SPZ钛合金超塑性变形后的微观组织研究

研究了SPZ钛合金的超塑性变形及其变形前后的显微组织。研究结果表明,大塑性变形后,SPZ合金轧棒组织为利于超塑性的细小均匀的等轴组织。SPZ合金在740℃～800℃之间具有超塑性,在760℃,初始应变速率为1.11×10~(-3)s~(-1)时,合金的最大超塑延伸率可达2149％；应变速率为1.11×10.~(-2)s~(-1)时,超塑延伸率仍可达1380％。超塑性变形后的晶粒尺寸比变形前粗大,变形温度越高,晶粒长大程度越大。变形前合金的晶粒尺寸为0.89μm；应变速率为2.22×10~(-3)s~(-1)时,在740℃,760℃,780℃变形后晶粒尺寸分别为1.51μm,2.33μm,3.21μm。SPZ合金超塑性变形的微观机制足以晶界滑动为主,晶内变形以及位错蠕变起协调作用。合金超塑性变形与类流态的关系还有待深入研究。     

全片层γ-TiAl合金显微组织对断裂行为的影响

通过SEM原位拉伸研究了全片层Ti-46．5Al-2．0Cr-1．5Nb-1.0V合金的显微组织与断裂行为的关系。通过热处理手段获得可区分晶粒尺度和片层厚度的全片层组织。研究表明，随着晶粒尺度的增大，裂纹扩展路径由平直变得曲折，断裂方式由沿片层界面和沿晶断裂变为穿片层断裂。随着片层厚度的减小，韧带的刚性增强，塑性变形减小，增韧效果得到改善。在全片层组织中，微裂纹在α2/γ片层界面形核。     

近γ组织TiAl合金的超塑性

研究了近γ组织TiAl合金在温度为950℃～1075℃,应变速率为2×10-4s-1～8×10-5s-1的超塑性行为。结果表明,该合金在上述试验条件下表现出优越的超塑性,拉伸延伸率最高达到570%。在温度高于1000℃及应变速率不大于17×10-4s-1时,应变速率敏感指数均高于05,最大值接近08。该合金超塑性变形的表观激活能为302kJmol,超塑性变形机制被认为是晶内滑移协调晶界滑动。     

一类易变形的含锰β凝固γ-TiAl合金热物性参数分析

材料的导热和膨胀性能是影响其应用的重要因素,本文以低成本、易变形的Ti-42Al-5Mn合金（原子分数,下同）为研究对象,研究了钨、硼微合金化对合金的热扩散速率、热导率、热膨胀性等热物性参数的影响。结果表明,随着W含量提高至1.0 at.%,合金的热扩散率稍有降低,反之B含量提高至0.3 at.%,合金的热扩散率略有增加。W添加降低合金导热性能与其增加组织中βo相含量有关。对于β凝固γ-TiAl合金,γ、α2、βo三相导热能力大小顺序应为γ＞α2＞βo。而B提高合金的导热性能与B在合金中形成的含B第二相粒子有关。W对合金线热膨胀性影响较小,在100~300℃范围内,随着W含量提高至1.0 at.%,合金的平均线膨胀系数稍有降低,相反在更高温度时的影响逐渐减小。TiAl合金的热膨胀系数数值与铸铁相当,低于钢铁、镍基高温合金等材料,在制造诸如活塞这类要求热膨胀系数很低的部件时具有一定的应用价值。     

γ-TiAl合金的空蚀行为

利用超声振动空蚀试验设备研究了具有单相γ-TiAl组织的Ti-50Al合金的空蚀行为，借助于SEM分析了其空蚀表面，并用洛氏硬度仪模拟空蚀过程中微射流所产生的局部载荷对Ti-50Al合金的作用，测量了其在加载过程中的变形能。结果表明：Ti-50Al合金具有优异的抗空蚀性能，空蚀26h后的累积体积损失量仅为0．926mm^3。该合金优异的抗空蚀性能归因于其在局部载荷作用下有较高的变形能和加工硬化能力。Ti-50Al合金的空蚀是由于晶界阻碍变形,造成应力集中，使裂纹沿晶界形成，导致材料沿晶剥落。     

γ-TiAl合金中片层组织取向的控制

γ-TiAl合金是应用前景广泛的轻质高温结构材料,其全片层组织性能具有明显的各向异性.籽晶法定向凝固利用具有特定片层取向的籽晶材料使高温α相沿<110>方向生长,获得与生长方向平行的定向全片层组织;改变凝固路径法则通过在凝固组织中获得全β相生长,使最终片层组织与生长方向呈0o和45o夹角.本文综述了两种方法控制TiAl合金片层取向的原理及其研究进展,讨论了合金成分、凝固参数对片层取向控制过程的影响.针对国内外γ-TiAl合金定向全片层组织制备的现状,提出了需要进一步研究的问题.     

激光熔化沉积制造γ-TiAl合金的组织与性能

通过激光熔化沉积制造技术成功制备了X×Y×Z（40 mm×5 mm×60 mm）的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金沉积样品。利用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、透射电子显微镜（TEM）和背散射衍射（EBSD）分析了沉积样品的显微组织、相组成、晶粒取向及断口形貌;利用维氏硬度计测量了沉积样品不同位置上的硬度分布;利用拉伸机测量了沉积样品在Z向的拉伸性能。 结果表明,在最佳工艺参数条件下获得了成形良好的沉积样品,经过渗透检测后发现表面无裂纹。沉积样品的显微组织由γ+α2组成的层片状晶团及少量块状γ-TiAl相组成。在沉积状态下,沿试样Z方向的室温拉伸强度为425MPa,延伸率为3.3%。拉伸试样的断口形貌为准解理断口。     

大晶粒FeAl合金超塑性变形的显微组织演变和变形激活能

本文对大晶粒ＦｅＡｌ金属间化合物塑性变形的微观组织演变进行了研究，并测定了其超塑性变形激活能，显微组织分析表明，合金的超塑性变形是一个晶粒变形，内部形成亚晶界，进而亚晶界向晶界转换，从而使晶粒得以细化的过程，Ｆｅ－３６．５Ａｌ，Ｆｅ－３６．５Ａｌ－１Ｔｉ和Ｆｅ－３６．５Ａｌ－２Ｔｉ合金变形激活能的测定值分别为３７０，２９０和２６０ｋＪ．ｍｏｌ＾－１大大低于其他的ＦｅＡｌ基合金蠕变激活能，表明超塑性     

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。     

真空自耗电弧熔炼γ-TiAl合金铸锭凝固组织模拟

采用CAFE模型对真空自耗电弧熔炼γ-TiA1合金铸锭凝固组织进行了数值模拟,在CAFE模型中分别采用高斯分布连续形核模型和扩展KGT模型描述晶粒形核和枝晶尖端生长速率.研究了熔炼速率、界面传热系数和形核参数对铸锭凝固组织的影响.结果表明,增大熔炼速率或者增大最大形核密度,均有利于促进等轴晶形成,抑制柱状晶晶粒长大;增大平均形核过冷度或者增大界面传热系数,均有利于促进柱状晶的形成和晶粒长大;标准方差过冷度对铸锭凝固组织几乎没有影响.     

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。     

LD钢超塑性压缩变形参数与金相组织

通过对ＬＤ（７Ｃｒ７Ｍｏ３Ｖ２Ｓｉ）模具钢起塑性压缩变形后的金相组织观察研究，分析了变形参数、原始组织对变形后金相组织的影响。     

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。     

半固态5083铝合金压缩变形行为及组织特性

采用Gleeble 3500热模拟试验机,分别对铸态和SIMA法制备的半固态5083铝合金压缩变形行为进行了研究,并结合压缩后的宏观形貌和显微组织对液相的流动规律进行了分析。结果表明,变形温度和应变速率是影响5083铝合金半固态坯料热压缩变形的两个重要参数;在半固态温度区间压缩变形时,铸态坯料整体应力水平明显高于SIMA法制备的半固态坯料;而在固态温度区间内高温压缩变形时,二者流变应力曲线特征相似,半固态坯料没有明显优势;两种不同状态5083铝合金固液两相区压缩变形时,存在3个典型变形区域,半固态组织中液相均匀分布于晶粒晶界处,而铸态组织中液相分布位置极不均匀,半固态5083铝合金压缩变形后试样的致密度和均匀性优于铸态材料。     

大晶粒7050铝合金的超塑变形行为研究

对7050铝合金进行固溶处理,随后在应变速率为1.0×10-4～1.0×10-1 s-1,温度为420℃及460℃的条件下进行拉伸测试。采用光学显微镜、扫描电镜及背散射技术对变形后的试样进行了检测。结果显示,在应变速率为1.0×10-1 s-1且温度为460℃时,铝合金具有最大的超塑性,伸长率达273%;在此变形条件下,塑性变形过程基本处于稳定状态,应力保持不变。微观组织从粗大晶粒变为双峰结构,并继续转变为接近均匀的细晶粒;随着超塑性应变的增加,动态复原过程从动态再结晶与动态回复转向完全动态再结晶。     

H62黄铜超塑性压缩变形的力学特性

通过压缩试验，研究了供应态Ｈ６２黄铜棒材的表现出的超塑性变形的力学特性。在温度６５０－８００℃，卡头速度０．００４６－０．５３７ｍｍ／ｓ范围内，在４ｔ载荷下可获得最大真应变εｍａｘ在２．３以上，当变形温度为７００℃，卡头速度为０．００４６ｍｍ／ｓ时，εｍａｘ可达２．９１，流动应力为０．８０ＭＰａ。金相显微组织观察表明变形过程中发生动态再结晶。     

45钢在不同相区形变热力学行为和显微组织特征

对45钢进行不同温度、应变率和变形量热拉伸形变(拉断)后空冷实验,研究了45钢形变温度、应变率、变形量与形变热力学行为和显微组织变化的相互关系.结果表明:将45钢加热到830℃完全奥氏体化后,再分别冷却,在800℃形变,奥氏体发生动态再结晶.在760℃以两种应变率形变,均发生奥氏体形变诱导铁素体相变.在720℃形变,铁素体发生动态回复,形成亚晶组织.     

TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程

在电子万能拉伸试验机上对TB8钛合金进行了恒应变速率超塑性拉伸试验(变形温度为720~880℃,应变速率为0.000 1~0.01s~(-1)),研究了拉伸流变行为,计算了超塑性拉伸变形激活能和相应的应力指数,建立了TB8钛合金应力-应变本构模型。结果表明,在同一应变速率下,流变应力随变形温度的增加而减少,同一变形温度下,流变应力随应变速率的增加而增加。在变形温度为840℃,应变速率为10~(-4) s~(-1),合金的伸长率最大,为356%;超塑性拉伸变形激活能和应力指数分别为251.25kJ/mol、2.389 5。     

一种新型镍基粉末高温合金等温热压缩过程中的超塑性变形行为研究

基于Gleeble等温热压缩试验,并结合OM、SEM、EBSD等分析手段,研究了一种新型热挤压态第3代镍基粉末高温合金FGH4113A(WZ-A3)在超塑性压缩变形过程中的流动特性和微观组织演化规律。给出了在温度1050、1100℃,应变速率0.001、0.005 s^-1,不同变形量(应变)条件下的超塑性变形行为及其变形机制。结果表明：FGH4113A(WZ-A3)合金在热压缩变形过程中表现出良好的超塑性,未发现孔洞或裂纹;1100℃/0.001 s-1大变形后期(60%～80%变形量)晶粒有长大趋势,其余变形条件晶粒尺寸变化不大;在超塑性压缩变形过程中,累积的位错主要通过动态回复和动态再结晶所湮灭,晶界滑移是发生大变形而未开裂的主要原因。该研究结果为新型的FGH4113A(WZ-A3)合金超塑性等温锻造工艺制定奠定了良好的基础。     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形时的组织演化

利用光学显微镜和扫描电镜对超塑性拉伸后的细晶Ti-6Al-4V合金分别进行了断口形貌分析和组织演化规律研究。结果表明:细晶Ti-6Al-4V合金室温拉伸时,断裂方式为准解理断裂;超塑性拉伸时,试样断裂的主要形式是韧窝-空洞聚集型断裂。在初始应变速率不变的条件下,随着拉伸温度的升高,α相晶粒尺寸增大,β相数量增多,空洞数量减少,且在840℃至930℃拉伸时,α相晶粒仍保持等轴状态,但在较高温度(960℃)拉伸时,α相晶粒被拉长,部分区域出现网篮组织。在拉伸温度不变时,随着初始应变速率的降低,α相晶粒尺寸增大,β相增多,空洞数量减少。高温(960℃以上)拉伸时,β相颗粒具有良好的塑性和较低的硬度,丰富的β相有利于晶界协调滑动,并对空洞的产生具有抑制作用。