鈦合金具有高強度，良好的耐腐蝕性和耐高溫性等優(yōu)良綜合性能，得到了廣泛的應(yīng)用[1,2] 但鈦合金的導(dǎo)熱系數(shù)低、塑性差和成形困難，在熱變形過程中容易發(fā)生絕熱引起的局部流動和絕熱剪切等失穩(wěn)現(xiàn)象[3] 建立鈦合金熱變形本構(gòu)模型和加工圖可避免在熱變形過程中產(chǎn)生缺陷，達到優(yōu)化工藝參數(shù)的效果 周亞利[4]等建立了具有層片狀α相組織的TB8鈦合金Arrhenius本構(gòu)模型，發(fā)現(xiàn)其相關(guān)系數(shù)R達到0.945，平均相對誤差為9.08%，具有較高的預(yù)測精度 Zhao[5]等研究了鑄態(tài)粗晶Ti-5553鈦合金的高溫變形行為，建立了基于Z參數(shù)的Arrhenius本構(gòu)模型和基于動態(tài)材料模型的熱加工圖，發(fā)現(xiàn)合金在失穩(wěn)區(qū)的變形機制為局部流動，穩(wěn)定區(qū)主要的變形機制為動態(tài)再結(jié)晶

采用Arrhenius型本構(gòu)模型可預(yù)測材料的流變應(yīng)力，但是此模型沒有考慮變形條件對材料物理性質(zhì)的影響[6] 物理基本構(gòu)模型在準確預(yù)測流變行為的同時，還反映材料的物理特性 Cabrera[7]等基于蠕變原理并考慮溫度對楊氏模量和自擴散系數(shù)的影響，所建立的物理本構(gòu)能準確預(yù)測流變應(yīng)力 Mirzadeh[8~10]分別建立了不銹鋼、鎂合金和鋁合金的物理本構(gòu)模型，均具有較高的預(yù)測精度 萬興才[11]等考慮物理參量建立的片層態(tài)TC21鈦合金本構(gòu)模型，具有較高預(yù)測精度，其相關(guān)系數(shù)R為0.996，平均相對誤差為6.18% Wei[12]等分別建立了C-Mn-V鋼恒定蠕變指數(shù)n=5和可變應(yīng)力指數(shù)n的物理本構(gòu)模型，選擇可變應(yīng)力指數(shù)n的物理本構(gòu)具有更高的預(yù)測精度

TA5鈦合金是一種α型鈦合金，具有較高強度和良好的耐腐蝕性能，主要用于航空、航天以及船舶等領(lǐng)域[13] 但是目前對TA5鈦合金的熱變形行為和工藝參數(shù)優(yōu)化的研究較少 Yu[14]等研究了TA5鈦合金板材的各向異性的機理，發(fā)現(xiàn)退火會降低位錯密度并使晶粒有所長大，導(dǎo)致抗拉強度和屈服強度下降 Yu等還發(fā)現(xiàn)，熱處理對各向異性的影響不大，而是基底織構(gòu)造成屈服比的各向異性，但是沒有進一步優(yōu)化工藝參數(shù) 彭益群[15]等研究了TA5鈦合金的流變應(yīng)力，發(fā)現(xiàn)流變曲線主要為動態(tài)回復(fù)型并建立了流變應(yīng)力模型，但是該模型只適用于在(α+β)/β相變溫度以下的溫度和ε˙＜1 s-1的條件下估算流變應(yīng)力 本文進行TA5鈦合金的等溫恒應(yīng)變速率壓縮實驗，分析熱壓縮過程中的熱變形行為并建立應(yīng)變補償?shù)奈锢砘緲?gòu)模型；根據(jù)動態(tài)材料模型理論構(gòu)建不同應(yīng)變下的加工圖并驗證其組織

1 實驗方法

實驗用TA5鈦合金的名義成分為Ti-4.2Al-0.005B，(α+β)/β相變溫度為990℃ 使用直徑8 mm長度為12 mm的圓柱體試樣，在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行等溫恒應(yīng)變速率壓縮 變形溫度分別為850、900、950、1000、1050℃，應(yīng)變速率分別為0.001、0.01、0.1、1、10 s-1，高度壓下率為60%(對應(yīng)的真應(yīng)變約0.92) 壓縮完成后立即水冷至室溫，然后沿軸向中心切開 將表面研磨和拋光然后用體積比為HF∶HNO3∶H2 O=1∶4∶5的腐蝕液腐蝕，在XJP-6A光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織 合金的原始組織為等軸組織，如圖1所示

圖1



圖1TA5鈦合金的原始組織

Fig.1Initial microstructure of TA5 alloy

2 結(jié)果和討論2.1 TA5鈦合金的流動應(yīng)力曲線

圖2給出了TA5鈦合金在不同變形條件下的流變應(yīng)力曲線 從圖2可以看出，TA5合金的流變應(yīng)力隨著溫度的降低和應(yīng)變速率的提高而增大 當850℃≤T≤950℃時，在變形初始階段，流變應(yīng)力迅速增加到峰值(圖2a) 在T=850℃時，流變應(yīng)力達到峰值后，隨著應(yīng)變的繼續(xù)增大其值基本保持不變，曲線呈動態(tài)回復(fù)特征；而在900℃≤T≤950℃時，流變應(yīng)力達到峰值后逐漸減小，曲線呈現(xiàn)動態(tài)軟化特征 其原因是，變形溫度的升高促進了合金的熱激活作用，有利于動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生，增強了動態(tài)軟化作用 當1000℃≤T≤1050℃時，在變形的初始階段流變應(yīng)力同樣迅速達到峰值，之后隨著應(yīng)變的增加流變應(yīng)力基本上保持不變，曲線均呈穩(wěn)態(tài)流動特征，其主要原因是加工硬化效應(yīng)和軟化機制達到了動態(tài)平衡[16] 與低溫變形相比，變形溫度較高時的流變應(yīng)力明顯減小 其原因是，變形溫度升高時α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵w心立方結(jié)構(gòu)的β相具有更多獨立的滑移系，從而熱變形時位錯更容易滑動，使流變應(yīng)力降低[17] 由圖2b可見，合金的峰值應(yīng)變和流變應(yīng)力都隨著應(yīng)變速率的提高而增大 其原因是，應(yīng)變速率較高時熱變形時間變短，在熱變形過程中位錯沒有充足的移動時間，因此軟化機制不能充分發(fā)揮作用[18]

圖2



圖2TA5鈦合金在不同變形條件下的流變應(yīng)力曲線

Fig.2Flow stress curve of TA5 titanium alloy under different deformation conditions ε˙=0.01 s-1; (b) T=850℃

圖3給出了變形條件對TA5鈦合金峰值應(yīng)力的影響 從圖3可見，當應(yīng)變速率一定時形溫度越高峰值應(yīng)力越低 其原因是，變形溫度升高使熱激活能提高，合金中原子動能的增大使峰值應(yīng)力減小 當應(yīng)變速率一定時，合金的峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的提高而增大 變形溫度為850~950℃時，峰值應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的提高迅速增大，變形溫度為950~1050℃時，隨著應(yīng)變速率的提高峰值應(yīng)力的增速降低

圖3



圖3TA5鈦合金在不同變形條件下的峰值應(yīng)力

Fig.3Peak stress of TA5 titanium alloy under different deformation conditions

2.2 物理基本構(gòu)模型

物理基本構(gòu)模型，是在傳統(tǒng)本構(gòu)模型的基礎(chǔ)上計入了自擴散系數(shù)及彈性模量對變形溫度的響應(yīng)，其表達式為

ε˙DT=BsinhασETn

(1)

DT=D0exp-QsdRT

(2)

ET=E01+TmG0dGdTT-300Tm

(3)

式中ε˙為應(yīng)變速率(s-1)；σ為真應(yīng)力(MPa)；α和B為材料常數(shù)；n為蠕變指數(shù)；D(T)和E(T)為溫度與自擴散系數(shù)和彈性模量之間的關(guān)系；D0為材料的擴散常數(shù)；Qsd為自擴散激活能(J/mol)；R為摩爾氣體常數(shù)(為8.314 J/(mol.K))；T和Tm分別為材料的變形溫度和熔點(K)；E0和G0分別為材料在溫度300 K時的彈性模量和剪切模量(MPa) 式(1)~(3)中該鈦合金的相關(guān)物理參量如表1所示[19~21]

Table 1

表1

表1合金的相關(guān)材料參數(shù)

Table 1Correlation material parameters of the alloy

D0/ m2·s-1	Qsd/ J·mol-1	G0/ MPa	E0/ GPa	Tm/ K	TmG0dGdT
1.5×10-4	2.91×105	4.36×104	126	1933	-1.2

為了求出式(1)~(3)中的B、α以及n，分別對式(4)和(5)

ε˙DT=B1expβσET

(4)

ε˙DT=B2σETn1

(5)

求對數(shù)，可得ln[ε˙/D(T)]與σ/E(T)、ln[σ/E(T)]之間的關(guān)系式，再進行一元線性擬合可求出斜率β、n1，進而得到材料常數(shù)α=β/n1；對式(1)求對數(shù)，可得到lnε˙DT與lnsinhασET的關(guān)系式，進行一元線性擬合求得斜率n和截距l(xiāng)nB，進而得到材料常數(shù)B 式(4)和(5)中的B1、B2、β、n1為材料常數(shù)

采用上述方法，求得ε=0.1~0.9和以0.1為間隔的α、n、B值 為了更準確的預(yù)測，計算時把變形溫度分為850≤T≤950℃和950＜T≤1050℃ 分別對兩個變形溫度范圍的材料參數(shù)進行2~9次多項式擬合，分別在第6次和第7次擬合精確度最高 變形溫度850≤T≤950℃時，有

εεεαε=657.41-1996.29ε1+12141.43ε2-38992.6ε3+67157.44ε4-57650.5ε5+19352.99ε6nε=34.265+14.532ε1-92.485ε2+306.893ε3-530.91ε4+453.99ε5-151.268ε6lnBε=5.580-16.893ε1+72.656ε2-157.152ε3+181.061ε4-108.855ε5+27.42ε6

(6)

變形溫度950＜T≤1050℃時，有



式(6)和式(7)分別為不同溫度下的α、n、B，對應(yīng)的擬合曲線在圖4和圖5中給出

圖4



圖4在850≤T≤950℃條件下的材料常數(shù)α、n、lnB與ε的六次多項式擬合關(guān)系

Fig.4Relationships among α、n、lnB and ε by 6th polynomial fit at the deformation temperature range of 850≤T≤950℃ (a) α-ε; (b) n-ε; (c) lnB-ε

圖5



圖5在950＜T≤1050℃條件下的材料常數(shù)α˙、n˙、lnB?與ε的七次多項式擬合關(guān)系

Fig.5Relationships among α˙、n˙、lnB? and ε by 7th polynomial fit at the deformation temperature range of 950＜T≤1050℃ (a) α˙-ε; (b) n˙-ε; (c) lnB?-ε

將計入應(yīng)變影響的式(6)和式(7)分別嵌入式(1)中得到新的應(yīng)變補償本構(gòu)方程

850≤T≤950℃時

σ=E(T)α(ε)lnε˙D(T)B(ε)1n(ε)+ε˙D(T)B(ε)2n(ε)+112

(8)

和950＜T≤1050℃時



2.3 本構(gòu)模型的驗證

用應(yīng)變補償?shù)奈锢砘緲?gòu)模型式(8)和式(9)預(yù)測流變應(yīng)力，預(yù)測值與實驗值的比較結(jié)果如圖6所示 可以看出，預(yù)測值與實驗值的吻合度較高 引入相關(guān)系數(shù)R和平均相對誤差A(yù)ARE，驗證所建立物理本構(gòu)模型，如；

圖6



圖6TA5鈦合金在不同變形溫度的流變應(yīng)力預(yù)測值與實驗值的對比

Fig.6Comparison of predicted flow stress and experimental values of TA5 titanium alloy at different deformation temperatures (a) T=850℃; (b) T=950℃; (c) T=1000℃

R=∑i=1nDi-DˉPi-Pˉ∑i=1nDi-Dˉ2∑i=1nPi-Pˉ2

(10)

AARE=1n∑i=1nDi-PiDi×100%

(11)

所示 式中n為數(shù)據(jù)總數(shù)，Pi 為預(yù)測值，Di 為實驗值，Pˉ和Dˉ分別為預(yù)測值的平均值和實驗值的平均值 計算出相關(guān)系數(shù)R為0.99，平均相對誤差A(yù)ARE為8.95% 這表明，所建立物理本構(gòu)模型的精度較高

3 TA5鈦合金的加工圖3.1 加工圖基礎(chǔ)理論

根據(jù)DMM理論，在熱變形過程中材料吸收的總能量P為塑性變形消耗的能量G和組織轉(zhuǎn)變消耗的能量J之和[22]，即

P=σ·ε˙=G+J=∫0ε˙σdε˙+∫0σε˙dσ

(12)

在確定的變形溫度和應(yīng)變條件下，有

σ=Kε˙m

(13)

由式(12)和式(13)得

功率耗散量G=∫0ε˙σdε˙=σε˙1+m；

和

功率耗散協(xié)量J=∫0σε˙dσ=mσε˙m+1

式中K為常數(shù)；m為應(yīng)變速率敏感指數(shù)，m=?J?G=?(lgσ)?(lgε˙)決定材料變形過程中G和J的比例，而無量綱參數(shù)J/Jmax稱為能量耗散因子η，即

η=JJmax=2mm+1

(14)

根據(jù)式(14)可繪制功率耗散圖 同時，Prasad[23]等在上世紀九十年代建立了材料失穩(wěn)判據(jù)

ξ=?lg[mm+1]?lgε˙+m<0

(15)

ξ<0表明，材料在熱變形過程中容易出現(xiàn)局部流動、絕熱剪切和裂紋等失穩(wěn)現(xiàn)象 根據(jù)式(15)可繪制失穩(wěn)圖 將功率耗散圖和失穩(wěn)圖疊加，得到加工圖

3.2 加工圖分析

圖7給出了不同應(yīng)變下的加工圖，其中白色區(qū)域為加工安全區(qū)，灰色為失穩(wěn)區(qū) 圖中的等值線為功率耗散η，η值越高表明材料的可加工性能越好 圖7a給出了應(yīng)變?yōu)?.3時的加工圖，圖中出現(xiàn)兩個峰值區(qū)(η值多大于0.35) 第一峰值區(qū)為865~960℃、0.001~0.1 s-1，第二峰值區(qū)為1000~1050℃、0.01~5.6 s-1，對應(yīng)的η值極大值分別為0.45和0.5 850~990℃、0.076~10 s-1和1028~1050℃、1.092~10 s-1為失穩(wěn)區(qū)域 應(yīng)變?yōu)?.5時加工圖中第一峰值范圍基本保持不變，第二峰值區(qū)范圍擴大，且η值最大可達到0.58(圖7b) 在圖7c中，隨著應(yīng)變的增大，第一峰值區(qū)變?yōu)?70~960℃、0.00316~0.15 s-1，第二峰值區(qū)的范圍減小，且位于高溫高應(yīng)變速率的失穩(wěn)區(qū)減小，而低溫高應(yīng)變速率中的失穩(wěn)區(qū)有所增大 圖7d給出了應(yīng)變?yōu)?.9時的加工圖，圖中第一峰值區(qū)870~990℃、0.005~0.17 s-1和第二峰值區(qū)1000~1040℃、0.316~10 s-1對應(yīng)的η值極大值分別為0.45和0.7 失穩(wěn)區(qū)域為850~990℃、0.05~10 s-1 雖然870~990℃、0.05~0.17 s-1為峰值區(qū)域范圍，但是該區(qū)也出現(xiàn)失穩(wěn)區(qū)，因此該區(qū)不可作為優(yōu)化區(qū)

圖7



圖7TA5鈦合金不同應(yīng)變下的加工圖

Fig.7Processing diagram of TA5 titanium alloy under different strains 0.3 (a)、0.5 (b)、0.7 (c) 0.9 (d)

在實際的熱壓縮變形過程中材料處于非均勻變形狀態(tài)，單應(yīng)變下的預(yù)測范圍不足以預(yù)測材料的失穩(wěn)區(qū)域 因此，應(yīng)該使用不同應(yīng)變下的加工圖以確保材料變形時保持穩(wěn)定[24] 而在應(yīng)變?yōu)?.9的加工圖中, 第二峰值區(qū)η值最高雖達到0.7，參考了其他應(yīng)變下的加工圖，發(fā)現(xiàn)該區(qū)域也可能發(fā)生失穩(wěn)，因此不作為優(yōu)化區(qū)域考慮[25] 最終得到該合金的最佳加工區(qū)域為870~990℃、0.005~0.05 s-1

3.3 組織驗證

圖8給出了TA5鈦合金穩(wěn)定區(qū)的顯微組織 可以看出，其組織相對均勻，沒有出現(xiàn)失穩(wěn) 在變形溫度為900℃、應(yīng)變速率為0.01 s-1條件下，該組織主要由等軸α晶粒和部分細小晶粒組成，主要變形機制為動態(tài)回復(fù)，如圖8a所示 同時，功率耗散系數(shù)η值達到0.4，表明該區(qū)域可作為合金熱加工工藝參數(shù)的取值范圍 圖8b給出了變形溫度為950℃、應(yīng)變速率為0.01 s-1條件下的組織，與圖8a中的組織相比，可見變形溫度越高驅(qū)動力越大，使晶粒的等軸程度越高，組織越均勻，此時主要變形機制為動態(tài)再結(jié)晶[26] 另一方面，功率耗散系數(shù)η值達到0.45，表明該區(qū)域可作為最佳熱加工工藝參數(shù)的取值范圍

圖8



圖8TA5鈦合金在穩(wěn)定區(qū)域的微觀組織

Fig.8Microstructure of stabilized zone of TA5 titanium alloy (a) 900, 0.01 s-1; (b) 950, 0.01 s-1

圖9給出了TA5鈦合金失穩(wěn)區(qū)的顯微組織 可以看出，圖a、b、c中的微觀結(jié)構(gòu)都出現(xiàn)緊密排列的滑帶，表現(xiàn)出局部流動特征(圖中黑色線圈內(nèi))，與變形過程中產(chǎn)生的絕熱溫度升高有關(guān) 其原因是，在高應(yīng)變速率情況下合金難以發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶且變形，時間不足、鈦合金材料的低導(dǎo)熱性和絕熱形變熱量過多使沿金屬流動方向形成流動局部化[27,28] 從圖中還可看出，晶粒大小不同且發(fā)生不同程度的扭轉(zhuǎn)，表明組織的均勻性較差 發(fā)生這個現(xiàn)象的原因是，位錯的快速繁殖使高應(yīng)變速率和動態(tài)回復(fù)不充分[24] 這種變形機制導(dǎo)致各向異性和內(nèi)部材料的變形不均勻，對材料的組織和性能極其不利，在熱加工過程中應(yīng)加以避開

圖9



圖9TA5鈦合金在失穩(wěn)區(qū)域的微觀組織

Fig.9Microstructure of instability zone of TA5 titanium alloy (a) 850℃, 10 s-1; (b) 900℃, 1 s-1; (c) 950℃, 10 s-1

根據(jù)對微觀組織的觀察，基于Prasad準則的DMM加工圖對加工穩(wěn)定區(qū)和失穩(wěn)區(qū)的預(yù)測都比較準確，可用于實際生產(chǎn)中得到最佳加工參數(shù)

4 結(jié)論

(1) TA5鈦合金對變形溫度和應(yīng)變速率較為敏感，具有正應(yīng)變速率敏感性和負變形溫度相關(guān)性 在應(yīng)變速率為0.01 s-1、變形溫度為850℃以及T≥1000℃的變形條件下，流變應(yīng)力達到峰值后趨于穩(wěn)定；在900℃≤T≤950℃條件下流變應(yīng)力達到峰值后逐漸減弱

(2) 根據(jù)實驗數(shù)據(jù)建立的含物理參量的應(yīng)變補償本構(gòu)模型預(yù)測精度較高，相關(guān)系數(shù)R值為0.99，平均誤差A(yù)ARE值為8.95%

(3) TA5鈦合金在失穩(wěn)區(qū)域的主要變形機制為局部流動，穩(wěn)定區(qū)的主要變形機制動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶 優(yōu)化熱加工工藝范圍為870~990℃和0.005~0.05 s-1

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Liu P S, Qing H B.

A spherical-pore foamed titanium alloy with high porosity

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2015, 29(05): 346

[本文引用: 1]

劉培生, 頃淮斌, 一種具有球形孔隙的高孔率泡沫鈦合金

[J]. 材料研究學(xué)報, 2015, 29(05): 346

[本文引用: 1]

[2]

Boyer R R.

An overview on the use of titanium in the aerospace industry

[J]. Mater. Sci. Eng., A, 1996, 213(1): 103

[本文引用: 1]

[3]

Zhang A F, Zhang J Z, Zhang X X Z, et al.

Research progress in tissue regulation and anisotropy of high-performance titanium alloy by laser additive manufacturing

[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2019, 11(4): 1

[本文引用: 1]

張安峰, 張金智, 張曉星 等.

激光增材制造高性能鈦合金的組織調(diào)控與各向異性研究進展

[J]. 精密成形工程, 2019, 11(4): 1

[本文引用: 1]

[4]

Zhou Y L, Yang Q Y, Zhang W W, et al.

Hot deformation behavior and constitutive equation of TB8 titanium alloy with a lamellar structure of α phase

[J]. Mater. Eng., 2021, 49(01): 75

[本文引用: 1]

周亞利, 楊秋月, 張文瑋 等.

具有層片狀α相組織的TB8鈦合金熱變形行為及本構(gòu)方程

[J]. 材料工程, 2021, 49(01): 75

[本文引用: 1]

[5]

Zhao Q, Chen Y, Xu Y, et al.

Hot Deformation Behavior and Mechanism of As-cast Ti-5553 Alloy with Coarse Grains

[J]. Rare Metal Mat. Eng., 2020, 49(11): 3653

[本文引用: 1]

[6]

Zhou F, Wang K L, Lu S Q, et al.

High temperature flow behavior and physical constitutive model of Ti2AlNb based alloy containing rare earth

[J]. T Mater Heat Treat, 2018, 39(12): 109

[本文引用: 1]

周 峰, 王克魯, 魯世強 等.

含稀土的Ti_2AlNb基合金高溫流動行為及物理本構(gòu)模型

[J]. 材料熱處理學(xué)報, 2018, 39(12): 109

[本文引用: 1]

[7]

Xu X, Dong L M, Ba H B, et al.

Hot deformation behavior and microstructural evolution of beta C titanium alloy in β phase field

[J]. Nonferrous Met. Soc. China,Trans., 2016, 26(11): 2874

[本文引用: 1]

[8]

Mirzadeh H.

Constitutive modeling and prediction of hot deformation flow stress under dynamic recrystallization conditions

[J]. Mech. Mater., 2015, 85(6): 66

[本文引用: 1]

[9]

Mirzadeh H.

A comparative study on the hot flow stress of Mg-Al-Zn magnesium alloys using a simple physically-based approach

[J]. J. Magn. Alloys, 2014, 2(9): 225

[10]

Mirzadeh H.

Constitutive description of 7075 aluminum alloy during hot deformation by apparent and physically-based approaches

[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2015, 24(3): 1095

[本文引用: 1]

[11]

Wang X C, OuYang D L, Lu S Q, et al.

Study on constitutive relationship of TC21 titanium alloy with lamellar structure considering physical parameters

[J]. J. Plast. Eng., 2020, 27(12): 191

[本文引用: 1]

萬興才, 歐陽德來, 魯世強 等.

考慮物理參量的片層態(tài)TC21鈦合金本構(gòu)關(guān)系研究

[J]. 塑性工程學(xué)報, 2020, 27(12): 191

[本文引用: 1]

[12]

Wei H L, Liu G Q, Zhang M H.

Physically based constitutive analysis to predict flow stress of medium carbon and vanadium microalloyed steels

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2014, 602

[本文引用: 1]

[13]

He S L, Feng Y Q, Wang Y Q, et al.

Effect of TA5 titanium alloy structure on the properties of forgings

[J]. Acta. Metall. Sin., 2002, 38(z1): 204

[本文引用: 1]

何書林, 馮永琦, 王永強 等.

TA5鈦合金組織對鍛件性能的影響

[J]. 金屬學(xué)報, 2002, 38(z1): 204

[本文引用: 1]

[14]

Yu W X, Lv Y F, Li S K, et al.

Mechanism of the anisotropy of yield ratio in TA5 titanium alloy plates

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2015, 639

[本文引用: 1]

[15]

Peng Y Q, Pang Y Q, Yang Z S.

Study on hot pressing flow stress of TA5 titanium alloy

[J]. Rare Metal, 1994, (01): 28

[本文引用: 1]

彭益群, 潘雅琴, 楊昭蘇.

TA5鈦合金熱壓流變應(yīng)力的研究

[J]. 稀有金屬, 1994(01): 28

[本文引用: 1]

[16]

Zhou X, Wang K L, Lu S Q, et al.

Flow behavior and 3D processing map for hot deformation of Ti-2.7Cu alloy

[J]. J. Mater. Res. Technol., 2020, 9(3)

[本文引用: 1]

[17]

Li M Z, Bai C G, Zhang Z Q, et al.

Hot deformation behavior of TC2 titanium alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34(12): 892

[本文引用: 1]

李沐澤, 柏春光, 張志強 等.

TC2鈦合金的高溫?zé)嶙冃涡袨?br />
[J]. 材料研究學(xué)報, 2020, 34(12): 892

[本文引用: 1]

[18]

Wang W, Gong P H, Zhang G Z, et al.

Hot deformation behavior of TC4 Ti-alloy prepared by electron beam cold hearth melting

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34(9): 665

[本文引用: 1]

王 偉, 宮鵬輝, 張浩澤 等.

電子束冷床熔煉TC4鈦合金的熱變形行為

[J]. 材料研究學(xué)報, 2020, 34(9): 665

[本文引用: 1]

[19]

Huang B Y, Li C G, Shi L K. Nonferrous Materials Manual (Volume One) [M].

Beijin:

Chemical Industry Press, 2009: 520

[本文引用: 1]

黃伯云, 李成功, 石力開. 有色金屬材料手冊 (上) [M].

北京:

化學(xué)工業(yè)出版社, 2009: 520

[本文引用: 1]

[20]

Frost H J, Ashby M F. Deformation mechanism maps: the plasticity and creep of metals and ceramics [M].

Oxford:

Pergamon Press, 1982

[21]

Kroll S, Stolwijk N, Herzig C H.

Titanium self-diffusion in the intermetallic compound γ-TiAl

[J].Defect and Diffusion Forum, 1993, 95/98(6): 865

[本文引用: 1]

[22]

Li H Y, Liu Y, Hu J D, et al.

Hot deformation and processing drawing of ZA27 alloy

[J]. Chin. J. Nonferrous Met., 2012, 22(2): 365

[本文引用: 1]

李紅英, 劉 洋, 胡繼東 等.

ZA27合金的熱變形及加工圖

[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2012, 22(2): 365

[本文引用: 1]

[23]

Prasad Y V R K, Gegel H L, Doraivelu S M, Malas J C, et al.

Modeling of dynamic material behavior in hot deformation: Forging of Ti-6242

[J]. Metall. Trans., A, 1984, 15(10): 1883

[本文引用: 1]

[24]

Liu J J, Wang K L, LU S Q, et al.

Hot deformation behavior and processing map of Zr-4 alloy

[J]. Journal of Nuclear Materials, 2020, 531: 151993

[本文引用: 2]

[25]

Ren S J, Wang K L, Lu S Q, et al.

Physical constitutive model and processing diagram of TiAl alloy

[J]. Chin. J. Nonferrous Met., 2020, 30(6): 1289

[本文引用: 1]

任書杰, 王克魯, 魯世強 等.

TiAl合金的物理本構(gòu)模型與加工圖

[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2020, 30(6): 1289

[本文引用: 1]

[26]

Ding Z, Fan J, Zhang Z X, et al.

Microstructure and texture variations in high temperature titanium alloy Ti65 sheets with different rolling modes and heat treatments

[J]. Mater., 2020; 13(11): 2466

[本文引用: 1]

[27]

Seshacharyulu T, Medeiros S C, Frazier W G, et al.

Microstructural mechanisms during hot working of commercial grade Ti-6Al-4V with lamellar starting structure

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2002, 325(1-2): 112

[本文引用: 1]

[28]

Yong N, Hou H L, Li M Q, et al.

High temperature deformation behavior of a near alpha Ti600 titanium alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2008, 492: 24

[本文引用: 1]

劉培生, 頃淮斌, 一種具有球形孔隙的高孔率泡沫鈦合金

1

2015