克智本构方程表明轧态基准变形抗力值大于铸态,分别为165.07和147.05MPa。     

基于摩擦修正的TB6合金流变应力行为研究及本构模型建立

TB6合金是一种高强高韧近β钛合金。采用Gleeble-3500热模拟试验机对铸态TB6钛合金进行了等温热压缩变形试验,变形温度范围为700~900℃,应变速率范围为0.001~1.000 s-1,研究了铸态TB6合金热变形流变应力行为,分析了热压缩后的金相显微组织,基于摩擦修正后的流变应力曲线采用双曲正弦形式的修正Arrhenius关系对TB6钛合金的本构模型进行回归。结果表明:铸态TB6合金的热变形行为对变形温度和应变速率较为敏感,随着变形温度的降低和应变速率的增加流变应力显著增大;其热变形机制以动态回复和动态再结晶为主;得到铸态TB6钛合金热变形本构方程,比较回归模型计算的应力值与实测值其平均相对误差仅为1.48%,因此采用Z参数的双曲正弦函数形式能够较为精确地预测铸态TB6合金高温变形时的流变应力。以上研究为TB6钛合金塑性加工过程的模拟和控制提供了理论基础。     

GH690合金热变形流变行为的研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩实验,研究了GH690合金在变形温度为950～1250℃、应变速率为0.001～10s<'-1>条件下的热变形行为,采用金相显微镜对GH690合金热模拟试样的纵截面变形组织进行观察.结果表明:应变速率和变形温度对合金的流变应力与变形组织有显著影响.流变应力随变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而升高,说明该合金属于正应变速率敏感的材料;动态再结晶晶粒尺寸随应变速率的增加而减小,随变形温度的增大而增大.采用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数能较好地描述GH690合金高温变形时的流变行为,得到峰值应力表达式,GH690合金的热变形激活能Q为370.4 kJ·mol<'-1>.     

初始状态对65盘条钢热变形行为的影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机,在温度为850～1 050℃,应变速率为0.01～50 s~(-1)范围内,对65盘条钢铸态和轧态进行热压缩试验,研究了2种初始状态对65盘条钢热变形行为的影响。分析了不同变形条件下65盘条钢的流变曲线、金相组织,计算了铸态与轧态的激活能,建立了不同初始状态下的变形抗力模型。结果表明:不同初始状态对65盘条钢的热变形行为影响较大。2种状态下的真应力-应变曲线均表现出对温度和应变速率的敏感性,轧态流变应力在应变约为0.6之前大于铸态,之后趋于一致,在相同的变形条件下轧态的峰值应力均高于铸态。2种状态下建立的周纪华-管克智本构方程表明轧态基准变形抗力值大于铸态,分别为165.07和147.05 MPa。     

V元素掺杂对粉末冶金Ti_2AlNb合金显微组织的影响

采用高能球磨法和放电等离子烧结技术(SPS)制备Ti_2AlNb合金,利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)对合金显微组织及相结构进行表征,分析V元素掺杂对Ti_2AlNb合金显微组织的影响。研究表明,Ti_2AlNb预合金粉末球磨后出现胞状晶,经退火后胞状晶显著长大。掺杂V元素后,V原子占据O相中原本Ti原子的位置,hcp结构向bcc结构的转化受到抑制,O相组织由针状趋于圆润并均匀分布,出现均匀层片状网篮组织,α_2相与O相含量增加;当V含量为2%(原子分数)时,Ti_2AlNb合金中α_2相的含量最高。     

一种新型第四代粉末高温合金热变形行为及其本构方程北大核心

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了热等静压态新型第四代粉末高温合金的热变形行为,变形温度1060~1140℃,应变速率0.001~1 s-1,真应变量0.69。结果表明,热等静压态合金热模拟压缩实验的高温流变曲线呈动态再结晶特征。基于双曲正弦函数型Arrhenius方程和实验数据,采用峰值应力以及应变修正两种方式构建了合金的高温流变本构方程。后者由于包含了应变量的影响,预测的合金热变形流变应力值与实际测试结果比较吻合,平均相对误差绝对值为7.87538%,能更好的反映合金在热变形过程中的流变行为,为合金热加工工艺的设计优化提供参考依据。     

C70250合金热变形行为研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行热压缩试验,研究了Cu-3．6Ni-1．0Si合金在变形温度为500～950℃、变形速率为0．01～10s。状态下的热塑性变形行为。根据应力．应变数据,构建了cu．3．6Ni-1．0Si合金热塑性变形过程中流变应力与变形温度、变形速率等加工参数之间的本构关系方程。经过参数拟合与优化,得到Cu-3．6Ni-1．0Si合金在650～950℃之间、热变形过程的应力．应变速率关系方程。试验结果及分析表明,Cu-3．6Ni-1．0Si合金加热保温及开轧温度应以950℃为上限,终轧温度以高于7000C为宜,不能低于650℃,热轧加工变形速率范围在0．1～10s-1之间。     

Cu-Cr-Zr合金热变形行为

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,在变形温度650~850℃、应变速率0.001~10 s~(-1)和总压缩应变量50%的条件下,对Cu-Cr-Zr合金的流变应力行为进行研究.通过应力-应变曲线和显微组织图分析了合金在不同应变速率、不同应变温度下的变化规律.结果表明:应变速率和变形温度对合金再结晶影响较大,变形温度越高,合金越容易发生动态再结晶;应变速率越小,合金也同样容易发生动态再结晶,并且对应的峰值应力也越小.从流变应力、应变速率和温度的相关性,得出了该合金热压缩变形时的热变形激活能Q和流变应力方程.研究分析Cu-Cr-Zr合金的热加工性能,可为生产实践提供理论指导与借鉴.     

Inconel690合金小应变量热变形行为的研究

采用MTS热模拟试验机,研究了不同变形条件下Inconel690合金的热压缩变形行为和微观组织演变的规律。对实验所得Inconel690合金的真应力-真应变曲线进行了本构分析,构建硬化率曲线并观察了热变形组织。     

Cu-0.1Ag合金热变形行为研究及其本构方程

应用Gleeble-1500D热力模拟试验机,采用等温压缩试验的方法,研究了Cu-0.1Ag合金在热压缩变形中的流变应力行为,分析了不同变形温度、变形速率对Cu-0.1Ag合金热变形行为的影响.结果表明,变形温度越高,应变速率越小,合金越容易发生动态再结晶,Cu-0.1Ag合金越容易发生热变形.同时,综合采用Arrhenius型方程和Jonas双曲线函数模型描述了Cu-0.1Ag合金的本构关系.通过对试验数据进行线性回归分析,确定了结构因子A、应力水平参数α、形变激活能Q以及应力指数n,最终得出Cu-0.1Ag合金热变形过程中应力与应变速率的本构方程.     

Monel K-500合金高温流变特性及其本构方程

采用Gleeble 3800热模拟实验机研究了Monel K-500合金在变形温度为850~1 100℃,应变速率为0.01~10s-1时的高温流变行为,测定了合金在不同条件下的流变应力曲线。结果表明,最大压缩变形量对合金的流变行为影响不大;变形温度相同时,合金在应变速率为0.1s-1时取得最大峰值应变;根据Arrhenius模型得到了合金的热变形本构方程。     

Ti-10V-2Fe-3Al合金热工艺的研究

利用Gleeble-1500热模拟试验机以压缩变形方式研究了Ti-10V-2Fe-3A1合金热变形行为，并研究了经不同变形参数变形后两种热处理制度下微观组织的变化。研究结果表明，合金在B相变点以上或以下的变形时，变形速率和变形温度对合金的流变应力影响不同。在相变点以下变形时，相同应变下变形温度的选择并没有明显影响合金最终的微观组织，合金在变形过程中没有发生动态再结晶。具相同应变时，较高的应变速率比较低的应变速率更容易破碎合金中的初生α相。经过变形和热处理后，同一温度变形的合金在低应变速率下变形时比较高应变速率有较大的晶粒(相变点及以上)和较长的α相(相变点以下)。