LZ61镁锂合金热变形行为及微观组织研究

通过熔炼得到了铸态LZ61镁锂合金,对其进行了热压缩变形行为研究,分析了变形温度及应变速率对其热变形行为的影响,并建立了本构方程。结果表明,合金的应变速率敏感指数m=0.218,平均热变形激活能Q=99.21kJ/mol,合金的流变曲线均属于动态再结晶型,流变应力随着温度升高(应变速率降低)而减小。温度及应变速率对合金的动态再结晶影响显著;显微组织的变化证明了动态回复和动态再结晶的发生。铸态合金组织由α-Mg相基体及弥散分布在晶界上的β相组成。经热压缩后,在相同温度下,随着应变速率降低,组织由粗细相间的晶粒转变为细小均匀的再结晶晶粒。在同一应变速率下,随着温度升高,再结晶区域逐渐增大,晶粒明显细化。     

轧制变形量及轧后退火对LZ91镁合金板材显微组织和耐腐蚀性能的影响（英文）

研究轧制变形量和轧后退火工艺对Mg-9Li-1Zn(LZ91)合金显微组织和耐腐蚀性能的影响。采用冷轧变形工艺制备轧制压下量分别为50%和75%的LZ91镁合金板材,然后在200℃下退火1 h。采用光学显微镜和扫描电子显微镜观察合金的显微组织,用X射线衍射仪测定合金中的相组成。结果表明,LZ91镁合金由α-Mg、β-Li和Mg-Li-Zn三元化合物(MgLi2Zn和MgLiZn相)组成。退火过程中β-Li相发生动态再结晶,合金晶粒细化。腐蚀试验表明:轧制变形和轧后退火能显著改善LZ91合金的耐腐蚀性能,75%冷轧退火LZ91镁合金具有最好的耐蚀性。     

LZ91镁锂合金板材的超塑性气胀成形研究

本文利用热拉伸实验、气胀成形实验、金相分析和扫描电镜观察,研究LZ91镁锂合金板材的超塑性、气胀成形性能及其组织结构。结果表明:在热拉伸变形温度为573 K、应变速率为0.001 s-1时,其伸长率可达343.7 %,应变速率敏感指数为0.697,轧制态的LZ91合金板材表现出优良的超塑性;在胀形温度573 K,胀形气压0.06 MPa条件下,板材成形高度为51.14 mm,高径比达1.279,说明该镁锂合金板材具有良好的超塑性成形潜力;在热拉伸变形和超塑性气胀成形过程中,均有动态再结晶现象产生,可有效提高该合金的塑性成形能力;在拉伸断口和胀形件破裂处断口均存在典型的超塑性空洞形貌特征,说明两者的主要变形机制均为晶界滑移,且合金超塑性失效的主要原因是空洞的长大和连接。     

钛合金体育器械的超塑性变形行为研究

对钛合金体育器械进行了超塑性变形行为研究,分析了不同变形温度和应变速率下合金的断后伸长率、显微组织的变化规律,并分析了超塑性变形机理。结果表明,变形温度的升高或应变速率的降低可使得试验合金的断后伸长率增加,不同温度和应变速率下合金的断后伸长率都超过了100%;随着变形温度的升高,合金中α相的数量逐渐减少,形态也逐渐从沿变形应力方向拉长的长条状向短棒状或者等轴状转变;随着应变速率的降低,合金中α相的尺寸逐渐增大,且β晶粒逐渐从沿应力方向拉长状转变为等轴状,β相小角度晶界数量也呈现逐渐减少的趋势;试验合金超塑性变形的主要机制为位错运动,而少量再结晶晶粒的产生并不是超塑性的主要机制。     

LA91超塑性变形力学性能研究

以LA91双相镁锂合金板材为研究对象,在不同温度(423、473、523、573和623 K)、不同应变速率(5×10-4、1.5×10~(-3)、4.5×10~(-3)和1.35×10-2s~(-1))条件下进行超塑性拉伸试验。结合真应力-应变曲线分析LA91超塑性变形行为。结果表明,提高变形温度或降低应变速率,LA91的伸长率增大,流变峰值应力减小,从250 MPa降至30 MPa。其中,在初始应变速率为1.5×10~(-3)s~(-1)、变形温度为623 K条件下伸长率最大为187.04%,具有明显的超塑性特征。基于超塑性本构方程得LA91的应变速率敏感指数为0.41,变形激活能为92.93 k J·mol~(-1),其超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑动。研究结果为LA91双相镁锂合金板材的塑性加工与应用提供了科学依据。     

Mg-Gd-Y-Zr合金热轧板材的粗晶超塑性行为与微结构

对初始晶粒度为66μm的轧制板材在不同温度和不同变形速率下进行超塑性拉伸实验,研究Mg-Gd-Y-Zr合金粗晶热轧板材的超塑性行为与微结构特征。在温度为435℃、应变速率为5×10-4s-1的变形条件下获得的最大伸长率为380%,应变速率敏感系数为0.56。合金的表观变形激活能高于镁的晶界扩散激活能或晶格扩散激活能;合金的超塑性变形机制为晶格扩散控制的位错协调晶界滑动机制。微结构分析结果表明:第二相钉轧晶界,较软的不规则块状的β相承受了部分塑性变形。     

T型通道挤压变形Mg-1.5Mn-0.3Ce合金的超塑性和组织演变

采用T型通道挤压(TCP)对Mg-1.5Mn-0.3Ce合金(质量分数,%)进行了4道次热挤压变形,其平均晶粒尺寸由原始轧制态的35μm细化至2μm;TEM观察表明,经TCP变形后细小的第二相粒子Mg_(12)Ce弥散分布于晶内及晶界处.变形合金在573—673 K及1×10~(-1)—4×10~(-4)S~(-1)应变速率范围内显示良好的超塑性变形;在温度为673 K及3×10~(-3)s~(-1)条件下,得到最大的断裂延伸率为604%,应变速率敏感系数m为0.36.超塑性变形后断裂区域显微组织观察表明,Mg 1.5Mn-0.3Ce合金超塑性变形的主要机制为晶界滑移,在较高温度、较低应变速率条件下超塑性变形时出现晶内滑移现象,作为超塑性变形的协调机制促进晶界滑移,随应变速率的降低或温度的升高晶内滑移越明显.     

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金的高温塑性变形行为及热加工图

采用Gleeble-1500热模拟试验机进行等温恒应变速率热压缩实验，探究了Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金在应变速率为0.1～10 s^-1、变形温度为1173～1323 K及最大变形量为60%条件下的高温塑性变形行为。探究了工艺参数对真应力-真应变曲线的影响，采用Arrhenuis模型构建了耦合应变的本构方程，基于动态材料模型及Babu流变失稳准则构建了热加工图。结果表明，Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金的流动应力随应变速率的减小及变形温度的增加呈下降并趋于平稳的趋势，且温度敏感性在低温区比高温区强。真应力-真应变曲线在变形温度1173～1273 K下的α+β相区呈现出动态再结晶特征，在变形温度为1323 K的β相区呈现出动态回复特征。建立的耦合应变的Arrhenuis本构方程具有较高的预测精度。利用Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金热加工图，确定了该合金最优塑性变形工艺参数为变形温度为1230～1323 K和应变速率为0.1～0.816 s^-1。     

供应态2B70铝合金超塑性试验研究

试验研究了供应态2B70铝合金经普通退火处理后在不同变形工艺下的超塑性变化规律.结果表明:采用3.3×10-4 s-1的初始应变速率,在360℃～490℃的拉伸温度范围内2B70铝合金具有一定的超塑性.450℃为合金的最佳超塑性拉伸温度,3.3×10-4 s-1为最佳初始应变速率,在最佳超塑性条件下合金的最大伸长率达到193.3%,流动应力为13.94 MPa.在超塑性拉伸过程中,由于不断发生动态回复及再结晶,晶粒趋于明显细化和等轴化.合金的超塑性变形是以晶界滑移为主的变形机制,在较低拉伸温度及较高初始应变速率下晶界滑移痕迹较少,表现出明显的晶间断裂特征.     

高应变速率轧制ZK60板材的超塑性行为

研究高应变速率轧制ZK60镁合金板材在523~673 K、1×10-3~1×10-1 s-1初始应变速率下的超塑变形行为及其特征。研究发现:轧制态ZK60板材在648 K、1×10-3 s-1拉伸时,可获得最大伸长率650%,应变速率敏感性指数高达0.53;在623 K、1×10-2 s-1拉伸时,可获得伸长率584.5%,应变速率敏感性指数为0.47,呈现出较好的高应变速率超塑性。微观组织与理论分析表明:ZK60合金板材在高应变速率下的超塑性变形过程中主要的变形机制为晶界滑移机制(GBS),主要协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变,同时还伴有一定程度的液相辅助协调机制。