超高强Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si钛合金的强化行为及模型

基于XRD、OM、SEM和TEM分析,研究超高强Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si钛合金的组织演变及强化行为。结果表明,位错强化和析出强化效应对该合金的屈服强度影响较大。冷轧+再结晶+冷轧+双时效组合工艺可获得1518 MPa的最高屈服强度,这主要归因于显微组织中的高密度残存位错及密集而细小的次生α相。建立复合强化模型,其预测误差在16.6%以内。此外,研究发现次生α相体积分数的增加可以不断强化晶内区域,这使得沿晶断裂开始出现并逐渐占据整个断裂面。

冷变形及时效对Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si钛合金组织和性能的影响

通过金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子拉伸试验机等研究了冷变形和时效处理对Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si钛合金组织和性能的影响。结果表明:合金冷变形过程中没有发生相的转变。随着冷变形量的增加,合金的晶格逐渐向<011>方向旋转。合金冷变形后时效会析出均匀分布的细小针状α相,α相与β基体具有非常良好的共格关系,这有助于合金性能的提升。冷变形时效合金以时效析出强化为主,形变强化为辅。冷变形会促进时效析出,冷变形量越大,时效析出强化效果也越明显。60%冷变形时效处理的合金最大抗拉强度达到了1786 MPa。

Ti-6.5Al-3.5Mo-0.2Si钛合金热稳定性研究

本文对Ti-6.5Al-3.5Mo-0.2Si钛合金棒材热暴露毛坯和热暴露试样进行了室温力学性能和显微结构分析,研究了该合金热稳定性的变化规律和影响原因。室温拉伸结果表明:在500℃保温1,000小时热暴露后,合金的抗拉强度和屈服强度均提高25MPa;毛坯暴露后延伸率没有变化,试样暴露延伸率值下降1.5%;合金断面收缩率值均下降4.5%,材料的热稳定性能略有下降。热暴露后初生α相和β转变组织内的α片没有析出α2相;初生α相沿三叉晶界长大,形成凸起;β转变组织内的α片略有长大,β相减少,内部组织的变化是造成热稳定性下降主要原因;热暴露后表面氧化,氧化层厚约0.2μm,扩散层约1.0μm,整个氧影响区约1.2μm,对热稳定性影响很小。

基于Murty判据的Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si钛合金α+β相区热变形机制及工艺优化(英文)

根据Murty失稳判据，利用原始等轴组织的TC11钛合金在780～990℃和0．001～70s^-1范围内的等温恒应变速率压缩实验数据，建立了该合金的加工图。依据加工图研究了TC11钛合金的变形机制和变形缺陷与变形热力参数之间的关系。结果表明，在780～990℃和0．001～0．01s^-1范围是超塑性变形区；在780～990℃和高于0．0ls^-1范围，易出现口相裂纹和空洞、局部流动以及绝热剪切等流变失稳现象。根据加工图分析，结合微观组织观察结果，并考虑变形抗力的大小，确定出了较佳的变形热力参数范围为850～940℃和0．001～0．01s^-1，最佳的变形热力参数在900℃和0．001s^-1附近。

Ti-6.5Al-3.5Mo-0.3Si及其改进型钛合金

介绍了Ti-6.5Al-3.5Mo-0.3Si及其改进型钛合金的成分、加工和热处理工艺及性能等,为合理选择其加工和热处理工艺及使用该合金提供依据。

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金本构关系的BP神经网络模型

利用THERMEcMASTOR-Z型热力模拟试验机，在变形温度为7801080℃，应变速率为0．001～70．0S。条件下对Ti6．5A1-3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金进行等温恒应变速率压缩试验，获得不同变形温度、不同应变速率和不同真应变下的流动应力数据。结合试验数据和神经网络知识，构建了采用BP算法的人工神经网络，训练结束后的神经网络即成为Ti-6．5A3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金的一个知识基的本构关系模型。利用所建立的BP网络模型对材料的流动应力进行了预测，发现预测值与试验数据吻合良好，说明该BP网络本构关系模型具有较高的精度．可用于指导Ti-6．5Al-3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金热加工工艺的制定。

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金β加工动态再结晶行为研究

利用Thermecmastor—Z热模拟试验机，在变形温度1020～1080℃和应变速率0．001～70S。范围内对原始等轴组织的Ti-6．5Al-3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金进行等温恒应变速率压缩实验，分析高温流动行为，构建基于动态材料模型的功率耗散图，并结合微观组织观察对其β加工的动态再结晶行为进行研究。结果表明，Ti-6．5Al-3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金在声单相区变形时，不同温度和应变速率下的流动应力曲线均呈稳态流动特征，但仅根据流动应力曲线并不能确定是否发生动态再结晶。根据功率耗散图分析和微观组织观察可知，Ti-6．5Al-3．5Mo-1．5Zr-0．3Si合金卢加工易发生动态再结晶的热力参数范围为：变形温度1020-1080℃，应变速率0．01-0．1s^-1，此区域功率耗散功率η值都大于0．4，为实际β加工时优化的热力参数范围；应变速率过高或过低，均不易发生动态再结晶。

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金β晶粒生长及片层组织转变

利用可控冷却速度热处理装置研究了Ti-6. 5Al-3. 5Mo-1. 5Zr-0. 3Si合金β热处理过程中的β晶粒生长及片层组织转变规律。结果表明,合金在β单相区固溶时,随着温度升高和保温时间延长,β晶粒尺寸增大,且加热温度高于1140℃时,β晶粒快速生长。计算了β相区晶粒生长激活能为129. 6 k J·mol-1,并建立了β晶粒生长模型。随冷却速度变化,合金出现全马氏体组织和(α+β)片状组织。原始β晶界在全马氏体组织和(α+β)片状组织中均清晰可见,原始β晶粒呈等轴状特征。(α+β)片以取向各异"集束"形式存在于原始β晶粒内,(α+β)集束内的α片几乎相互平行。(α+β)片层组织特征参数(原始β晶粒尺寸、α片厚度及(α+β)集束尺寸)均随冷却速度降低而增加。α片层可在β晶界和晶内形核,以集束形式生长,但不能穿过β晶界。原始β晶界能对α片层的生长起到约束作用。

两相区等温锻造应变速率对Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si合金组织和性能的影响

为了确定Ti-6.5Al-2Sn-4Zr-4Mo-1W-0.2Si合金的最佳等温锻造工艺参数,研究了1×10^(-1)、1×10^(-2)、1×10^(-3)s^(-1)三种应变速率对合金组织和性能的影响。结果表明:随着应变速率的降低,组织中的初生等轴α相由于发生α→β相转变明显减少,次生片状α由短棒状过渡到长条状。等温锻造过程中,α片因参与变形严重扭曲弯折并发生动/静态球化,转化为项链状或等轴α晶粒。室温和高温550℃拉伸试验表明合金在中等应变速率1×10^(-2)s^(-1)达到强塑性的良好匹配,对应断裂方式为韧性断裂,断裂韧性受组织中杂乱交织分布的片层α影响,在1×10^(-1)s^(-1)达到最大值。

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金的应变补偿本构方程及组织演变

在变形温度为750~950℃和应变速率为0.001~10 s^(−1)范围内,利用热模拟试验机对Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金进行了高度压缩率为50%的试验。通过对流动应力曲线的分析,以Arrhenius型双曲正弦方程为基础,建立了应变隐含在材料常数中的精度较高的应变补偿本构方程。采用金相显微镜研究了应变速率和变形温度对微观组织的影响,并利用TEM手段分析了球化机理。结果表明,在试验变形温度下,当应变速率大于0.01 s^(−1)时,α片层以弯折、拉长为主,球化不明显。当应变速率减至0.01 s^(−1)时,α片层开始球化,且随应变速率降低和变形温度升高,球化分数增加。此外,随变形温度升高,α相尺寸增大,且发生了α→β相变。球化机制为界面劈开、剪切和动态再结晶。