Zn-0.66％Cu-0.38％Mn合金的超塑性

本文对一种在固溶体基体上分布有弥散化合物微粒的锌基合金进行了超塑性研究。急冷凝固的Zn-0.66％Cu-0.38％Mn合金经晶粒微细化处理后获得了晶粒平均直径小于10μm的微细晶粒组织。在250～300℃和3×10~(-4)～4×10~(-3)s~(-1)的初始应变速率拉伸条件下,此合金呈现出典型的超塑变彤力学特征。Ⅱ区内的m值约为0.49,延伸率约为300％。250℃时应变速率、流变应力σ及平均晶粒直径d之间符合ocσ~2/d~2关系。在250～300℃温度范围和恒定应力条件下测得此合金的超塑变形激活能为54.2±5.6kJ/mol,与纯锌的晶界自扩散激活能很接近,说明此合金的超塑变形是由晶界自扩散所控制的。     

细晶Ti-6Al-4V合金的超塑性变形行为与组织演变

对不同温度下退火处理后的细晶TC4合金板材进行超塑性拉伸变形,研究该合金在750~850℃,应变速率为3×10-4~1×10-3 s-1条件下的超塑性拉伸变形行为,分析晶粒尺寸、变形温度和β相含量对合金性能的影响。结果表明:退火后的(α+β)型细晶Ti-6Al-4V合金表现出良好的超塑性,并且晶粒越细,最佳超塑性变形温度越低。晶粒直径为2.5μm、β相含量(体积分数)为9.6%的TC4合金在温度为800℃、应变速率为1×10-3 s-1的变形条件下,伸长率最大,达到862%。不同晶粒度合金的应变速率敏感系数m均随变形温度升高先上升后下降,最高达0.61。β晶粒处于α晶粒三叉晶界处,升温或拉伸变形时聚集并沿α晶界长大,形成细长的β晶粒并逐渐变粗大,因此在900℃以上高温下合金的超塑性变形能力降低。     

Ni60Ti40形状记忆合金的热变形行为

为获得Ni₆₀Ti₄₀形状记忆合金热变形的最佳工艺参数,利用等温恒速率热压缩试验研究了在温度为800~1 000 ℃、应变速率为0.005~5.000 s-1条件下Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形行为,通过探究不同变形温度和应变速率对Ni₆₀Ti₄₀合金流变行为的影响创建本构关系,并以动态材料模型为基础构建热加工图。结果表明,Ni₆₀Ti₄₀合金的流变应力随变形温度的升高而减小、随应变速率的升高而增大。温度为900~1 000 ℃、应变速率为0.005~0.500 s-1时,流变应力较快达到稳态,且所需的变形量较少。采用Arrhenius双曲正弦模型构建的Ni₆₀Ti₄₀合金热变形的流变应力本构关系模型可基本准确地预测实际流变应力随工艺参数的变化趋势,计算得到Ni₆₀Ti₄₀合金的平均热变形激活能为213 kJ/mol。Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形有3个稳定变形区和1个失稳区,适宜变形的区域为800~870 ℃/0.005~0.080 s-1、870~950 ℃/0.080~0.500 s-1和950~1 000 ℃/0.050~5.000 s-1;不适合进行热加工的区域为800~850 ℃/0.220~5.000 s-1。     

Ni60Ti40形状记忆合金的热变形行为

为获得Ni₆₀Ti₄₀形状记忆合金热变形的最佳工艺参数,利用等温恒速率热压缩试验研究了在温度为800~1 000 ℃、应变速率为0.005~5.000 s-1条件下Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形行为,通过探究不同变形温度和应变速率对Ni₆₀Ti₄₀合金流变行为的影响创建本构关系,并以动态材料模型为基础构建热加工图。结果表明,Ni₆₀Ti₄₀合金的流变应力随变形温度的升高而减小、随应变速率的升高而增大。温度为900~1 000 ℃、应变速率为0.005~0.500 s-1时,流变应力较快达到稳态,且所需的变形量较少。采用Arrhenius双曲正弦模型构建的Ni₆₀Ti₄₀合金热变形的流变应力本构关系模型可基本准确地预测实际流变应力随工艺参数的变化趋势,计算得到Ni₆₀Ti₄₀合金的平均热变形激活能为213 kJ/mol。Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形有3个稳定变形区和1个失稳区,适宜变形的区域为800~870 ℃/0.005~0.080 s-1、870~950 ℃/0.080~0.500 s-1和950~1 000 ℃/0.050~5.000 s-1;不适合进行热加工的区域为800~850 ℃/0.220~5.000 s-1。     

基于热扭转试验的ME21镁合金热变形行为研究

采用热扭转试验机对ME21镁合金在300~450℃、等效应变速率0.0100~0.0001 s-1范围内进行扭转试验,研究合金的热变形行为,利用Zener-Hollomon参数法通过数学分析构建了ME21合金基于热扭转试验的高温塑性变形的本构方程。结果表明:ME21镁合金在扭转温度450℃,等效应变速率0.01 s-1时,合金在断裂前的扭转圈数可以达到2.5圈,等效应变可达到1.1以上,在此种工艺下可以获得较高的热加工塑性。ME21镁合金在不同温度和不同应变速率下的热扭转过程中,硬化与软化的同时作用使得其流变过程的应力-应变曲线差异较大,扭转变形后均可得到再结晶组织,但是组织的差异也较大,再结晶晶粒尺寸取决于温度补偿应变速率参数Z的大小。合金本构方程为σ=1/0.03159ln{(Z1.547×106)1/2.4302+[(Z/1.547×106)2/2.4302+1]1/2},以此计算的流变应力的预测值与试验值相对误差平均值小于5%。ME21合金热扭转的变形激活能为Q=117.34 kJ·mol-1。     

TA32钛合金板材的超塑性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金板材在温度950℃、应变速率5.32×10^-4~2.08×10^-2 s^-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,在不同应变速率条件下,合金的流变应力曲线特征和显微组织演变显著不同。在应变速率较低(5.32×10^-4~3.33×10^-3 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的合金中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率(8.31×10^-3 s^-1~2.08×10^-2 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直至试样断裂,合金变形过程中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸较低应变速率条件下显著细化。950℃时,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%~519%之间;当应变速率为5.32×10^-4 s^-1时,具有最佳的超塑性,拉伸延伸率可达519%。断裂区形貌分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

TA15钛合金超塑性变形时的组织演变

研究了TA15钛合金超塑性变形后显微组织的演变及变形条件对超塑性变形行为的影响。结果表明:在变形温度为850~950℃、应变速率为1×10-4~1×10-3s-1超塑性拉伸时,TA15钛合金表现出良好的超塑性变形性能,且在900℃,5.5×10-4s-1变形条件下,延伸率最大为803.3%。在应变速率不变的条件下,随着变形温度的升高,α相晶粒尺寸增大,β相含量增加,晶粒仍保持细小、等轴状态。在变形温度一定时,随着应变速率的降低,α相晶粒尺寸增大,β相含量增加。同时变形程度对显微组织有显著影响,拉伸后不同部位的显微组织均有一定程度的粗化,变形程度越大,晶粒粗化的越明显,并伴有α相到β相的转变。变形过程中,加工硬化与变形软化相互竞争,表现为传统超塑变形的稳态流动特征。     

BT25钛合金高温变形行为

对BT25钛合金在温度为950~1 100 ℃,应变速率为0.001~10 s-1条件下的高温变形行为进行了研究,分析了热力学参数对流变应力和微观组织的影响,并以Arrhenius方程为基础,构建了本构方程,最后进行了验证.结果表明:BT25合金在相同温度和应变速率下变形,变形量越大,动态再结晶越充分并细化了晶粒.相同变形量,变形温度越低,应变速率越高,动态再结晶晶粒尺寸越细小;流变应力随应变速率的增加而增加,随变形温度的升高而减小;BT25合金在α+β两相区（950~1 010 ℃）Q=763.51 kJ/mol,β相区（1 040~1 100 ℃）Q=231.36 kJ/mol.      

Ti-5523钛合金热变形流变行为的研究

采用恒应变速率高温压缩模拟实验,对Ti-5523钛合金在应变速率为0.001～5.0 s-1,变形温度为600.900℃条件下的流变应力行为进行了研究,计算了变形激活能及相应的应力指数,建立了合金的应力.应变关系方程.结果表明:在恒温条件下,合金的流变应力随应变速率的增大而增大;在恒应变速率条件下.合金的流变应力随温度的升高而降低;变形激活能和应力指数分别为Q=317.811 kJ·mol-1和n=4.43;可用包含Arrhenius项的Zener-Hollomon参数描述Ti-5523钛合金高温塑性变形时的流变行为.     

TNW700高温钛合金板材超塑变形行为研究

TNW700钛合金是我国自主研发的近α型、可在700℃短时使用的高温钛合金。针对TNW700合金板材在温度为890~950℃、恒应变速率为0.0100~0.0005 s~(-1)下的单向超塑拉伸变形行为进行了研究,利用Zener-Hollomn参数和Arrhenius方程建立了TNW700钛合金的峰值应力本构方程。结果表明:TNW700钛合金的超塑性变形行为与普通钛合金不同,其加工硬化阶段较长,且温度越高、应变速率越低,动态硬化的效果更加明显,远高于再结晶软化程度,晶粒尺寸的增加是导致加工硬化的主要原因。在950℃,0.0005 s~(-1)条件下获得的最大延伸率为933%。所建立的峰值应力方程为σ_p=17.414[1.047(lnε+540210/RT)-46.587],其变形激活能Q=540.21 k J·mol~(-1)。在较低温度条件下变形,在断口附近由于应变速率高和变形温度低的双重作用在晶界三角区产生应力集中使晶界滑移变得困难而导致有孔洞产生。随着变形温度的升高,β相含量和尺寸逐渐增加,高温、高应变速率条件下有次生α相析出,采用电子探针分析(EPMA)发现β晶粒微区成分的变化是次生α相产生的主要原因。     

粉末冶金TiAl基合金高温变形行为

采用等温压缩试验,在变形温度为600～1050℃、应变速率为0.002～0.2s-1的条件下,研究了粉末冶金Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金的高温压缩性能与高温变形行为.结果表明:合金在高温压缩变形时,屈服强度随变形温度的升高、应变速率的降低而降低,塑性趋于升高.合金在高温塑性变形时,峰值流变应力、应变速率和变形温度之间较好地满足双曲正弦函数形式修正的Arrhenius关系,说明其变形受热激活控制.在800～1050℃/0.002～0.2s-1范围内,合金应变敏感系数m为0.152,高温变形激活能Q为376kJ.mol-1.     

新型Ti-6554钛合金热变形行为及热加工图

利用Gleeble-1500热模拟实验机研究了新型Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金在740～950℃,应变速率0. 01～10. 00 s~(-1)条件下的热变形行为。通过真应力-真应变曲线分析了合金在高温变形时的应力随温度及应变速率的变化规律,之后对数据进行回归分析得到了合金的本构方程,最后绘制合金的热加工图并结合微观组织观察研究该合金的热变形机制。结果如下:合金的流变应力对温度和应变速率都十分敏感。在相同的应变速率下,随温度升高,流变应力降低;而在相同温度下,应变速率升高,流变应力也升高。计算得到合金的动态激活能Q为246. 551 kJ·mol~(-1)。高温变形的本构方程为ε=4. 51×10~(10)[sinh(0. 0058σ)]~(4. 85272)exp(-246551/RT)。根据热加工图可知,两相区变形时,合金在温度740～770℃、应变速率0. 01～0. 03 s~(-1)的区域内具有最高的功率耗散系数,达到44%,变形机制为动态回复;β单相区变形时,在温度780～890℃、应变速率0. 01～0. 03 s~(-1)的区域内具有较高的功率耗散系数,为40%,变形机制包括动态回复和动态再结晶。合金的塑性失稳区主要在温度740～900℃、应变速率0. 05～1. 00 s~(-1)的区域内,失稳区内会发生局部塑性流动。     

新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金挤压棒材的超塑性行为研究

文章通过电子背散射衍射(EBSD)、宏观织构(Texture)、扫描电镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等手段研究了一种热挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr棒材的超塑性行为和组织演变。试验结果表明,合金在470～510℃的温度范围和5×10~(-4)～5×10~(-3) s~(-1)的应变速率范围内可以实现合金的超塑性(伸长率≥200%)。在490℃和5×10~(-3) s~(-1)变形条件下,合金的动态软化机制以动态回复为主,但动态软化过程不够充分,随着变形程度的增加,HAGBs占比减小,形变织构强度增加。同时由于Al_3Zr颗粒的存在,可以有效的钉扎晶界和位错,抑制热变形过程中再结晶的发生。此外,通过分析超塑性拉伸数据可知,Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的平均应变速率敏感性指数和平均变形激活能分别为0.2和187.7 kJ/mol。因此,主要的超塑性变形机制是晶格扩散协调的位错攀移。     

Ti—10V—2Fe—3Al合金的热变形行为

本文测试了Ti-10V-2Fe-3Al合金在700～950℃温度范围内,5×10~(-3)s~(-1)～10s~(-1)七个应变速率下的真应力-应变(σε)曲线,分析了变形组织,并对β区动态再结晶的形核机制进行了探讨。结果表明,在β区850～950℃下,应变速率ε=1s~(-1)～10s~(-1)范围内变形时,动态回复是主要软化机制,经计算得:应力指数n=4.1,激活能Q=195kJ/mol;当 ε≤10~(-1)s~(-1)时,有动态回复和动态再结晶两种软化机制,此时n=3.9,Q=157kJ/mol。α+β区变形时,有动态回复和动态再结晶两种软化机制。     

Ti-Al-Nb-W合金的高温变形行为

在Thermecmastor-Z动态热模拟试验机上对Ti-43Al-4Nb-1.4W合金进行高温压缩变形实验,实验温度范围为1 050~1 150℃,应变速率范围为0.001~1 s 1。根据该合金的真应力-真应变曲线,建立合金高温变形的本构方程和热加工图,并对不同变形区域的组织进行分析。结果表明:Ti-43Al-4Nb-1.4W合金高温压缩变形峰值应力与变形条件的关系可用双曲正弦函数来表示,其变形激活能为567.05 kJ/mol,高温变形的本构方程为:ε=3.37×1018.[sinh(0.0043σ)]3.27exp[567.05/(RT)];加工图显示该合金最佳加工区域的应变速率为0.001~0.01 s 1(η范围在40%~55%),在此加工区域内合金发生较明显的动态再结晶和β相的球化。     

生物医用Ti-6Al-7Nb合金高温变形行为研究

为了研究用于外科植入生物材料Ti-6Al-7Nb合金的热变形行为,利用Gleeble 2000热模拟实验机对Ti-6Al-7Nb合金在750～900℃温度范围和0.001～10.000 s-1应变速率范围内进行等温热压缩实验,试验在氩气保护下进行,采用金相显微镜和透射电镜观察热变形后的组织;通过计算变形激活能分析Ti-6Al-7Nb合金在热压缩过程中的变形机制。结果表明:流变应力在经历加工硬化阶段后均表现出流变软化现象,在较低应变速率ε=0.001～0.100 s-1时,材料的软化主要受α相动态再结晶影响;而在较高应变速率ε=1～10 s-1时,材料基本不发生再结晶,其软化是由于钛合金在变形过程中的绝热效应造成的。通过Arrhenius方程计算出合金在750,800,850和900℃下的变形激活能分别为209.25,196.01,194.01和130.40 kJ.mol-1;在750～850℃下的激活能接近于α-Ti的自扩散激活能(200 kJ.mol-1),表明在750～850℃的变形由α-Ti自扩散参与的动态再结晶控制;在900℃下激活能略低于β-Ti的自扩散激活能(160 kJ.mol-1),说明在900℃下的变形机制由β相的动态回复控制。综合考虑变形行为与组织细化因素,温度在750～850℃,变形速率在0.01～0.10 s-1范围为良性热加工区域。     

GH3230高温合金热变形行为及本构模型研究

采用高温拉伸试验研究了GH3230合金在温度1144~1273 K、应变速率1×10-3~1×10-1s-1条件下的热变形行为。计算了变形激活能,并采用Zener-Hollomon参数法构建合金的高温变形的本构关系。结果表明:温度和应变速率对GH3230合金的高温力学性能有显著影响,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。GH3230合金的高温流变行为可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数来描述,热变形材料常数为:A=5.179×1016s-1,a=0.0088,n=3.9893,并计算出合金的平均变形激活能Q=455.203 k J·mol-1,且变形激活能更容易受到应变速率的影响。扫描电镜(SEM)断口分析表明GH3230合金在高温下(1144~1273 K)应变率范围为1×10-3~1×10-1s-1时的拉伸断裂都是由损伤引起的韧性断裂,且温度对断口形貌影响不大,但应变速率增大会使韧窝尺寸和深浅变小。     

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。     

TC17钛合金热流变行为及组织演变机制研究

利用热模拟机对TC17钛合金进行等温压缩试验,变形温度范围为770～950℃,应变速率范围为1×10~(-2)～1×10~1 s~(-1),研究具有片状初始α相组织的TC17合金在α+β两相区和β单相区热变形行为。结果表明,TC17合金有两种不同的流变软化现象,在α+β两相区,高应变速率以及低应变速率下变形时均出现持续软化行为;在β单相区,流变应力达到峰值后迅速降低到一个稳定值,在高应变速率下表现出明显的不连续屈服现象,随后出现振荡,而在低应变速率下真应变对流变应力的影响很小,表现出稳定的流变行为;用Arrhenius正弦方程构建流变应力与变形温度、应变速率的关系,发现α+β两相区的形变激活能随应变的增加从670.1 kJ·mol~(-1)下降到370.1 kJ·mol~(-1),在β单相区,随着应变的增加,形变激活能从301.4 kJ·mol~(-1)下降到239.3 kJ·mol~(-1);TC17合金在α+β两相区的变形机制都是动态再结晶(球化),在β单相区变形时,高应变速率下的主要变形机制是动态回复,而低应变速率下为β相动态再结晶。     

TiC对原位自生钛基复合材料高温变形的影响

通过等温热压模拟试验研究了原位自生5%TiC(体积分数,下同)颗粒增强Ti-1100复合材料在1 000~1 150℃的热变形行为.在不同的温度区间内计算了原位自生5%TiC/Ti-1100复合材料的塑性变形激活能.结果发现,TiC颗粒对钛基材料的热变形行为有明显影响.复合材料的塑性变形激活能在不同的温度区间内变化.在1 000℃,复合材料的表观塑性变形激活能为536 kJ/mol,显著高于纯钛合金的激活能;在1 150℃,计算出的复合材料表观塑性变形激活能为245.2 kJ/mol,略大于纯钛合金的激活能.变形激活能的显著差别显示复合材料的变形机制发生了变化.在此温度区间内,TiC/Ti复合材料的变形机制受到TiC颗粒以及基体中α/β相比例的影响.