TA15钛合金板材单向拉伸超塑变形行为研究

采用TA15钛合金板材,研究了在860～980℃,8.3×10-4～1.7×10-3s-1条件下进行的超塑拉伸性能。结果标明:随着变形温度的升高,延伸率先增加后降低;在940℃、应变速率为1.7×10-3s-1、垂直轧制方向获得最大延伸率为1370%。随着变形温度的升高和拉伸速度的降低,等轴α晶粒尺寸增大。变形温度为940℃时诱发次生α相的析出,少量的层片组织对提高延伸率具有一定的作用。     

TA32钛合金板材的超塑性性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金在950℃,初始变形速率在5.32×10-4~2.08×10-2s-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,不同应变速率条件下,板材的流变应力曲线特征和显微组织演变呈现显著不同。在应变速率较低条件下(5.32×10-4 ~3.33×10-3s-1),拉伸真应力-应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的板材中初生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-应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直到断裂,变形后的板材中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸与低应变速率条件拉伸的板材相比显著细化。在950℃下,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5.32×10-4s-1时,板材具有最佳的超塑性性能,拉伸延伸率可达519%。断裂区分析发现,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。     

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。     

应变速率对Q&P钢拉伸变形行为的影响

以汽车用先进高强度Q&P钢为研究对象,分析了应变速率对Q&P钢拉伸性能及变形行为的影响。结果表明,随应变速率增加,Q&P钢的强度增加,断裂延伸率则呈先下降(10-4s-1～10s-1),后上升至峰值(8×10s-1),之后再下降(102s-1～103s-1)的趋势。变形过程中强度的增加可能同形变回复受限,位错运动受阻有关。而断裂延伸率的变化主要与不同应变速率下Q&P钢中残余奥氏体向马氏体转变(即TRIP效应)有关。     

Ti-55钛合金板材的超塑性变形及组织演变

研究了Ti-55钛合金板材在应变速率为8.30×10~(-4)～1.32×10~(-2)s~(-1)、变形温度885～935℃条件下的超塑性拉伸变形行为和显微组织演化。结果表明:细晶Ti-55钛合金板材表现出良好的超塑性,在温度925℃和应变速率为6.64×10~(-3)s~(-1)条件下,最大延伸率可达987%,即使在1.32×10~(-2)s~(-1)的高应变速率条件下也获得了872%的断裂延伸率。在应变速率不变的条件下,变形温度的升高,动态再结晶程度增大,有利于细小等轴的α相晶粒发生相转变。变形速率的不断降低,α相晶粒容易聚集并长大,α相含量减少,β相含量增加,材料塑性反而有所下降。此外,在超塑性变形的过程中,变形区域晶粒长大速度要大于夹头区域,随着变形程度的增大,α相的含量也随之减少,Ti-55材料的变形能够促使晶粒的聚合长大和α相的相转变。     

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。     

TC18钛合金热加工图构建、分析及有效性验证

基于动态材料模型,建立了TC18钛合金的热加工图,分析了能量耗散率、非稳定参数和热加工图随应变速率、变形温度的变化规律。结果表明,在800~900℃范围内,应变速率对TC18钛合金的热变形能量分配影响较为显著。不同应变下的能量耗散率峰值对应的变形工艺参数均为变形温度800~820℃、应变速率5×10-4~1×10-3s-1,该参数即为TC18钛合金等温压缩变形的最佳工艺参数范围。随着应变增大,820℃/1×10-2s-1附近的非稳定变形区域逐渐缩小,当应变达到0.3时消失;而(860~900)℃/(1~10)s-1的非稳定区随应变增大而逐渐扩大,并向低温区域扩展。     

铸态AZ31镁合金的超塑性性能及流变应力

研究连铸镁合金AZ31单向拉伸行为.结果表明在300～450℃,应变速率ε低于1.0×10-3 s-1的情况下,镁合金ZA31开始表现出超塑性.在400℃,应变速率ε为4.25×10-4 s-1时,延伸率达到了200%,应变速率敏感性指数m为0.41.用光学显微镜观察了变形前后的拉伸式样的微观组织,表明试样的初始晶粒尺寸约为20μm,在变形之后颈缩区域的晶粒长大现象不是很明显,晶粒沿着变形方向有所伸长,但晶粒形状基本保持为等轴状.     

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。     

铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能

研究了铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能和变形机制.在300~450℃条件下,分别以恒定拉伸速率10-3 s-1和10-2 s-1进行拉伸至失效试验,在真实应变率为2×10-4~2×10-2 s-1的范围内进行变应变率拉伸试验.当拉伸速率为10-2s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过100%;当拉伸速率为10-3 s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过200%,该条件下的应力指数n≈3,蠕变激活能Q=148.77 kJ·mol-1,变形机制为溶质牵制位错蠕变和晶界滑移的协调机制.通过光学金相显微镜和扫描电子显微镜观察显示试样断口处存在由于发生动态再结晶和晶粒长大而形成的粗大晶粒,断裂形式为空洞长大并连接导致的韧性断裂.