TiAl基合金超塑性变形的力学行为研究

采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48Al-2.3Cr-0.2Mo(at%)合金的超塑性变形力学行为,并根据计算得到的变形激活能,结合超塑性变形的流变曲线形态,对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析。超塑性拉伸试验分别在800~900℃区间和950~1100℃区间和应变速率ε=1×10-35×10-5 s-1的条件下进行。结果表明,变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段。在950~1100℃区间,加工硬化现象显著。当T>1025℃或ε≤5×10-4 s-1时,应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态,并且随着变形温度升高和应变速率降低,加工硬化阶段增长。原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因。在800~900℃区间,应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52~0.67之间,超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol,晶界扩散是超塑性的速率控制机制。在950~1100℃区间,m的最佳值在0.63~0.77之间,超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol,晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制。     

ZA22合金半固态超塑性

对ＺＡ２２合金超塑态组织，空冷组织，淬火组织进行拉伸试验研究，结果表明，在适宜的组织，温度、形变速率条件下，ＺＡ２２合金具有半固态超塑性，此时应变速率敏感系数ｍ值为０．４９，晶界微熔为超塑性产生创造了有利的条件。     

超塑性变形Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金的室温机械性能

亚稳β型Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金(Ti—15—3)即使原始晶粒粗大(15～170μm),在β相变点附近也可出现超塑性\ 现象,但超塑变形中几乎见不到普通超塑合.金常见的空穴的形成.一般认为,这是因为在β相交点附近变形时优先产生动态回复,形成亚晶粒组织,晶界滑移作用较小所致.这种回复组织通过时效处理,室温抗拉强度可达1900MPa,延伸率也有10%.因此有望通过起塑性变形提高合金的室温机械性能.下面研究Ti—15一3合金超塑变形后的机械性能.     

被驯服了的金属—超塑性合金（二）

超塑性合金的类型 目前,已经发现200多种合金具有超塑性,它们的延伸率大都在500％～2000％之间。这些具有超塑性的金属,既有有色金属,也有钢铁材料。铝基合金、钛基合金、铜基合金、是一些国家研究的重点,其中锌铝合金是代表,研究得最早、最成熟,在工业上的实际应用也最广泛。已经发现的200多种超塑性合金,尽管成分,、组织状态等有很大不同,但按其变形特性可以分成两类:微晶超塑性合金和动态超塑性合金(亦称相变超塑性合     

ZnA122合金超塑性气压胀形加压规律的研究

在Ｂａｃｋｏｆｅｎ流体方程σ＝Ｋε＾ｍ的基础上，利用变形能等效的思想建立了一种超塑性气压胀形加压方法，试验结果证明，该方法合理可行。     

共晶NiAl—9Mo合金的超塑性行为

研究了共晶 ＮｉＡｌ－９Ｍｏ合金的超塑性行为及其变形机制．该合金的微观组织由 ＮｉＡｌ以及 ＮｉＡｌ和α－Ｍｏ共晶体组成．在 １３２３－１３７３ Ｋ温度区间,以 ５.５５×１０－５－１．１１×１０－４ ｓ－１的应变速率拉伸变形时,表现出超塑性行为,最大延伸率达到 １８０％,应变速率敏感性指数达到 ０．５６．超塑性的变形机制为初生 ＮｉＡｌ基体的晶界滑动,断裂起源于超塑性变形过程中产生的孔洞．     

热变形TiAl基合金的超塑性行为

采用包套锻复合热机械处理技术,在Ti-33Al-3Cr合金中得到了平均名义晶粒尺寸为1μm的热变形显微组织材料在1000—1075℃及10×10－6—8×10－3S－1的应变速率范围内显示良好的超塑性,其应变速率敏感系数高达0．9;热激活能仅为250kJ／mol．在1075℃及8×10－5s－1下得到517％的超塑性拉伸延伸率．获得高的超塑性拉伸值的机理是,动态再结晶导致应变速率硬化     

TiAl基合金超塑性变形的力学特征

研究了Ti-33Al－3Cr－0.5Mo（％）合金的高温拉伸力学性能。研究发现,在950℃下．合金试样就表现出了超塑性变形特征;在1000℃下,初始应变速率范围为2．0×10(－4)～6.0×10(-4)s(-1)时,试样的延伸率均大于200％．且最大延伸率为305％,相应的应变速率敏感性指数在0.33～0．57之间。对显微组织的分析结果表明,合金试样在超塑性变形过程中形成了大量孔洞,孔洞的连接是造成试样断裂的重要原因。     

Zn—10Al合金超塑变形的研究

用恒载荷蠕变法研究了Ｚｎ－１０Ａｌ合金的超塑变形特性，测定了Ｚｎ－１０Ａｌ合金的应变速率敏感指数ｍ值和超塑变形激活能Ｑ值。     

粉末高温合金超塑性研究

文章对FGH96合金的超塑性进行了研究,研究表明, HIP+HIF 态FGH96合金具有较好的超塑延性,在变形温度为1050℃初始应变速率为1.67×10-3s-1时,超塑延伸率达到825%.HIP+HIF态和HIP态 FGH96合金在相同实验条件下进行等温压缩变形时,HIP+HIF态FGH96合金流动应力明显降低.微观组织分析表明,合金在超塑变形过程发生了明显的动态再结晶,使HIP+HIF态FGH96合金在超塑变形过程获得了超塑变形所需要的稳定、等轴的细晶组织.文章研究结果为实现粉末高温合金盘件超塑性等温锻造奠定了基础.     

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.     

定向凝固NiAl合金的超塑性行为

研究了定向凝固NiAl合金NiAl-25Cr、NiAl-15Cr、NiAl-27Fe-3Nb和NiAl-5Mo-0.5Hf的超塑性行为及其变形机制.结果表明: 合金在一定的变形条件下均表现出超塑性行为, 位错的滑移和攀移行为提供了主要的应变量; 超塑性变形过程中的稳态流变源于变形过程中所发生动态回复或再结晶产生的软化与应变硬化的平衡; 动态回复或再结晶过程一方面在晶粒内部削弱了位错滑动的阻力, 另一方面协调了晶界之间的变形, 使合金以超塑性方式变形.