宝钛股份2006年生产经营状况及2007年发展

研究了Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金在900～1020 ℃,3.3×10-4～3.3×10-2 s-1条件下进行的超塑性拉伸性能结果表明:除温度900 ℃,应变速率3.3×10-2 s-1外,合金都显示出超塑性,延伸率范围为105%～1570%,最佳变形温度为980 ℃,最佳应变速率为3.3×10-4 s-1,在此条件下拉伸时,延伸率达到最大值1570%.应变速率对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金的组织演化有显著影响.在较高应变速率下变形,α2相尺寸先随温度升高至940 ℃有所减小,之后则随温度的升高有所粗化;而在较低的应变速率下变形,α2相呈粗化且不均匀的趋势,高的延伸率与大晶粒周围镶嵌许多小颗粒能有效协调变形.     

供应态LC9铝合金的超塑性试验研究

通过拉伸实验研究了供应态LC9铝合金经退火处理后的超塑性变形特性.在初始应变速率3.3×10-4 s-1,拉伸温度410～510℃时,合金均具有超塑性,平均伸长率为106%～181%.最佳超塑性温度为450℃,最佳初始应变速率为3.3×10-4 s-1,在此温度和应变速率条件下,合金平均伸长率达到181%,m值为0.41,流动应力仅为14.4MPa.显微组织和断口观察表明,在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,再结晶晶粒等轴、细小、均匀.空洞在晶界处形核、长大,最后连接,导致试样断裂.     

Ti60高温钛合金的超塑性拉伸行为及组织演变

通过高温拉伸试验研究了Ti60合金在940~1000℃、6.7×10-5~3.3×10-2s-1应变速率条件下的超塑性变形行为及组织演化规律。结果表明:Ti60合金具有较宽的超塑性变形温度及应变速率范围,在上述所有实验条件下都具有超塑性,伸长率220%~527%。最佳超塑性拉伸变形条件为980℃、3.3×10-4s-1,在此条件下,该合金伸长率达到最大值527%。在超塑性拉伸过程中,有晶界滑动、晶内变形、动态再结晶及扩散蠕变等过程发生,试样变形区由于发生动态再结晶,原始条状初生α相明显等轴化。     

供应态LC9铝合金的超塑性试验研究

通过拉伸实验研究了供应态LC9铝合金经退火处理后的超塑性变形特性。在初始应变速率3.3×10-4s-1,拉伸温度410～510℃时,合金均具有超塑性,平均伸长率为106%～181%。最佳超塑性温度为450℃,最佳初始应变速率为3.3×10-4s-1,在此温度和应变速率条件下,合金平均伸长率达到181%,m值为0.41,流动应力仅为14.4MPa。显微组织和断口观察表明,在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,再结晶晶粒等轴、细小、均匀。空洞在晶界处形核、长大,最后连接,导致试样断裂。     

应变速率对电场处理GH4199合金拉伸变形行为的影响

研究了电场处理后的长期时效GH4199合金在不同应变速率下的拉伸变形行为.结果表明,随应变速率增加合金屈服强度升高,应变速率低于3.3×100 s-1时,应变速率敏感指数m值较低且随应变速率的增加无明显变化;当应变速率超过3.3×100 s-1时,m显著升高,当应变速率为3.3×101 s-1时,m达到0.16;随应变速率增加合金拉伸塑性呈下降趋势;在较低应变速率范围内变形时,电场处理后产生的退火孪晶是改善合金塑性的主要因素,随着应变速率的提高,晶内开动的滑移系数量增加,塑性变形能力随之提高,但存在于合金晶界处的连续分布的碳化物对晶界的弱化作用逐渐显露,晶界与晶内塑性变形能力差异增大,晶界成为断裂的主要途径,导致合金塑性降低.     

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。     

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。     

工艺参数对粗晶Ti2AlNb合金超塑性行为的影响

研究了粗晶状态(200～800μm)的Ti-22Al-25Nb合金在1213～1263 K温度范围内和3.3×10-4～3.3×10-2s-1初始应变速率范围内的超塑性性能与变形工艺参数之间的关系,探讨了温度和应变速率变化对合金延伸率的影响规律,并根据合金在变形过程中的流变应力变化对合金的本构方程进行了求解。结果表明,在上述条件下粗晶状态的合金也表现出一定的超塑性,较佳变形温度为T=1238 K,较佳初始应变速率为3.3×10-4s-1,延伸率达到370%,合金的延伸率随应变速率的降低而增大。通过对合金变形过程相关数据进行计算,合金的热变形激活能为759.918 kJ/mol,合金的变形机制主要表现为动态再结晶和新相长大。     

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10~(-3)~1.00×10~(-1)s~(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10~(-3)s~(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。     

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。