Ti6Al4V钛合金冷轧板材的超塑性变形行为研究

在温度830～890℃和应变速率0.0005～0.005 s~(-1)下对Ti6Al4V钛合金冷轧板材进行超塑性拉伸实验。利用光学显微镜和扫描电镜观察变形后的微观组织和断口形貌。研究了该合金的超塑性变形行为和变形机理。结果表明:在应变速率为0.0005、0.005 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率先升高后降低;在应变速率为0.001 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率逐渐降低;在830℃和0.001 s~(-1)条件下伸长率达到最大值1259.0%;超塑性最优变形参数区间为温度830～850℃、应变速率0.0005～0.001 s~(-1)。合金的应变速率敏感性指数m值随温度升高先增加,850℃时达到最大值0.472,随后逐渐减小;超塑性变形下的平均激活能为259 k J/mol。超塑性变形过程发生了明显的动态再结晶,微观组织完全转变为等轴组织。超塑性变形的主要机制为晶界滑移。Ti6Al4V合金板材超塑性拉伸断裂属为于沿晶断裂。     

Ti-B20合金冷轧板材的再结晶行为

对固溶态Ti-B20合金进行70%压下量的冷轧变形,然后在800℃下进行不同时间的退火处理。采用电子背散射衍射(EBSD)技术和X射线衍射(XRD)研究了Ti-B20合金冷轧板材在退火过程中的静态再结晶行为和力学性能演变。结果表明：在退火过程中,合金的再结晶晶粒优先在晶界处和变形带处形核,导致退火初期组织不均匀;随退火时间的延长,晶粒逐渐等轴化,几何必要位错(GND)密度逐渐减小并趋于稳定,抗拉强度逐渐降低,而伸长率逐渐增加;在退火30 min后,Ti-B20合金冷轧板材的抗拉强度和伸长率分别为828 MPa和23.9%。合金再结晶体积分数与退火时间之间的关系可用Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov(JAMK)方程来描述(X₈₀₀=1-exp(-0.26×t^0.74))。     

1420Al-Li合金冷轧板材的各向异性

通过热处理、拉伸性能测试、金相及电镜观察分析,研究了1420Al-Li合金冷轧薄板的各向异性。结果表明,该合金在力学性能及拉伸断裂特征方面均具有明显的各向异性。经过不同的热处理,合金的各向异性程度不同:固溶水冷样比空冷样的最大强度高,各向异性程度也较明显;空冷样σb各向异性程度随时效时间延长稍有增加。合金呈现明显的各向异性是由于其较高程度的轧制变形组织和时效析出相δ′等因素综合作用的结果。     

Al-Mg-Sc-Zr合金中初生相的析出行为

利用扫描电子显微镜(SEM)和电子探针(EPMA)研究液态金属的冷却速率对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr(质量分数,%)合金中初生相的结构、形貌及成分的影响。结果表明:在较低的冷却速率下(随炉冷却),液态金属中析出的初生相为L12结构的Al3(Sc,Zr)相和D023结构的Al3(Zr,Sc)相。初生Al3(Sc,Zr)相为Zr溶解在Al3Sc相中的固溶体,具有复杂的形貌和较高的体积分数;当冷却速率较大时(钢模具冷却),D023结构的Al3(Zr,Sc)相的析出受到抑制而形成L12结构的Al3(Sc,Zr)相或亚稳态的Al3(Zr,Sc)相;当冷却速率足够大时(铜模具冷却),α(Al)基体在较高的过冷度下快速结晶,初生相的形成完全受到抑制。     

TA15合金超塑性变形空洞演化及断裂行为

对TA15合金在SANS CMT4104型高温电子拉伸实验机上进行恒应变速率超塑性拉伸试验,研究了合金超塑性变形过程中空洞演化及断裂行为。结果表明:超塑性变形过程中,TA15合金空洞含量和大小受变形量、应变速率和应变速率敏感性指数m值的影响较大。随变形量增大,空洞分别沿拉伸轴方向和垂直于拉伸轴方向发生了聚合和连接,空洞长大由形核时的一般扩散机制向塑性变形机制转变。TA15合金超塑性拉伸试样断口呈针点状,断口上含有大量的韧窝状空洞,空位聚集-空洞连接是TA15合金超塑性断裂的主要机制。     

难变形高温合金GH4720Li的超塑性变形行为

利用等温热压缩模拟试验机,对难变形高温合金GH4720Li初始均匀细晶合金不同温度及应变速率下的变形行为研究,计算了判定合金超塑性变形范围的应变速率敏感因子m及对相应变形组织进行分析。结果表明,均匀细晶合金在1040~1130℃、0.0001~0.005 s-1变形区间内,m值随变形温度升高和变形量增加而降低;1040~1100℃、0.0001~0.005 s-1条件下,该细晶合金具有超塑变形的能力,而1130℃时,无论应变速率如何,该合金已经不具备超塑性变形的能力;均匀细晶合金在较高变形温度下最佳超塑性变形所对应的应变速率较高,低温变形时最佳超塑性变形发生需要更低的应变速率。     

退火态Ti2AlNb合金板材的超塑性变形行为

研究退火态Ti2AlNb合金热轧板材在温度为940～980 ℃和初始应变速率为8.33×10-4～1×10-2 s-1时的超塑变形行为.结果表明:该合金具有良好的超塑性;在本实验范围内,其最高伸长率可达400%,最佳超塑条件为960 ℃和1.67×10-3 s-1,可用作超塑性成形工艺制作复杂构件.     

1420A1-Li合金冷轧板材的各向异性

通过热处理、拉伸性能测试、金相及电镜观察分析，研究了1420A1-Li合金冷轧薄板的各向异性。结果表明，该合金在力学性能及拉伸断裂特征方面均具有明显的各向异性。经过不同的热处理，合金的各向异性程度不同：固溶水冷样比空冷样的最大强度高，各向异性程度也较明显；空冷样σb各向异性程度随时效时间延长稍有增加。合金呈现明显的各向异性是由于其较高程度的轧制变形组织和时效析出相δ′等因素综合作用的结果。     

铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为研究

采用高温拉伸试验方法对5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为进行了研究。结果表明,焊板的断裂位置在母材部分,焊板接头可以承受高温变形而不破坏,但接头对焊板超塑性变形的贡献较小。随着温度的降低或初始应变速率的增大,焊板的应力应变曲线整体上移,在变形参数范围内焊板的峰值流变应力小于35.4 MPa。焊板的伸长率随温度升高和初始应变速率的减小而先增大后减小,在变形条件为450℃、5×10~(-3)s~(-1)时达到最大,为168%。焊板接头部分的塑性变形率随初始应变速率增大而增大,随变形温度的升高而先增大后减小,塑性变形率在变形条件为475℃、1×10~(-2)s~(-1)时达到最大,为92%。     

铸态Al-Mg-Sc-Zr合金退火过程中的硬化行为

采用透射电镜、电子探针、拉伸和硬度测试等方法对铸态Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr(质量分数,%)合金在等温退火过程中的硬化行为进行了研究.结果表明,退火过程中Mg分布的变化对合金强度影响不大,细小、弥散的Al3(Sc,Zr)沉淀相的析出产生了显著的沉淀强化作用.合金在300℃下退火,Al3(Sc,Zr)沉淀相粗...     

β型γ-TiAl合金的组织特征及其超塑性变形行为

研究了热变形作用下β型γ-Ti Al合金Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.5B(at%)的组织演变过程,以及锻态组织的高温超塑性变形行为。结果表明:包套锻造过程中,层片晶结构发生快速分解L(α/γ)→γ+β,γ和β晶粒发生显著的动态再结晶,锻态组织主要由大角度晶界的γ和B2细晶组成;该合金大角度晶界为主的γ+B2/β细晶变形组织在900~950℃之间表现出典型的低温超塑性变形行为,950℃/1.0×10-4 s-1时延伸率可达405%;超塑性变形过程中残余层片晶结构完全分解,γ和B2/β晶粒进一步动态再结晶细化;γ和B2/β晶粒的晶界滑移是该合金超塑性变形的主要变形机制。     

易切削Cu-Se-Bi合金的高温塑性变形行为

采用Gleeble-1500热模拟机研究了Cu-Se-Bi合金在变形温度为550～700 ℃,应变速率为0.01 ～10.00 s-1条件下的流变应力变化规律和微观组织,并根据试验数据确定了本构方程.结果表明,Cu-Se-Bi合金高温动态再结晶明显降低合金的流变应力,变形量在15%～80%时,流变应力趋于稳定;当应变速率为2.50、10.00 s-1时,流变应力出现波动,温度为700 ℃、应变速率为10.00 s-1、应变在0.09～0.15时应力波动值可达12 MPa;变形量越大,动态再结晶越明显;应变速率越小,晶粒越细小;当温度为600 ℃、变形量为60%、应变速率为0.01 s-1时,平均晶粒尺寸为8.5 μm.     

TC2管材超塑性变形行为

采用TC2管材纵向剖条试样,在880及920℃、初始应变速率分别为1.0×10-4,5.0×10-4,8.0×10-4,2.0×10-3和5.0×10-3s-1条件下进行了超塑性拉伸试验。样本数据显示,TC2管材在880℃及应变速率1.0×10-4s-1条件下获得最大伸长率为240%。基于等应变原则,结合Backofen超塑性本构方程,采用多试样法获得了不同温度下的m值。采用Arrhenius简化本构方程计算了TC2管激活能Q。最后,以斜率法和截距法计算了880及920℃时的K值,结果显示,2种方法计算结果接近。     

5083铝合金最佳超塑性变形行为

采用最大m值法研究5083铝合金不同轧制方向的超塑性。在500℃～535℃温度范围内,得到其试样延伸率以及最佳变形温度为525℃,同时对比恒速度法、恒应变速率法在525℃的超塑性能。实验结果表明,5083铝合金轧制后,晶粒产生各向异性,导致不同轧制方向的延伸率有显著差异。在温度500℃、525℃和535℃下采用最大m值法拉伸,其纵向试样延伸率分别为264%、331%、317%,而横向试样延伸率则分别为98%、129%、119%,纵向试样延伸率显著大于横向试样延伸率。在温度525℃下,5083铝合金基于最大m值法的拉伸效果最好,其纵向试样最大延伸率为331%,拉伸时间为3846s;在相同温度下,用恒速度法、恒应变速率法拉伸,其纵向试样最大延伸率分别为316%、302%,而拉伸时间分别为9141s、12602s,最大m值法的延伸率略大于恒速度法、恒应变速率法的延伸率,但最大m值法的拉伸时间较恒速度法和恒应变速率法有大幅缩减。     

双相LZ91镁锂合金超塑性变形行为及组织演变

采用铸造、挤压、冷轧和退火的方法,获得了双相LZ91镁锂合金板材,并通过OM、SEM、TEM和拉伸实验,研究了双相LZ91镁锂合金板材在200～300℃、应变速率1.0×10?2～1.7×10?4 s?1条件下的超塑性变形行为、显微组织演变和空洞长大机制.结果表明:双相LZ91镁锂合金在285℃、1.7×10?4 s?...     

GH4169高温合金的超塑性变形研究

GH4169合金经过热变形及热处理后,采用最大m值法进行高温拉伸实验,研究形变热处理效果及其超塑性行为.结果表明,热变形后的高温合金经δ相析出热处理后能析出大量细小弥散的δ相,再结晶退火后得到均匀细小的组织.在相同的变形条件下,与传统的恒应变速率拉伸相比,最大m值法拉伸可以得到更高的伸长率.     

定向凝固NiAl-15Cr合金的微观组织与超塑性变形行为

研究了定向凝固NiAl-15Cr合金的显微组织和高温拉伸变形行为。结果表明:定向凝固Ni-25Al-15Cr合金由β-NiAl枝晶干、γ/γ＇枝晶间相和γ＇过渡层组成。合金在1123—1373 K、初始应变速率为1.67×10~(-4)—1.67×10~(-2) S~(-1)的条件下表现出超塑性变形行为。在1323 K和初始应变速率为8.35×10~(-3)s(-1)条件下获得的最大延伸率为280％,应变敏感指数m为0.22。通过变形过程中显微组织观察,对其超塑性变形行为的机理进行了初步的讨论。     

5A06合金高温塑性变形行为

在Gleeble-1500热模拟试验机上进行高温等温压缩试验,研究了5A06合金在变形温度为320～440℃,变形速率为0.3,1.0和10s~(-1)条件下的高温塑性变形行为。计算材料的特征参数并导入双曲正弦形式的Arrhenius方程,获得了以ZenerHollomon参数表示的本构方程,建立了流变应力与变形温度、变形速率之间的关系,为该合金热加工工艺的制定提供指导,同时得出该合金的热变形激活能为154.2 kJ·mol~(-1)。利用DMM加工图理论与Prasad失稳准则,通过叠加功率耗散图与失稳图绘制出不同变形程度下5A06合金的加工图。随着变形程度的增大,加工图中的失稳区增大。在安全加工区域内,变形速率为5～10s~(-1)时功率耗散率值最大,为32%～38%,是最佳的热加工区间。     

粗晶Ti40合金超塑性变形时的动态软化行为研究

采用单向拉伸试验对粗晶Ti40合金进行了超塑性能测试,并结合TEM和EBSD分析技术研究了该合金超塑性变形过程中的动态软化行为及机制。结果表明：粗晶Ti40合金在所选实验条件下具有良好的超塑性能并在840oC、1×10-3s-1条件下获得最大延伸率436%;基于形变Z因子和断裂延伸率并结合微观组织分析可将变形条件划分为无超塑性、动态回复、动态再结晶三个区域;分别基于Sellars模型和KM方程建立了Ti40合金超塑性变形的动态再结晶临界应变模型和位错密度演变模型;粗晶Ti40合金超塑性变形过程中的动态回复以位错运动—位错胞—多边形化—形成亚晶的机制为主;动态再结晶机制主要为亚晶持续转动导致大角度晶界形成的连续动态再结晶。     

TC4超塑性变形行为和再结晶

通过单向恒应变速率拉伸试验和金相显微组织观察研究了TC4钛合金在不同温度、不同应变速率下热变形过程及其变形前后的组织变化。获得了应变速率敏感性指数m的最值,得出最佳热变形参数、最佳应变速率和最佳变形温度,并分析了应变速率对伸长率的影响。