论文题目：TC18钛合金高温压缩热变形行为研究
学号： s2*******
作者：范彩霞
专业名称：材料科学与工程
2008年12月17日
TC18钛合金高温压缩热变形行为研究
北京科技大学
范彩霞
北京科技大学硕士学位论文
论文题目：
作者：_________________________
指 导 教 师： 单位：
论文提交日期：2008年 12月 17日 学位授予单位：北 京 科 技 大 学
郑为为 副教授 北京科技大学
TC18钛合金高温压缩热变形行为研究 范彩霞
TC18钛合金高温压缩热变形行为研究
The Study on the Hot Compressive Deformation Behavior
of TC18 Titanium Alloy
研究生姓名：范彩霞
指导教师姓名：郑为为
北京科技大学新金属材料国家重点实验室
北京100083，中国
Candidate： Fan Caixia
Supervisor： Zheng Weiwei
State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials
University of Science and Technology Beijing
30 Xueyuan Road，Haidian District
Beijing 100083，P.R.CHINA
独 创 性 说 明
本人郑重声明：所呈交的论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人已经发表或撰写的研究成果，也不包含为获得北京科技大学或其他教育机构的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中做了明确的说明并表示了谢意。
签名：___________ 日期：____________
关于论文使用授权的说明
本人完全了解北京科技大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校有权保留送交论文的复印件，允许论文被查阅和借阅；学校可以公布论文的全部或部分内容，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存论文。
（保密的论文在解密后应遵循此规定）
签名：___________ 导师签名：___________ 日期：____________
摘 要
本文利用Gleeble1500热模拟试验机进行单轴热压缩实验，通过SEM、TEM、EBSD等手段分析了TC18钛合金在变形温度为700~950℃、应变速率为0.001~50s-1条件下的热变形行为及组织演变规律，初步探讨了（α+β）双相区和β单相区变形过程的软化机理。
研究结果表明：
（1）TC18钛合金在本试验变形条件范围内存在动态回复主导型和动态再结晶主导型两种应力应变曲线。（α+β）双相区变形时，曲线表现出显著的软化现象，而在β单相区内呈现出稳态流变行为。应变速率及变形温度对变形过程有着重要的影响。
通过数值计算得到，TC18合金在（α+β）双相区变形的形变激活能为414.15kJ/mol （0.001～0.1s-1）和454.39kJ/mol（1～50s-1），β单相区变形的形变激活能为187.02kJ/mol（0.001～0.1s-1）和219.43kJ/mol（1～50s-1）。
（2）（α+ β）双相区变形时，在慢应变速率条件下α相主要是发生了α→β相转变，体积分数逐渐减少，同时伴有动态再结晶。β相发生了动态回复，大形变量条件下发生动态再结晶。在中应变速率条件下，α→β相变较慢应变速率条件下更困难，动态再结晶也更难发生。β相主要是动态回复过程控制，再结晶在大形变量下仍未发生。在快应变速率条件下变形，α相变形严重，晶粒发生弯折分离成更细小的α晶粒或通过位错缺陷处形核生成小晶粒。
（3）β单相区变形时，慢应变速率条件下，动态再结晶在较高形变量条件下才能发生。形变量较小时，β相中形成大量的位错网络，通过胞壁锋锐化成为亚晶；随形变量增加，亚晶粗化或聚合形成新的再结晶晶粒。在中等变形量条件下即可发生β动态再结晶。中应变速率和快应变速率条件下动态再结晶在大形变量下仍未发生。形变温度相同时，形变速率增大不利于β相动态再结晶。
关键词：TC18钛合金，热变形，组织演变，软化机制
The Study on the Hot Compressive Deformation Behavior of TC18
Titanium Alloy
Abstract
The hot deformation behavior and the microstructure evolution of TC18 titanium were investigated by uniaxial hot compression tests on a Gleeble 1500 hot simulation test machine at
℃-1 to 50s-1. The microstructure evolution temperatures of 700 to 950 and strain rates of 0.001s
during the hot deformation process was studied by means of SEM, TEM and EBSD. Furthermore, the mechanism of softening in hot deformation was also studied.
The conclusions were drawn as follows:
℃（1）Two kinds of stress-strain curves were observed at temperatures of 700 to 950 and strain rates of 0.001s-1 to 50s-1, that is, dynamic recovery type and dynamic recrystallization type. The curves show dramatically softening when deforming at（α+β）region, but change a little when deforming at β single phase region. The temperature and the strain rate have significant influences on hot deformation.
The apparent activation energy（Q）and material constants have relations to the strain rate and temperature. The value of the apparent activation energy are 414.15kJ/mol（0.001～0.1s-1）and 454.39kJ/mol（1～50s-1）at（α+β）dual phase region, 187.02kJ/mol（0.001～0.1s-1）and 219.43kJ/mol（1～50s-1）at β single phase region.
（2）Deforming at（α+β）dual phase region, α→β phase transformation has taken place at low strain rate leading to the decrease of α phase volume fraction, and the dynamic recrystallization of α phase is also taken place. But these are rather difficult at medium strain rate. At high strain rate, the kink of α particle is observed, which may be one of the reason of αphase refinement. Another reason may due to the nucleation of fine new particles on dislocation defects.
（3）Deforming at β single phase region, at low strain rate, dynamic recovery is dominant, dynamic recrystallization can only occur at large strain. But at medium strain rate, no dynamic recrystallization is observed even at large strain. At high strain rate, dynamic recrystallization is relatively easy to take place than that of low strain rate. Moreover, the size of recrystallization grain is smaller and heterogeneous.
When at low strain rate, the dynamic recovery proceeds at small strain, and at middle strain subgrain boundaries fully have developed and DRX occurs by coarsening of the subgrain
boundaries at low strain rate. And the DRX procedure hardly takes place at middle strain rate. With the same temperature, the increase of strain rate is not propitious for dynamic recrystallization.
Key Words：TC18 titanium，Hot deformation，Microstructure evolution，Softening Mechanism
目 录
摘 要...................................................................................................................................I Abstract.....................................................................................................................................II 引 言. (1)
1 绪论 (2)
1.1 钛及钛合金概述 (2)
1.1.1 基本知识 (2)
1.1.2 钛合金在航空航天上的应用 (2)
1.2 TC18钛合金 (5)
1.2.1 TC18的基本介绍 (5)
1.2.2 研究现状 (9)
1.3 动态回复和再结晶 (14)
1.4 本课题的研究内容 (17)
2 实验材料和方法 (18)
2.1 实验材料 (18)
2.2 材料的初始组织 (18)
2.3 热模拟试验方案 (18)
2.4 X衍射物相分析 (19)
2.5 扫描电子显微镜组织观察 (19)
2.6 透射电镜微观组织观察 (19)
2.7 EBSD组织观察 (19)
3 TC18钛合金热变形行为 (20)
3.1 热变形基本特征 (20)
3.2 相变点以下温度变形时（<865℃）不同参数的影响 (27)
3.2.1 应变速率和形变温度的影响 (27)
3.2.2 形变量的影响 (34)
3.3 相变点以上温度变形时（<865℃）不同参数的影响 (35)
3.3.1 应变速率和形变温度的影响 (35)
3.3.2 形变量的影响 (42)
3.4 本章小结 (43)
4 TC18钛合金高温变形（α+β）双相区的组织演变及变形机理 (45)
4.1 0.001s-1慢应变速率下 (45)
4.2 1s-1中应变速率下 (50)
4.3 50s-1快应变速率下 (53)
4.4 形变过程软化机制讨论 (57)
4.5 本章小结 (58)
5 TC18钛合金高温变形β单相区的组织演变及变形机理 (59)
5.1 0.001s-1慢应变速率下 (59)
5.2 1s-1中应变速率下 (64)
5.3 50s-1快应变速率下 (68)
5.4 形变过程软化机制讨论 (72)
5.3 本章小结 (72)
结论 (73)
参考文献 (74)
在学研究成果 (79)
致 谢 (80)
引 言
由于钛及钛合金具有很高的比强度、耐腐蚀性能而被作为一种结构材料已日益广泛地应用于人们的日常生活、及航空、航海、化工的各个方面。近年来，钛及其合金的理论和实验研究及开发应用各方面都取得了很大的进展。
TC18 钛合金是一种新型高合金化的（α＋β）型两相合金材料，国外对应成分牌号为BT22（俄）和VT22（欧美），该合金退火后的强度与TC4、TC6等合金固溶时效状态下的强度相当，在1105MPa以上，是退火状态下强度最高的钛合金。TC18 钛合金的突出优点是最大淬透截面厚度可达250 mm，而强度水平与其相当的Ti-1023 淬透截面仅为100mm，Ti-17为150 mm，因此该合金在制造飞机大型承力结构件方面更具优势，该合金已成功地用来作IL286 和IL-96-300 的机身、机翼、起落架和其他高承载部件，可以减轻飞机重量，据介绍每架飞机的起落架就能减轻250公斤的重量。目前我国已成功地研制了TC18钛合金半轮叉、防扭臂等温锻件。欧美许多国家都开始对该合金的成分设计和性能水平展开研究。
TC18合金力学性能对热变形工艺和热处理工艺都很敏感，开发合适的热变形工艺是获得最佳性能匹配及良好高低倍组织的关键因素之一。热变形工艺参数主要包括加热温度、应变速率、保温时间、变形量等，以往的研究主要针对TC18合金模锻变形温度、变形量等工艺参数展开[1,2]。
传统的物理冶金学观点认为体心立方（b.c.c）结构材料，如铁素体，具有较高的层错能，位错的攀移和交滑移过程容易进行，在较高温度形变过程中，动态回复是其唯一的软化机制，在热加工中很难发生动态再结晶[3]。而近年的研究表明铁素体能够在热变形过程中发生动态再结晶，并对其进行了系统的研究[4-6]。而TC18钛合金的β相为（b.c.c）结构，近年来，人们开始研究钛合金在高温变形中的热行为，并伴随着动态再结晶现象的发生[7,8]。对于TC18钛合金在高温变形时究竟能不能发生动态再结晶，其机制是什么，目前还没有深入的研究。针对这些情况，本论文利用热模拟试验研究TC18钛合金在不同形变速率，形变温度下的组织结构演变，探讨热变形过程的软化机制，为TC18钛合金热机械加工工艺的选择提供理论依据。
1 绪论
1.1 钛及钛合金概述
1.1.1 基本知识
钛的性质：钛是过渡族金属。钛有两种同素异构体：α-Ti 在882℃以下稳定，为密排六方晶格（h.c.p ）结构；β-Ti 在882℃与熔点1678℃之间稳定存在，具有体心立方晶格（b.c.c ）结构。在882℃发生α?β转变。α-Ti 的点阵常数（20℃）为a=0.2950nm ，c=0.4683nm ，c/a ＝1.587；β-Ti 的点阵常数为a=0.3282nm （20℃）或a=0.3306nm （900℃）。钛导电导热性能不好，密度为4.5g/cm 3。杂质含量多会降低其塑性[9]。钛的耐腐蚀能力强。
钛合金中的合金元素：根据合金元素和杂质对钛的β转变温度的影响，可以将它们分为三类[10]。凡是提高β转变温度的元素均称为α稳定元素，如Al 等；凡是降低β转变温度的元素均成为β稳定元素，如Mo 、V 等；介于两者之间的元素为中性影响元素。根据β稳定元素的晶格类型及与钛形成的二元相图特点，可将β稳定元素分成β同晶稳定元素和β共析稳定元素两类。α稳定元素可以提高β转变温度，稳定α相，使β稳定元素在α相中的溶解度增大。β稳定元素有固溶强化作用，另外主要使合金组织中具有一定量的β相或形成其它第二相，以进一步强化合金。β相冷却时发生同素异构转变或马氏体转变，使合金能够进行强化热处理。
β稳定系数：
钛合金中β相的数量及稳定程度与β稳定元素含量有直接关系[11]。β稳定系数是指钛合金中各β稳定元素浓度与各自的临界浓度比值之和（见1.1），即：
C
A B Ak Bk Ck
C C C K C C C β=+++L （1.1）
其中A 、B 、C 等代表β稳定元素，C ik 分别为合金中所含各β元素i 的临界浓度，K β为β稳定系数。
1.1.2 钛合金在航空航天上的应用
钛及钛合金由于具有高比强度、较宽的工作温度范围和优异的腐蚀抗力，而在航空及宇航工业广泛应用并得到迅速发展[12]。
钛合金在航空发动机上已取代铝合金、镁合金及钢构件。目前先进发动机压气机盘、压气机叶片和风扇叶片以及机匣等均由钛合金制造，即实现压气机全钛化方案[13]。
钛合金根据亚稳相图分类为六种类型：α型钛合金、近α型钛合金、马氏体α + β型钛合金、近亚稳定β型钛合金、亚稳定β型钛合金和稳定β型钛合金，但一般航空上用的就分α型钛合金、α + β型钛合金和β型钛合金[14]。
α钛合金，即Kβ值接近零的合金，主要含Al、Sn等α稳定元素来提高钛合金相转变温度实现稳定作用，几乎不含β稳定元素，退火组织基本为等轴α，铝当量为5%~6%。
我国α钛合金牌号为TA后加一个代表合金序号的数字，包括工业纯钛TA1、TA2、TA3，以及含不同α稳定元素或中性元素的TA4、TA5、TA6及TA7等，随序号增大，合金元素含量增多，强度升高[15]。
α合金具有较好抗蠕变性能，是高温下使用的首选合金。此类合金不能热处理强化，具有良好的强度、韧性及可焊性，但其缺点是可锻性差，容易产生锻造缺陷。主要用作飞机上受力不大的板或管材结构件。工业纯钛使用温度可达250~300℃，TA7使用温度可达450℃。含有少量β稳定元素的α合金即是近α合金。性能与α合金接近，但可以改善α合金的一些缺点。
（α + β）钛合金一般也称为两相钛合金，一般Kβ=0.23~1.2。这类合金中的铝当量一般控制在8%以下。β稳定元素的添加量为2%~10%，其平衡状态下的组织中以α相为主，β相可占10%~50%，主要是为了获得足够数量的β相，以进一步改善压力加工性和热处理强化能力。
（α + β）钛合金中β稳定元素的选择比较复杂，主要选用V、Mo等β同晶元素。慢共析元素Cr、Fe虽稳定β的能力比β同晶元素强，但在长时间加热条件下产生的共析反应易生成TiCr2或TiFe等脆性化合物，降低合金韧性。故慢共析元素只在某些合金中少量加入。在一些合金中，也辅加少量快共析元素Si，以提高热强性。
两相钛合金具有较好的综合力学性能，强度高于α钛合金，可在退火状态下使用，也可进行热处理强化，热压力加工性好，有些（α + β）钛合金（如TC11）的耐热性也比较好，但该类合金组织稳定性相对α钛合金较差（指β相的分解）。低β相含量的（α + β）钛合金的焊接性能良好（如TC4），但随着β相含量的增多，焊接性能逐渐变差。热处理可以改变β相的形态及数量而改变合金性能。（α + β）合金热处理性能优良，热稳定性好，但随着β相含量的增多，焊接性不好，随着α相体积百分数增加塑性加工困难。
我国两相钛合金牌号为TC后加表示序号的数字，如TC2、TC4、TC11等。国外常见牌号有BT14、BT16、BT23、BT8、Ti-6246、Ti-6222、IMI550等。其中用途最广的是TC4（Ti-6Al-4V）。
β钛合金，一般为Kβ>1.2的钛合金，有些情况下还将β钛合金再细分为近β合金、亚稳β合金和稳定β合金三种。该合金含有V、Nb、Mo等可降低α?β相转变温度的过渡元素，而组织以β相为主。可锻温度范围宽，在固溶处理条件冷成形性好，淬透性和热处理响应性好。β相是亚稳定相，在β相中析出α是强化合金的一种方法，β合金中含有的少量α稳定元素可起强化剂的作用。
最常应用的β钛合金是近β和亚稳β钛合金。
β钛合金的铝当量一般较低，为2%~5%，其合金化特点主要是加入了较多的β稳定元素，通过水冷或空冷得到几乎全部的等轴亚稳β相组织（稳定β合金则得到全部稳定β相）。亚稳β相通过时效处理，可分解为弥散分布的α、稳定β或其它第二相，使合金强度有大幅度提高。在所有类型的钛合金中，这类合金的室温强度最高。
β钛合金通过水冷或空冷得到单一的体心立方β相组织，容易塑性变形，因而具有较好的冷成型性。这类合金通常采用淬火时效的强化热处理，由于其β稳定元素含量高，淬火过程中β相不易发生分解，故其淬透性高于马氏体型（α + β）两相钛合金。
β钛合金的缺点是含有较多的β共析元素。在长时间加热条件下易析出脆性化合物，加之β相具有较高的自扩散系数，故热稳定性较低，并且时效后拉伸塑性、高温强度及蠕变抗力也较低。因此，这类合金的使用温度低于近α及两相钛合金，长时间工作温度一般不超过250℃。另外，合金中所含较高浓度的β稳定元素易产生成分偏析，并使钛合金密度增加，这些缺点限制了β钛合金的大量应用。目前各国都在寻找更为合理的合金化系统，如提高铝当量，限制Cr的加入量，寻找多元β稳定元素最优添加量等，以克服β钛合金的这些缺点。
β钛合金目前主要用于250℃以下长时间工作或350℃以下短时间工作的、要求成型性好的飞机结构件或紧固件。我国β合金的牌号是TB后加一个表示序号的数字，有TB1及TB2两种。国外牌号主要有BT22、β-Ⅲ、BT32、Ti1023、TI153等。目前，前苏联研制的4201合金是唯一一个稳定β钛合金，其中含33%的Mo，有极好的工艺塑性，可冷轧成薄板，焊接性良好。这种合金的主要优点是耐蚀性好，但不能时效强化，而且合金密度也高。
1.2 TC18钛合金
1.2.1 TC18的基本介绍
TC18 钛合金是一种新型的高合金化的α＋β型两相合金材料，该合金的名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，国外对应成分牌号为BT22（俄）和VT22（欧美），合金的Kβ达到1.2，这种合金也属于近β合金。该过渡型合金是以α和β固溶体为基础的、在稳定状态下含25~50%β相，而从β区急剧冷却时保留β组织的合金。这种β组织可以或多或少产生β?ω转变。该合金是前苏联航空材料研究院于1974年开发的高强、高韧钛合金。其退火后的强度与TC4、TC6等合金固溶时效状态下的强度相当，在1105MPa以上，是退火状态下强度最高的钛合金[10]。很多研究表明，TC18 钛合金的突出优点是最大淬透截面厚度可达250mm[10-16]，而强度水平与其相当的Ti-1023 淬透截面仅为100mm[17]，Ti-17为150mm[18]。由于截面厚度不受淬透性限制，可采用普通低成本模锻（在模锻锤上进行）、热模锻和等温模锻等多种工艺生产近净形锻件。因此该合金在制造飞机大型承力结构件方面更具优势，该合金在苏联已列入ГОСТ和ОСТ等标准中，进行工业化生产，已成功地用来作IL286 和IL-96-300 的机身、机翼、起落架和其他高承载部件。通过热处理可使20cm 厚的部件获得较高性能[19]。该合金还可用于制造使用温度不超过350℃的发动机风扇盘和叶片等。目前我国已成功地研制了TC18钛合金半轮叉、防扭臂等温锻件。欧美许多国家都开始对该合金的成分设计和性能水平展开研究。
合金的特点在于某些热处理过程中有可能形成大量的ω相。淬火时可以固定达100%的β相[20]。该合金α＋β?β转变温度在840～870℃范围内变化。合金中的铝和氧可以急剧提高Ac3。C也有这种影响，但程度小得多。Mo、V、Fe和Cr降低同素异构转变温度。
提高合金塑性的重要途径之一是在热变形后使其缓慢冷却。
为了处理TC18钛合金的工业半成品，制订了热处理规范，该规范可以用来处理晶粒尺寸1000μm以下，与截面大小和生产工艺无关的各种形式的半成品。该规范是在830～850℃加热1～3h，保温1～2小时，空冷（水冷），然后在480～630℃加热2～4h，空冷。热处理第一阶段在靠近α＋β?β转变的温度进行以稳定组织。然后合金慢冷至750℃，并在该温度下保持，以得到给定的相组成。在750℃，该合金中的β相有高的稳定性，并且即使在空气冷却时就可固定下来。为获得高强度（>1300MPa），采用水冷并在480～630℃时效。最后阶段温度的选择，视其要处理得到的强度水平而定。
其力学性能在很大程度上决定于它的显微组织。同时，主要的组织参数之一是晶粒尺寸和精细结构，而尺寸和结构又取决于热变形的工艺参数（原始毛坯质量、变形温度和变形程度）。
显微组织的级别按晶粒的平均尺寸以8级显微组织标准进行评定[20]（图1.1）。根据晶粒形状的不同，组织可分为在热变形过程中主要沿金属流动方向取向的非等轴的组织和β晶粒在一方向或另一方向无择优取向的组织。2～4级组织可以认为是非等轴组织的例子。这种组织是热轧棒材、薄壁模锻件的特征。板材组织的特点是在变形方向的取向较多，为带状结构。5～8级组织为等轴组织。它是大尺寸模锻件和锻件的特征。
图1.1 TC18合金的显微组织标准[20]，×100（原图的1/4）
（a）1级；（b）2级；（c）3级；（d）4级；
（e）5级；（f）6级；（g）7级；（h）8级
显微组织的级别也有将组织分为未再结晶和再结晶的[20]。例如图1.2所示的组织为未再结晶的组织，它有不规则形状的晶粒，晶粒有急剧分叉的晶界。晶界α相晶粒的镶边是精细而不连续或不连贯的，晶内结构是薄片状的，片厚取决于热处理规范和度，再结晶组织（图1.2b）有相当规则形状的晶粒，在晶界上有加厚的α
相。晶内结构为粗片
状的。经标准的分级退火规范处理后可得到上述组织。不完全的再结晶可使金属有不均匀的晶粒度。
a b
图1.2 TC18合金模锻的典型组织[20]，×500
（a）未再结晶的；（b）再结晶的
如图1.3所示，随着晶粒尺寸增大，光滑试样的断面收缩率和疲劳极限降低[20]。但是金属的K IC这种特性随着晶粒尺寸增加而增加。晶粒大约为30~50μm的经强烈变形的材料，具有高的拉伸塑性（Ψ=50~58%）和高的疲劳极限值（δ-1=500MPa），但是这种材料在平面应变下的应力强度因子是不高的，约为2000MPa。可知，晶粒大小约400~500μm的组织有最佳的配合。
在800、850和920℃淬火，16h 时效后，相组成产生的变化如表1.1所列。从这些温度淬火保留的β相分解而形成ω相。所以在实际生产中不能用低温时效，因为ω相的分解会引起脆化。在450~600℃时，在α相和β相之间会产生合金元素的再分配，引起后者的稳定化。时效时，β相的点阵常数由于β相为合金元素富集而显著减小（αβ=3.22?）。 表1.1 TC18淬火合金的相组成的变化与16h 时效温度的关系[20] 时 效 温 度 （℃）
淬火温度()℃ 20 300 350 400 450 500 550 600
βM +α+ω __ α + βM β + α β + α β + α __ βM +αβM + α βM + α β + α β + α 800 850 920 β + α β β
βM + α βM + ω+ α βM + ω
βM +ω
βM +α
βM + α
β + α
β + α
β + α
在α＋β区淬火并时效强化的合金，其组织由α相（α相的量决定于淬火温度）和弥散强化的β固溶体组成（图1.4）。强化β相的α质点，其弥散度主要取决于时效温度和时间。
图1.4 TC18合金在不同状态的组织[20]，×1000
（a ）淬火状态；（b ）时效状态（800℃，1h ，水冷，520℃时效16h ） 特别指出的是，只有具有等轴的和细晶组织的材料，才可望通过强化热处理来达到高的强度水平。对于粗晶材料，则受到限制。
a
b
1.2.2 研究现状
由于TC18钛合金具有高强、高韧性，在退火状态下具有很高的强度水平（1105MPa），采用强化处理，强度还可达到1300MPa，是现有钛合金中退火强度最高的合金，并且淬透性极佳。由于截面厚度不受淬透性限制，可采用普通低成本模锻、热模锻和等温模锻等多种工艺生产近净形锻件。因此，在航空航天上特别是在制造飞机大型承力构件方面应用很多。为了使TC18合金在航空航天上的应用更成熟更完善，也为了进一步降低该合金制品的生产成本，研究人员对钛合金的加工工艺、TC18合金的成分设计与淬透性之间关系，特别是锻造及热形变性能方面进行了研究，对该合金的工艺制定、性能改善方面具有一定的指导意义。
（1）新型加工工艺下的组织研究
近几年发展的钛合金加工技术主要有近β锻造、准β锻造、超细晶双相钛合金制备技术等[21]。
近β锻造：传统的锻造技术是在相变点以下40℃～50℃加热变形（常规锻造），或在相变点以上加热变性的β锻造，前者得到等轴组织（图1.5a），后者得到网篮组织（图 1.5b）。西北工业大学有学者研究了将常规锻造温度提高到相变点以下大约10℃～15℃的近β锻造技术，再将相变、形变和强韧化理论有机结合，在国际上首创了约含10％～20％等轴α、50％～60％条状α构成的网篮和转变β基体构成的三态组织（图1.5c和图1.5d）。因为三态组织将等轴和网篮组织的结构特征合二为一，其综合性能最好，高温强度、塑性、韧性和低周疲劳寿命兼而有之，兼而优之。
图1.5 TC11合金不同锻造条件对应的微观组织[21]
（a）常规锻造；（b）β锻造；（c，d）近β锻造
周义刚等[22]对近β锻造进行了研究总结，给出了近β锻造提出的理论基础和实验验证。研究表明，加热温度接近β相变点才能有效调节材料组织中等轴α相和β转变组织的相对含量。大量试验与生产实践发现，只要组织中保留即使很少量等轴α相，塑性降低就不会太大。等轴α在10%，材料的塑性仍保持30%以上；等轴α含量超过20%，实际上对塑性贡献并无裨益，相反，抑制了其他性能的发挥。
北京航空材料研究院研究了准β锻，即在相变点以上5%~10%加热变形的锻造技术。这一技术是通过控制钛合金低倍晶粒度，从而解决网篮组织塑性偏低的难题，使大量正在应用的β和α + β型钛合金应用水平、使用寿命有大幅度的提高，准β锻造技术得到的是典型的网篮组织（图1.6）。
图1.6 准β锻对应的微观组织[22]
超细晶双相钛合金制备技术：在α＋β两相区，采用两段温度旋锻两相钛合金，即在相对高的温度下锻造至一定变形量，使组织得到一定的细化，塑性得到提高；而后在相对低的温度下锻造，进一步使组织得到细化。
张旺峰等[23]根据形变—相变—再结晶联合作用机制，提出了钛合金强韧化新技术—BTMP（β-Thermomechanical Processing）工艺。以TC18 钛合金为主要研究对象，分析比较了BTMP 工艺与常规（α+β）两相区锻造及β锻的组织与性能关系，表明通过BTMP 工艺获得的组织兼备两种常规工艺的性能优势（见表1.2），即具有高强度、高塑性、高断裂韧性的特点。这种新型BTMP工艺为损伤容限设计用钛合金提供了理论与实践依据。
（2）TC18的成分设计与淬透性的关系研究
AZ31镁合金塑性变形不均匀性与变形机制的研究镁合金性能优异、应用广泛,但较差的室温塑性及变形过程中的不均匀性极大地制约了它的生产应用。深入研究镁合金的变形不均匀性及内在塑性变形机制是理解镁合金变形行为的关键。 本文以商用轧制AZ31镁合金为初始材料,基于数字图像相关方法(DIC)、电子背散射衍射技术(EBSD),建立了微观尺度应变不均匀性及组织变形不均匀性的有效表征方法。在此基础上详细研究了晶粒尺度变形不均匀性与变形机制的内在联系,并深化了对不均匀变形条件下塑性变形机制的行为理解。 获得的主要研究结论如下:借助纳米级表面标记颗粒实现了试样表面高分辨应变场的分析,探索了晶粒以及晶内孪晶尺度的应变分布情况,证实了应变分布在微观尺度的不均匀性。同时结合微观组织结构及变形机制的研究解释了应变不均匀性的产生原因,研究表明晶体取向的自身软硬程度以及与相邻区域的相对软硬状态都会影响应变的分布,在某些界面处的应变累积是由于界面两侧缺乏有效的塑性变形机制以完成应变的传递。 为理解局部应变对塑性变形机制的行为影响,对晶界处的孪晶穿透行为进行了详细的统计研究。总结了孪晶穿透在小取向差角晶界处容易发生的规律,探究了Schmid因子对孪晶穿透的影响,并利用几何协调因子m’从应变协调角度解释了某些不遵循Schmid定律的孪晶行为。 分析表明m’可以较好地解释局部应变下的孪晶变体选择行为,但对于孪晶穿透在何处发生并没有良好的预测性。基于EBSD获得的取向数据,建立了晶粒尺度组织变形不均匀性的两种可视化表征方法。 验证了“晶内取向分散”方法表征晶粒分裂的有效性及优越性,并运用“晶
内取向发展”方法揭示了介观变形带的信息。研究表明晶粒分裂在低应变量下就已经发生,结合Sachs模型及低能位错结构(LEDS)理论分析得出晶内同一组滑移体系间相对开动量的不同会导致晶内各部分不同的转动行为。 利用上述表征方法能够帮助对热变形过程中组织的不均匀变化及动态再结晶形核机制的理解。研究表明在低应变阶段,晶粒长大可以降低体系能量从而弱化晶内变形的不均匀性,晶粒长大过程中晶界的迁移大多符合降低界面能量的要求。 随着应变量的增加,晶内变形的不均匀性迅速增加,并在不均匀变形组织中观察到晶界突出和应变诱发的矩形晶界迁移形貌。AZ31镁合金在200℃的热变形过程中同时存在着不连续动态再结晶(DDRX)及连续动态再结晶(CDRX)的形核机制。
科技名词定义 塑性变形 科技名词定义 中文名称：塑性变形 英文名称：plastic deformation 定义：岩体、土体受力产生的、力卸除后不能恢复的那部分变形。 应用学科：水利科技（一级学科）；岩石力学、土力学、岩土工程（二级学科）；土力学（水利）（三级学科） 本内容由全国科学技术名词审定委员会审定公布 塑性变形（Plastic Deformation），的定义是物质-包括流体及固体在一定的条件下，在外力的作用下产生形变，当施加的外力撤除或消失后该物体不能恢复原状的一种物理现象。
目录 介绍 机理 影响 介绍 机理 影响 展开 编辑本段介绍 材料在外力作用下产生而在外力去除后不能恢复的那部分变形 塑性变形 。材料在外力作用下产生应力和应变（即变形）。当应力未超过材料的弹性极限时，产生的变形在外力去除后全部消除，材料恢复原状，这种变形是可逆的弹性变形。当应力超过材料的弹性极限，则产生的变形在外力去除后不能全部恢复，而残留一部分变形，材料不能恢复到原来的形状，这种残留的变形是不可逆的塑性变形。在锻压、轧制、拔制等加工过程中，产生的弹性变形比塑性变形要小得多，通常忽略不计。这类利用塑性变形而使材料成形的加工方法，统称为塑性加工。 编辑本段机理 固态金属是由大量晶粒组成的多晶体，晶粒内的原子按照体心立方、面心立方或紧密六方等方式排列成有规则的空间结构。由于多种原因，晶粒内的原子结构会存在各种缺陷。原
塑性变形 子排列的线性参差称为位错。由于位错的存在,晶体在受力后原子容易沿位错线运动,降低晶体的变形抗力。通过位错运动的传递，原子的排列发生滑移和孪晶（图1）。滑移是一部分晶粒沿原子排列最紧密的平面和方向滑动，很多原子平面的滑移形成滑移带，很多滑移带集合起来就成为可见的变形。孪晶是晶粒一部分相对于一定的晶面沿一定方向相对移动，这个晶面称为孪晶面。原子移动的距离和孪晶面的距离成正比。两个孪晶面之间的原子排列方向改变，形成孪晶带。滑移和孪晶是低温时晶粒内塑性变形的两种基本方式。多晶体的晶粒边界是相邻晶粒原子结构的过渡区。晶粒越细，单位体积中的晶界面积越大，有利于晶间的移动和转动。某些金属在特定的细晶结构条件下，通过晶粒边界变形可以发生高达300～3000％的延伸率而不破裂。 编辑本段影响 金属在室温下的塑性变形，对金属的组织和性能影响很大，常会出现加工硬化、内应力和各向异性等现象。 加工硬化 塑性变形引起位错增殖，位错密度增加，不同方向的位错发 塑性变形力学原理 生交割，位错的运动受到阻碍，使金属产生加工硬化。加工硬化能提高金属的硬度、强度和变形抗力，同时降低塑性，使以后的冷态变形困难。
镁合金塑性变形与断裂行为的研究 刘天模，卢立伟，刘宇 重庆大学材料科学与工程学院，重庆（400030） E-mail: haonanwa@https://www.doczj.com/doc/c212107921.html, 摘要：通过室温压缩拉伸实验，研究了AZ31挤压镁合金的断裂失效机制。研究表明，在压缩破坏实验中有镦粗现象，金相显示沿粗大晶界处形成了大量的孪晶，部分孪晶界诱发裂纹源，裂纹沿晶界处传播，同时部分孪晶对裂纹起钝化阻碍作用，断口扫描表明属于韧脆混合断裂；在拉伸破坏实验中出现明显颈现象，金相显示沿拉长晶晶界处形成大量孪晶，孪晶和裂纹之间存在交互作用，断口扫描表明属于韧性断裂，同时显示出空洞形核诱发裂纹的机制。 关键词：压缩变形；拉伸变形；孪晶；断裂 中图分类号：TG 1. 引言 镁合金属于密排六方晶体结构，其轴比（c/a）值为1.623，接近理想的密排值1.633，室温滑移系少在室温塑性变形时，出现大量的孪晶协调其塑性变形，塑性变形能力差，容易断裂[1]。金属的断裂是指金属材料在变形超过其塑性极限而呈现完全分开的状态。因为材料受力时，原子相对位置发生了改变，当局部变形量超过一定限度时，原子间的结合力遭到破坏，便出现了裂纹，裂纹经过扩展而使金属断开。金属塑性的好坏表明了它抑制断裂能力的高低。在塑性加工生产中，尤其是对塑性较差的材料，断裂常常是引起人们极为关注的问题。加工材料的表面和内部的裂纹，以至于整体的断裂，都会使得成品率和生产率大大降低[2,13]。因此，研究镁合金塑性变形中的断裂行为和规律对于有效地防止金属成形过程中的断裂，充分发挥金属材料潜在的塑性有重要意义. 2. 实验内容 实验材料选用AZ31挤压材，挤压温度为300℃，挤压比为4.5，挤压速度为1mm/s，将挤压样加工成标准压缩样Φ7×14mm和标准拉伸样，并选此标准压缩样进行400℃保温2小时的退火，利用新三思万能电子试验机CMT－5150以1mm/min的速度沿挤压方向进行压缩和拉伸破坏实验；然后利用数码相机对失效后试样断口方向及断面进行拍照宏观分析；再对失效试样的压缩或拉伸方向进行金相显微组织分析；最后利用扫描电子显微镜对压缩和拉伸的断口形貌进行分析。 3．试验结果 3.1 挤压态压缩破坏样 3.1.1 断口宏观分析
GH4169 镍基变形高温合金资料 中国牌号：GH4169/GH169 美国牌号：Inconel 718/UNS NO7718 法国牌号：NC19FeNb 一、GH4169概述 GH4169合金是以体心四方的γ"和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，在-253～700℃温度范围内具有良好的综合性能,650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位, 并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能,以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性，能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 1.1 GH4169 材料牌号 GH4169(GH169)
1.2 GH4169 相近牌号 Inconel 718(美 国),NC19FeNb(法国) 1.3 GH4169 材料的技术标准 1.4 GH4169 化学成分该合金的化学成分分为3类：标准成分、优质成分、高纯成分，见表1-1。优质成分的在标准成分的基础上降碳增铌，从而减少碳化铌的数量，减少疲劳源和增加强化相的数量，提高抗疲劳性能和材料强度。同时减少有害杂质和气体含量。高纯成分是在优质标准基础上降低硫和有害杂质的含量，提高材料纯度和综合性能。 核能应用的GH4169合金，需控制硼含量（其他元素成分不变），具体含量由供需双方协商确定。当ω（B）≤0.002%时，为与宇航工业用的GH4169合金加以区别，合金牌号为GH4169A。 表 1-1[1]%
基于CPFEM的TA15钛合金高温塑性变形研究晶体塑性理论将晶体塑性变形的物理机制及变形几何学与单晶或多晶的弹塑性本构方程相结合，从介观尺度（即晶粒尺度）上解释材料的各种塑性变形行为。将晶体塑性理论与有限元方法相结合的方法称为晶体塑性有限元方法（Crystal Plastic Finite Element Method，CPFEM），该方法从材料变形的物理机制出发，可以较为准确的反映材料的微观特性。 目前晶体塑性有限元模拟已成为力学界和材料界的研究热点。钛与钛合金是一种重要的结构材料，以其优异的性能广泛应用在航空航天等领域。 钛有两种同素异构晶型：密排六方(HCP)点阵的α-Ti相和体心立方(BCC)点阵的β-Ti相，由于晶格类型不同，其变形机制差别较大。文中综合采用了有限元方法、晶体塑性理论、元胞自动机等现代科学技术方法。 从介观尺度出发，根据合金微观晶格结构的不同，研究新型近α型钛合金—TA15钛合金的高温塑性变形，研究在相变点温度以上及以下的TA15钛合金高温的高温塑性变形行为。文中采用元胞自动机方法得到了相变点上的TA15钛合金的初始晶粒形貌。 建立了适用于变形温度在相变点以上的TA15合金的高温塑性变形的晶体塑性有限元模型。模拟结果表明多晶体在塑性变形的过程中，晶粒与晶粒之间以及晶粒内部的应力分布存在着明显的差异，晶粒内部与晶粒外部的塑性变形非常不均匀。 通过对滑移系上的剪应变进行分析表明由于各晶粒的取向不同和晶粒间的取向差的差异，不同晶粒的滑移系开动情况差别很大；在同一晶粒内部，由于需要协调相邻晶粒的应变情况，因此滑移系开动的程度也不完全相同。建立了适用
Designation:D395–02 Standard Test Methods for Rubber Property—Compression Set1 This standard is issued under the?xed designation D395;the number immediately following the designation indicates the year of original adoption or,in the case of revision,the year of last revision.A number in parentheses indicates the year of last reapproval.A superscript epsilon(e)indicates an editorial change since the last revision or reapproval. This standard has been approved for use by agencies of the Department of Defense. 1.Scope 1.1These test methods cover the testing of rubber intended for use in applications in which the rubber will be subjected to compressive stresses in air or liquid media.They are applicable particularly to the rubber used in machinery mountings,vibra-tion dampers,and seals.Two test methods are covered as follows: Test Method Section A—Compression Set Under Constant Force in Air7–10 B—Compression Set Under Constant De?ection in Air11–14 1.2The choice of test method is optional,but consideration should be given to the nature of the service for which correlation of test results may be sought.Unless otherwise stated in a detailed speci?cation,Test Method B shall be used. 1.3Test Method B is not suitable for vulcanizates harder than90IRHD. 1.4The values stated in SI units are to be regarded as the standard. 1.5This standard does not purport to address all of the safety concerns,if any,associated with its use.It is the responsibility of the user of this standard to establish appro-priate safety and health practices and determine the applica-bility of regulatory limitations prior to use. 2.Referenced Documents 2.1ASTM Standards: D1349Practice for Rubber—Standard Temperatures for Testing2 D3182Practice for Rubber—Materials,Equipment,and Procedures for Mixing Standard Compounds and Prepar-ing Standard Vulcanized Sheets2 D3183Practice for Rubber—Preparation of Pieces for Test Purposes from Products2 D3767Practice for Rubber—Measurement of Dimensions2 D4483Practice for Determining Precision for Test Meth-ods Standards in the Rubber and Carbon Black Industries2 E145Speci?cation for Gravity-Convection and Forced-Ventilation Ovens3 3.Summary of Test Methods 3.1A test specimen is compressed to either a de?ection or by a speci?ed force and maintained under this condition for a speci?ed time and at a speci?ed temperature. 3.2The residual deformation of a test specimen is measured 30min after removal from a suitable compression device in which the specimen had been subjected for a de?nite time to compressive deformation under speci?ed conditions. 3.3After the measurement of the residual deformation,the compression set,as speci?ed in the appropriate test method,is calculated according to Eq1and Eq2. 4.Signi?cance and Use 4.1Compression set tests are intended to measure the ability of rubber compounds to retain elastic properties after pro-longed action of compressive stresses.The actual stressing service may involve the maintenance of a de?nite de?ection, the constant application of a known force,or the rapidly repeated deformation and recovery resulting from intermittent compressive forces.Though the latter dynamic stressing,like the others,produces compression set,its effects as a whole are simulated more closely by compression?exing or hysteresis tests.Therefore,compression set tests are considered to be mainly applicable to service conditions involving static stresses.Tests are frequently conducted at elevated tempera-tures. 5.Test Specimens 5.1Specimens from each sample may be tested in duplicate (Option1)or triplicate(Option2).The compression set of the sample in Option1shall be the average of the two specimens expressed as a percentage.The compression set of the sample in Option2shall be the median(middle most value)of the three specimens expressed as a percentage. 5.2The standard test specimen shall be a cylindrical disk cut from a laboratory prepared slab. 5.2.1The dimensions of the standard specimens shall be: 1These test methods are under the jurisdiction of ASTM Committee D11on Rubber and are the direct responsibility of Subcommittee D11.10on Physical Testing. Current edition approved Dec.10,2002.Published January2003.Originally approved https://www.doczj.com/doc/c212107921.html,st previous edition approved in2001as D395–01. 2Annual Book of ASTM Standards,V ol09.01.3Annual Book of ASTM Standards,V ol14.04. 1 Copyright?ASTM International,100Barr Harbor Drive,PO Box C700,West Conshohocken,PA19428-2959,United States.
TA15钛合金高温变形行为研究 TA15钛合金的名义成分为Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V，属于高Al当量的近α型钛合金。该合金既具有α型钛合金良好的热强性和可焊性，又具有接近于α+β型钛合金的工艺塑性，是一种综合性能优良的钛合金，被广泛用于制造高性能飞机的重要构件。对金属热态加工过程进行数值模拟，需要确定材料对热力参数的动态响应特征，即材料的流动应力与热力参数之间的本构关系，这对锻造工艺的合理制定，锻件组织的控制以及成型设备吨位的确定具有科学和实际的指导意义。 中国船舶重工集团公司725所的科研人员以TA15合金的热模拟压缩试验为基础，研究了变形工艺参数对TA15合金高温变形时流动应力的影响，这些研究对制定合理的TA15合金锻造热加工工艺，有效控制产品的性能、提高产品质量提供了借鉴。 热模拟压缩试验所用材料为轧制态Φ55mmTA15合金棒材，相变点为995±5℃，将该棒料切割加工成Φ8mm×12mm的小棒料进行试验。研究结果表明：（1）TA15合金在高温变形过程中，流动应力首先随应变的增大而增加，达到峰值后再下降，最后趋于稳定值。同一应变速率下，随着变形温度的升高，合金的流动应力降低；同一变形温度下，随着应变速率的减小，合金的流动应力减小。（2）TA15合金属于热敏感型和应变速率敏感型材料。应变速率较小时，变形温度对稳态应力和峰值应力的影响较小；应变速率较大时，变形温度对稳态应力和峰值应力的影响较大。变形温度较低时，应变速率对稳态应力和峰值应力的影响较大；变形温度较高时，应变速率对稳态应力和峰值应力的影响较小。（3）建立了TA15合金高温变形时的流动应力本构方程，经显著性检验和相关系数检验，证明所建立的方程具有较好的曲线拟合特性，方程的计算值与实验数据吻合较好。
第３７卷第１期仓扁学垃Ｖｏｌ?３７Ｎｏ．１２００１年１月ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＪａｎｕａｒｙ２００ｌ铸态奥氏体不锈钢的热变形行为 毛萍莉，引杨柯－）苏国跃? １）中国科学院金属研究所．沈阳１１００１６ ２）沈阳工业大学材料学院，沈阳ｌ１００２３ 摘要采用热压缩实验研究ｒ铸态１８—８型奥氏体不错钢在１０００１２００ｃ温度区间，整形速率在５ｘｌＯ一３－－ｌｘｌ０—１ｓ１ 之间的热变形行为．获得了在热变形条件下该不锈钢的热变形方程式及其它热变形参敦比较丁铸志与锻志奥氏体不锈钢的热变形 行为．结果表明，铸志奥氏体不锈钢的热变形需要更高的流变应力，但当温度较高和变形速率较小时，两者间的差别逐渐减小 关ｔ词铸态奥氏体不锈钢．热变形，同复、再结晶 中圈法分类号ＴＧｌ４２７１，ＴＧｌ４２．２５文献标识码Ａ文章编号０４１２—１９６１（２００１）０１—００３９—０３ ＨＯＴＤＥＦｏＲＭＡＴＩｏＮＢＥＨＡＶｌ０ＲｏＦＡＳ—ＣＡＳＴ ＡＵＳＴＥＮＩＴＩＣＳＴＡＩＮＬＥＳＳＳＴＥＥＬ 圳０ Ｐｉｎｇｌｉ １，扪．ｙＡⅣＧ地“，ＳＵＧｕｏｙｕｅ１ｊ １１ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈ，ＴｈｅＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓＩＳｈｅｎｙａｎｇ１１００１６ ２１ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，ＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１００２３ Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｍ：ＭＡ０Ｐｉｎｇｌｉ，Ｒｔ：（０２４）ｅ３８４３５３１—５５４ｉｏ，Ｆａｘ．＂（０２｛｝２３８９ｌ３２０ Ｅ－ｍａｉｌ：ｐｌｍａｏ＠ｉｍｒ．ａｃｃｎ Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２０００一）６—０２，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２０００－０９＿０４ ＡＢＳＴＲＡＣＴＨｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｎａｓｃａｓｔ１８—８ｔｙｐｅａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｗａｓｌａｖｅｓ— ｔｉｇａｔｅｄｉｎａｓｔｒａｉｎｒａｔｅｒａｎｇｅｏｆ５×１０３１ｘ１０１ｓ一１ａｎｄａｔ ａｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒａｎｇｅｏｆ１０００１２００℃ｂｙ ｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｔｅｓｔｉｎｇ．Ｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｅｑｕａｔｉｏｎ，ａｎｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐａｒａｍｅｔｅｒｓｗｅｒｅｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｕｓｉｎｇｔｈｅｔｅｓｔｉｎｇｒｅｓｕｌｔｓＴｈｅｄｉⅡ；ｆｅｎｃｅｏｆｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅａｓ—ｃａｓｔａｎｄａｓ—ｗｒｏ（１９ｈｔｓｔｅｅｌｓ－Ⅳａｓｃｏｍｐａｒｅｄａｎｄｔｈｅｒｅｓｕｌｔｉｎｄｉｃａｔｅｓｔｈａｔｔｈｅｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｏｆｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｆｏｒｔｈｅａｓ－ｃａｓｔｓｔｅｅｌｉｓｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈａｔｆｏｒｔｈｅａｓｗｒｏｕｇｈｔｓｔｅｅｌｂｕｔｔｈｅｉｒｄｉｆｉｅｒｅｎｃｅｂｅｃｏｍｅｓｓｍａｌｌｅｒｗｈｅｎｔｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｓｈｉｇｈｅｒａｎｄｔｈｅｓｔｒａｉｎｒａｔｅｉｓｌｏｗｅｒ． ＫＥＹＷＯＲＤＳａｓｃａｓｔａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ，ｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｒｅｃｏｖｅｒｙａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ 金属及合金在高温热变形过程中，由于动态回复和动态再结晶消除了加工硬化所积聚的位错，提高了金属及合金的热塑性，使金属及合金易于形变成形热挤压过程属于材料的高温热变形成型，在适当的变形条件下，经动态回复及动态再结晶，晶粒组织细化，材料的强度和塑性得到提高．奥氏体不锈钢具有较好的高温变形性能．已有多人对奥氏体不锈钢的锻态及热轧态的变形行为进行了研究ｌ卜…，而对铸态奥氏体不锈钢热变形行为涉及较少 本工作利用热压缩实验研究了铸态１８—８型奥氏体不锈钢的热变形行为，为发展和利用热挤压工艺对铸态奥氏体不锈钢进行直接热挤压成型技术提供了理论依据 ’中国科学院和辽宁省科委青年科学基金资助项目 收到初稿日期：２０００－０６－０２，收到修改稿日期：２０００－０９＿０４作者简介：毛萍莉，女１９６９年生，博士生 １实验方法 实验材料为利用感应炉熔炼后浇铸成直径为８３ｒａｉｎ，壁厚为２９．５ｍｉｌｌ及长度为３７０ｍｍ的１８８型奥氏体不锈钢空心铸造管坯 实验用钢的化学成分（质量分数，％）为：Ｃｏ．０６４，Ｓｉ０．４３，Ｍｎ０．９５，Ｓ００１２，Ｐ００２８Ｃｒ１８．８，Ｎｉ８２５．Ｔｉ０．０１． 采用线切割方法从铸态管坯上截取直径为８ｍｎｌ，长为１２ｍｍ的试样，试洋的压缩轴垂直于柱状晶方向实验杠Ｇｌｅｅｂｌｅ１５００热模拟试验机上进行热压缩实验温度分别为１０００，１１５０和１２００℃：变形速率分别为１ｘ１０～，５×１０，１ｘｉ０＿２和５×１０＿３Ｓ．实验时将所有试样在ｏ５ｍｉｎ内加热到１２００℃，保温２ｍｉｎ，再以１０℃／ｓ的速度降到变形温度，保温ｌｒａｉｎ后连续压缩变形，变形后立即淬水，保持高温时的变形及再结晶组织 万方数据
编号：D 395-03 橡胶性能的标准试验方法----------压缩永久变形1 此项标准在固定编号B 117下发布，紧随编号的数字表示标准采纳的年度，如果是修正，数字表示最后一次修正的年度。在括号内的数字表示最后一次重申批准的年度。上标 表示自最后一次修正或重申批准以来的编辑改动。 此项标准已被批准供美国国防部下属机构使用。 1范围 1.1本测试方法测试应用中会在气体或液体媒介中承受压力的橡胶。本测试方法特别适用于在机械固定器件， 1.2测试方法可以选择，但是应考虑用于与测试结果关联的实际情况下使用的橡胶的性质。除非在具体的规范 中有其他规定，应使用测试方法B。 1.3测试方法B不适用于硬度大于90IRHD的硫化橡胶。 1.4以国际单位（SI）为单位的数值应被认为是标准。在括号内的数值起参照作用。 1.5此项标准不包括与其应用有关的所有的安全隐患。此项标准的使用者有责任在使用前建立合适的安全健康规范以及决定法规限制是否适用 2 参考文件 2.1 ASTM标准2： D1349 橡胶规范---测试的标准温度 D 3182 D 3183 D 3767 D 4483 E 145 --------------------------------------- 1此测试方法属于ASTM D 11橡胶委员会的工作范围，是其下属D11.10物理测试子委员会的直接责任。 目前的版本在2008.3.1批准，2008.07出版。原始的版本在1934年批准。上一个版本在2003年批准，编号为D395-03. 2如需参照ASTM 标准，访问ASTM网站，. 如需要《ASTM标准年鉴》的内容信息，浏览ASTM网站的标准索引页。 3 测试方法概要 3.1 用挠力或规定的力压缩试样，并在规定的温度下保持规定的时间。 3.2 在试样在合适的装置内，在规定的条件下经过特定时间的压缩变形后，取出试样，等待30分钟，测量试样的残留变形。 3.3 在测量残留变形后，根据Eq1和Eq2计算压缩永久变形。 4. 意义和用途 4．1 压缩永久变形测试用于测量在长时间受压后，橡胶化合物保持弹性的能力。实际情况下的压力可能包括持续的挠力，持续的已知力，时短时续的压力产生的交替变形和恢复。虽然后者也产生压力永久变形，它的效果更接近于压缩挠曲和滞后测试。因此，压力永久变形测试主要适用于静态力的使用环境。测试经常在高温下进行。 5 试样 5.1 可以使用来自相同样品的2个（选项1）或3个（选项2）相同的试样。选项1的压力永久变形应为两个试样的平均值，表示为百分比；选项2的压力永久变形应为三个试样的中间值，表示为百分比。 5.2 标准测试试样应从实验室准备的平面上切割，形状为圆形。
钛合金表面处理 引言 钛在高温下易于与空气中的O、H、N等元素及包埋料中的Si、Al、Mg等元素发生反应，在铸件表面形成表面污染层，使其优良的理化性能变差，硬度增加、塑性、弹性降低，脆性增加。 钛的密度小，故钛液流动时惯性小，熔钛流动性差致使铸流率低。铸造温度与铸型温差(300℃)较大，冷却快，铸造在保护性气氛中进行，钛铸件表面和内部难免有气孔等缺陷出现，对铸件的质量影响很大。 因此，钛铸件的表面处理与其它牙用合金相比显得更为重要，由于钛的独特的理化性能，如导热系数小、表面硬度、及弹性模量低，粘性大，电导率低、易氧化等，这对钛的表面处理带来了很大的难度，采用常规的表面处理方法很难达到理想的效果。必须采用特殊的加工方法和操作手段。 铸件的后期表面处理不仅是为了得到平滑光亮的表面，减少食物及菌斑等的积聚和粘附，维持患者的正常的口腔微生态的平衡，同时也增加了义齿的美感；更重要的是通过这些表面处理和改性过程，改善铸件的表面性状和适合性，提高义齿的耐磨、耐蚀和抗应力疲劳等理化特性。 一、表面反应层的去除 表面反应层是影响钛铸件理化性能的主要因素，在钛铸件研磨抛光前，必须达到完全去除表面污染层，才能达到满意的抛光效果。通过喷砂后酸洗的方法可完全去除钛的表面反应层。 1. 喷砂：钛铸件的喷砂处理一般选用白刚玉粗喷较好，喷砂的压力要比非贵金属者较小，一般控制在0.45Mpa以下。因为，喷射压力过大时, 砂粒冲击钛表面产生激烈火花，温度升高可与钛表面发生反应,形成二次污染，影响表面质量。时间为15~30秒，仅去除铸件表面的粘砂、表面烧结层和部分和氧化层即可。其余的表面反应层结构宜采用化学酸洗的方法快速去除。 2. 酸洗：酸洗能够快速完全去除表面反应层，而表面不会产生其他元素的污染。HF—HCl系和HF—HNO3系酸洗液都可用于钛的酸洗，但 HF—HCl系酸洗液吸氢量较大，而HF—HNO3系酸洗液吸氢量小，可控制HNO3的浓度减少吸氢，并可对表面进行光亮处理，一般HF的浓度在3%~5 %左右，HNO3的浓度在15%~30%左右为宜。 二、铸造缺陷的处理 内部气孔和缩孔内部缺陷：可等热静压技术(hot isostatic pressing)去除, 但
高温钛合金性能要求 请帮忙推荐满足以下条件的高温钛合金，可以是一种合金同时满足4个温度条件的使用，也可是每个温度条件使用不同的合金。 性能要求如下： （1）常温塑性≥5%。 （2）高温性能 分别在550℃、600℃、650℃、700℃下满足σb≥520MPa，σ0.2≥420 MPa。 （3）持久性能 应力为450 MPa，分别在550℃、600℃、650℃、700℃下保持0.5h/1h/2h 不断。 （4）蠕变性能 应力为450 MPa，分别在550℃、600℃、650℃、700℃下， 保持0.5h，残余变形量≤1.6%； 保持1h，残余变形量≤3%； 保持2h，残余变形量≤5%。 一、目前已有的高温钛合金 （1）名义成分
600℃高温钛合金的室温力学性能 600℃高温钛合金的高温力学性能（600℃） 600℃高温钛合金的蠕变性能（600℃） 600℃高温钛合金Ti-600合金的持久性能（φ14mm棒材） 600℃高温钛合金Ti-600热稳定性能（φ14mm棒材）
550℃高温钛合金的力学性能 * 540℃，300MPa，100h应力热暴露后室温拉伸性能； ** 试验条件：540℃，300MPa，100h，ε≤0.1%。 *** TTi-53311S合金550℃，100h，302.1MPa蠕变残余变形，0.186% 二、现状 （1）应用现状 Ti-1100合金是在Ti-6242S合金成分的基础上，通过调整A1、Sn、Mo和Si元素的含量，Ti-1100合金已用于制造莱康明公司T55—712改型发动机的高压压气机轮盘和低压涡轮叶片等零件。 IMI829合金已用于RB211-535E4发动机的高压压气机，取代了RB211-535C上的镍基合金材料。IMI834合金已在多种发动机上得到了试验和应用，如波音777飞机选用的民用大型发动机Trent700（湍达）的高压压气机的所有轮盘、鼓筒及后轴，EJ200发动机的高压压气机转子也采用了IMI834合金。IMI834也正用于普惠公司的PW350发动机上。 俄罗斯推荐BT25Y用于航空发动机高压压气机450～550℃下使用的轮盘和转子叶片，推荐BT18Y用于550～600℃下使用的轮盘。BT36还没获得应用。 我国550℃下获得应用的钛合金有Ti-53311S（西北院），7715D（上钢），两合金均用于航天发动机；Ti-55（金属所）已在试车阶段（航空），Ti-633G（西北院）没获得应用。600℃的钛合金均在试验室研究阶段。 （2）未来发展 目前，现有钛合金的使用温度已基本达到其上限，600℃以上使用环境下，一是改变现有合金设计理念，重新设计合金；二是考虑使用镍基高温合金、Ti-Al金属间化合物。 Ti-Al金属间化合物有以α2为基的Ti3Al和以γ为基的TiAl，据称，Ti3Al基金属间化合物的使用温度在650℃以上，TiAl基金属间化合物的正常使用温度为700℃，短时可用到900℃。但Ti-Al金属间化
GH3039 镍基变形高温合金资料 中国牌号：GH3039/GH39 俄罗斯牌号：ЭИ602/XH75MБГЮ 一、GH3039概述 GH3039为单相奥氏体型固溶强化合金，在800℃以下具有中等的热强性和良好的热疲劳性能，1000℃以下抗氧化性能良好。长期使用组织稳定，还具有良好的冷成形性和焊接性能。适宜于850℃以下长期使用的航空发动机燃烧室和加力燃烧室零部件。该合金可以生产板材、棒材、丝材、管材和锻件。 1.1 GH3039 材料牌号 GH3039(GH39) 1.2 GH3039 相近牌号ЭИ602，ХН75МБГЮ(俄罗斯） 1.3 GH3039 材料的技术标准 1.4 GH3039 化学成分见表1-1。 表 1-1%
注：1.合金中允许有Ce存在。 2.合金中ω(Cu)=0.20%。 1.5 GH3039 热处理制度热轧及冷轧板材和带材固溶处理：1050～1090℃，空冷。棒材及管材固溶处理：1050～1080℃，空冷或水冷。 1.6 GH3039 品种规格和供应状态可以供应各种规格的热轧板、冷轧板、带材、棒材、丝材、管材、和锻件。板材、带材和管材固溶处理和酸洗后交货。丝材于冷加工状态或固溶状态供应棒材不热处理交货。 1.7GH3039 熔炼和铸造工艺合金采用电弧炉熔炼、电弧炉或非真空感应炉加电渣重熔或真空电弧重熔以及真空感应炉加电渣或真空电弧重熔工艺。 1.8GH3039 应用概况与特殊要求用该合金材制作的航空 发动机燃烧室及加力燃烧室零部件，经过长期的生产和使用考验，使用性能良好。 二、GH3039 物理及化学性能 2.1 GH3039 热性能 2.1.1 GH3039 热导率见表2-1。 表 2-1[1]
常州市天志金属材料有限公司 一、GH4169 概述 GH4169合金是以体心四方的γ"和面心立方的γ′相沉淀强化的镍基高温合金，在-253～700℃温度范围内具有良好的综合性能,650℃以下的屈服强度居变形高温合金的首位,并具有良好的抗疲劳、抗辐射、抗氧化、耐腐蚀性能,以及良好的加工性能、焊接性能和长期组织稳定性，能够制造各种形状复杂的零部件，在宇航、核能、石油工业中，在上述温度范围内获得了极为广泛的应用。 该合金的另一特点是合金组织对热加工工艺特别敏感，掌握合金中相析出和溶解规律及组织与工艺、性能间的相互关系，可针对不同的使用要求制定合理、可行的工艺规程，就能获得可满足不同强度级别和使用要求的各种零件。供应的品种有锻件、锻棒、轧棒、冷轧棒、圆饼、环件、板、带、丝、管等。可制成盘、环、叶片、轴、紧固件和弹性元件、板材结构件、机匣等零部件在航空上长期使用。 1.1 GH4169 材料牌号 GH4169(GH169) 1.2 GH4169 相近牌号 Inconel 718(美国),NC19FeNb(法国) 1.3 GH4169 材料的技术标准 GJB 2612-1996 《焊接用高温合金冷拉丝材规范》 HB 6702-1993 《WZ8系列用GH4169合金棒材》 GJB 3165 《航空承力件用高温合金热轧和锻制棒材规范》 GJB 1952 《航空用高温合金冷轧薄板规范》 GJB 1953《航空发动机转动件用高温合金热轧棒材规范》 GJB 2612 《焊接用高温合金冷拉丝材规范》 GJB 3317《航空用高温合金热轧板材规范》 GJB 2297 《航空用高温合金冷拔（轧）无缝管规范》 GJB 3020 《航空用高温合金环坯规范》 GJB 3167 《冷镦用高温合金冷拉丝材规范》 GJB 3318 《航空用高温合金冷轧带材规范》 GJB 2611《航空用高温合金冷拉棒材规范》 YB/T5247 《焊接用高温合金冷拉丝》 YB/T5249 《冷镦用高温合金冷拉丝》 YB/T5245 《普通承力件用高温合金热轧和锻制棒材》 GB/T14993《转动部件用高温合金热轧棒材》 GB/T14994 《高温合金冷拉棒材》 GB/T14995 《高温合金热轧板》 GB/T14996 《高温合金冷轧薄板》 GB/T14997 《高温合金锻制圆饼》 GB/T14998 《高温合金坯件毛坏》 GB/T14992 《高温合金和金属间化合物高温材料的分类和牌号》 HB 5199《航空用高温合金冷轧薄板》 HB 5198 《航空叶片用变形高温合金棒材》 HB 5189 《航空叶片用变形高温合金棒材》 HB 6072 《WZ8系列用GH4169合金棒材》
技术应用 Technical application ·93· 中国高新科技 2019年第39期 高温钛合金的特性及其在航空发动机中的应用 0 引言 钛合金具有耐腐蚀性好、密度低、强度高、耐热性高等诸多优点，高温钛合金指一般长时间使用温度高于400℃的钛合金，相较普通钛合金具有更好的比强度、高温蠕变抗力、疲劳强度、持久强度和组织稳定性。由于航空发动机中的零部件处于高温、高压、高转速的极端环境中，因而要求材料具有耐高温、重量轻及抗蠕变能力强等特点。高温钛合金凭借其优异的材料力学特性可以很好地满足航空发动机的这些要求，并且可以很好地提高发动机的推重比及燃油效率。随着航空发动机高推重比的要求越来越高，其内部的工作温度和压强越来越高，对高温钛合金特性提出了更加严苛的要求。目前工程上应用比较成熟的钛合金，比如英国的IMI834钛合金，最高使用温度已经达到600℃左右。目前高温钛合金的使用已经成为衡量航空发动机先进程度的指标之一。本文重点阐述了高温钛合金的高温力学性能及其在航空发动机上的应用，并对我国如何发展高温钛合金提供一些思路。 1 高温钛合金的特性 1.1 高温钛合金的氧化行为 由于航空发动机是在高温下工作的，其中的高温钛合金部件会承受氧化腐蚀的作用，钛合金的高温力学性能也受其抗氧化腐蚀能力的制约。钛合金的氧化会在其表面形成一层氧化膜，使得金属内部与外界环境隔离，性质较稳定，不会被进一步氧化，但随着温度的升高，表面氧化膜的循环层状剥落。钛合金在高温应用时由于受到氧化腐蚀作用的影响，其高温力学性能会有所下降。李旭升等总结了使用温度在500℃~750℃的高温钛合金的氧化行为，研究表明温度对高温钛合金的氧化速率有很大的影响，在氧化初期氧化增重呈直线型变化，随着氧化层的增重，化学反应速率减小，呈抛物线形增重，并且氧化膜的组成除TiO 2外还有Al2O 3。曾尚武等研究了TC4钛合金的高温氧化行为，研究发现TC4在650℃的氧化膜中能够在循环氧化时保持完整，但在更高温度时可能会开裂和剥落。目前有多种提高高温钛合金抗氧化能力的方法，如在纯钛加入其他合 金元素，制成多种新型钛合金。如加入铝元素，形成一层致密的氧化膜，保护钛合金免受氧化腐蚀，从而提高钛合金的高温抗氧化能力，此外，硅元素及铬元素同样可以形成氧化膜。然而过度的合金化也会影响材料的物理性质，在提高高温钛合金抗氧化能力的同时，高温钛合金的其他高温力学性能可能也会受到影响，使其无法很好地应用在航空发动机中，因此如何合理地添加合金元素还需要继续进行研究。另外一种方法是在钛合金表面填涂具有抗高温氧化的材料，比如通过在TC4高温钛合金表面进行渗铝的形式可以很好地提高其高温抗氧化能力，此外还有预氧化等方法也可以提高抗氧化能力。但目前每种方法都有一定的局限性，需要综合运用多种抗氧化措施来保证高温钛合金的高温力学性能。 1.2 高温钛合金的疲劳特性 在航空发动机中结构或零件承受的主要是交变载荷，疲劳失效是主要的失效模式。张亚娟等通过试验研究了Ti-6Al-4V钛合金的疲劳裂纹扩展特性，研究表明随着应