工具转速对搅拌摩擦加工Mg-Zn-Y-Zr耐热镁合金超塑性行为的影响

在800～1600 r/min工具转速和100 mm/min固定行进速度的较宽热输入范围内,对6 mm厚的热挤压态Mg-Zn-Y-Zr耐热镁合金板进行搅拌摩擦加工(FSP),获得了由均匀、细小的等轴再结晶晶粒和细小、弥散的Mg-Zn-Y三元W相构成的FSP样品。随着工具转速的增加,FSP样品中W相被显著细化且分布更加弥散,高角晶界(晶界错配角≥15°)比例明显增加,再结晶晶粒被细化。工具转速的增加使超塑性变形的最佳应变速率和延伸率均显著增加,1600 r/min工具转速的FSP样品在1×10-2s-1的高应变速率和450℃的变形温度下,获得了1200%的最大延伸率。通过对超塑性变形数据进行分析和超塑性样品表面形貌观察可以得出,不同转速下所获得的FSP样品超塑性变形控制机制均以晶界滑移为主。随着工具转速的增加,超塑性动力学被明显加速,在1600 r/min工具转速的FSP样品的超塑性动力学与晶界滑移控制的细晶镁合金超塑性本构方程吻合。     

Er、Zr微合金化5083铝合金的超塑性

针对5E83合金(Er、Zr微合金化5083合金),采用超塑性拉伸试验、扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM),探究了Er、Zr微合金元素、晶粒尺寸、变形温度、应变速率对合金超塑性的影响。通过再结晶退火、空冷和水冷的搅拌摩擦加工(FSP),分别获得了晶粒尺寸为7.4、5.2、3.4μm的完全再结晶组织,作为初始状态进行超塑性拉伸。结果表明,初始晶粒尺寸越细小,超塑性伸长率越高。当晶粒尺寸>5μm时,超塑性变形过程晶粒粗化缓慢,细化初始晶粒可显著提高超塑性;而当晶粒尺寸<5μm时,超塑性变形过程晶粒粗化严重,进一步细化初始晶粒对超塑性的提高有限。不同变形温度、应变速率的超塑性拉伸结果显示在变形温度为450～540℃、应变速率为1.67×10^-4～1.67×10^-1 s^-1,超塑性伸长率随变形温度和应变速率的提高呈现先上升后下降再上升的趋势;变形温度为520℃、应变速率为1.67×10^-3 s^-1条件下,水冷FSP态合金获得最大伸长率330%...     

搅拌摩擦加工5086铝合金的微观组织与阻尼行为

采用搅拌摩擦加工(FSP)技术对5086铝合金进行单道次加工,并对材料的微观结构、力学性能、储能模量和阻尼行为进行研究。研究表明,5086铝合金经FSP后,合金中晶粒得到细化,且第二相颗粒数量和位错密度明显降低。经FSP后5086铝合金的伸长率显著提高,其中低转速FSP试样的伸长率为22%,比母材提高了83%;在350℃时,低转速FSP试样的内耗值高达0.068,比母材内耗值高55%;当应变量高于0.06%时,合金中更多的小晶界发生滑移运动,诱发晶界阻尼,使得FSP试样的阻尼性能均明显优于母材。5086铝合金储能模量分别随着温度和应变的升高而增加,且FSP试样的储能模量均明显高于母材。     

结晶7475铝合金超塑性研究的新成果

通过形变热处理能使7475合金的晶粒尺寸细化到6和8μm.在440～545℃、2.8×10~(-4)～2.8×10~(-2)S~(-1)应变速率下,测定了这种材料的超塑性.合金的最大伸长率约为2000％,在2.8×10~(-3)S~(-2)应变速率下达到最大超塑性,其塑性高出一般7475合金一个数量级.这一结果是由于在相同高温下保持细晶粒的细小弥散体的存在所致.屈服应力和应变速率敏感指数主要依赖于晶粒尺寸。超塑性7475合金的应变速率敏感指数为0.67(晶粒为6μm)和0.5(晶粒为13μm),而激活能与铝晶界的扩散活相当.经超塑性试验的试样,显微组织检查表明晶界处的无弥散体带(dispersoid free zones)基本上垂直于拉伸方向.在伸长率为100％时.这些无弥散体带(DFZ)就会出现,其宽度偶尔大到5μm.这个结果表明在细晶粒的7475合金超塑性变形过程中,特别是在低延伸率的变形中扩散流动的重要性.     

TB8钛合金超塑性变形的组织演变

研究了TB8合金在不同变形条件下的超塑性及其显微组织。结果表明,变形温度为690～840℃、应变速率为1.0×10~(-4)～1.0×10~(-3)s~(-1)时,TB8钛合金均具有超塑性。750℃、1.0×10~(-4)s~(-1)拉伸时,合金塑性最佳,伸长率为524.9%。变形过程中,变形软化和加工硬化相互抵消,表现为传统的超塑性变形稳态流动特征。变形温度、应变速率和变形程度对合金的超塑性、显微组织均有明显影响。应变速率越低,等轴β相晶粒尺寸越大。拉伸温度升高,β相晶粒尺寸增大,α相颗粒逐渐被溶解,β相饱和化,但仍能保持一定的等轴度。随着变形程度增大,β相晶界和基体弥散析出的α相越多,细小、弥散分布的α相可以抑制晶粒的过分长大,使合金塑性得到改善。     

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。     

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.     

形变热处理对发动机用TiAl合金超塑性变形特性的影响

采用拉伸试验机等研究形变热处理对发动机用Ti Al合金超塑性性能和显微组织的影响。结果表明:超塑性变形处理后Ti Al合金等轴α相的平均晶粒尺寸约为1.5μm, Ti Al合金在900℃时达到最优的超塑性,其伸长率为1188%。其应力-应变曲线属于明显的应变软化曲线类型。超塑性变形处理后,Ti Al合金断口与夹头区域的显微组织发生粗化作用,合金基体中的α晶粒内及其晶界部位形成了众多位错结构,其晶粒依然维持着良好的等轴形态。     

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。     

多道次温轧TC4钛合金超塑性变形行为与断裂机制

在温度为700~870℃和应变速率为0.001~0.01s~(-1)条件下对多道次温轧TC4钛合金板材进行超塑性拉伸试验,研究该合金的低温超塑性变形行为与断裂机制。发现最佳超塑性变形条件为800℃,0.001s~(-1),试验获得的最大伸长率为1 550%。在温度为700℃、应变速率为0.001s~(-1)和0.01s~(-1)时,伸长率分别为576%和356%。多道次温轧形成的细小晶粒、破碎弥散分布的β相以及变形过程的动态再结晶均有利于提高合金的超塑性。合金的应变速率敏感系数m值随温度升高而增加;在800℃和870℃超塑性变形时的激活能分别为226.8和220.2kJ/mol,在700℃时激活能增大到377.5kJ/mol。合金超塑性断裂是由内部孔洞长大连接和外部缩颈共同作用导致的。     

超塑性钛合金的研究进展

简要介绍了国内外对α、α β、β钛合金以及金属基复合材料的超塑性研究，并介绍了合金的晶粒尺寸、微量元素氢对钛合金超塑性的影响。结果表明，细化晶粒后，合金的超塑性能得到很大提高，表现在超塑形变温度降低100℃以上，应变速率提高1～2个数量级。晶界扩散控制晶界滑动是低温超塑行为的主要机理。氢含量低时，合金的伸长率与原始合金板材的接近，氢的添加可使合金超塑性温度降低。另外还给出一些超塑性钛合金的应用情况。最后指出未来研究方向重点为先进材料超塑性的研究、低温高速超塑性的研究以及非理想超塑材料的超塑性变形规律的研究。     

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.     

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。     

镁合金及其复合材料超塑性的研究现状

以等通道角挤压和粉末冶金等方法为例，讨论了镁合金晶粒细化的处理工艺。在室温下晶粒细化可使镁合金同时具有较高的强度和韧性，而在较高的应变速率或较低的温度下，晶粒细化的镁合金具有一定的超塑性，这说明晶粒细化对改善镁合金的力学性能十分重要。镁合金超塑性变形的主要机制仍然是晶界滑移，但晶界滑移总会在晶界三叉区或材料增强相与基体的相界处产生应力集中，使晶界滑移受到阻碍，这就需要有另外的协调机制来协调晶界进一步滑移。镁合金在超塑性变形过程中更容易发生动态再结晶使晶粒细化，使晶界滑移能够继续进行。镁基复合材料中增强体颗粒很细小且弥散分布，稳定了镁合金在高温下的组织，颗粒与晶粒界面可以充当原子扩散通道，很好地协调了晶界滑移。     

往复挤压ZK60合金的低温准超塑性(英文)

通过2道次往复挤压制备细晶ZK60合金,在443~523K和初始应变速率为3.310-4~3.310-2s-1的范围内测试合金的低温超塑性。结果表明:往复挤压ZK60合金的平均晶粒尺寸约为5.0m,分布于基体内的破碎二次相颗粒和沉淀颗粒尺寸分别为不大于175nm和50nm。该合金具有低温准超塑性,在523K和3.310-4s-1应变速率下伸长率最大,为270%;在443和473K时,应变速率敏感系数m小于0.2;在523K时m为0.42。当温度不高于473K和523K时,超塑性变形激活能分别不高于63.2kJ/mol和110.6kJ/mol。当低于473K时,主要的超塑性流变机制为晶内滑移;在523K时,主要的超塑性变形机制为晶界滑移,由晶界扩散控制的位错蠕变为主要的兼容机制。     

LY12铝合金在超塑性变形中的空洞行为

通过单向超塑性拉伸试验,研究了供应态LY12铝合金棒材超塑性变形中空洞的形成和发展过程及其应变速率对空洞演变的影响、空洞对超塑性变形能力的影响等。研究结果表明,供应态LY12铝合金在超塑性变形过程中产生的空洞主要是O型和V型空洞,分别产生于三叉晶界处、第二相粒子附近和晶界内,这些空洞可能导致晶界的不协调滑动;在低应变速率条件下,由于粘性层较厚,使晶界滑移很容易进行,LY12铝合金的超塑性变形能力较高,但试样断面上产生较多的空洞,使试样室温性能恶化;在高应变速率条件下,LY12铝合金具有较好的超塑性和室温性能。分析认为,在高应变速率条件下,晶界上的粘性层很薄,在晶粒的相互挤压和转动中很容易细化,使材料的超塑性变形能力增强;在超塑性变形中的空洞,可以看成是保证得到高塑性所必需的组织成分。一定程度的空洞并呈细小而分散状独立存在时,对晶界滑动是非常有利的。     

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.     

铸态AM60-Ti镁合金的显微组织与力学性能

用光学显微镜、X射线衍射和扫描电镜等手段研究了AM60-xTi合金(x=0,0.2,0.4,0.8)的铸态显微组织,并测定了各试验合金的室温力学性能.试验结果表明,加入少量的Ti可显著细化AM60合金的铸态组织.Ti含量为0.2%时,晶粒细化效果最显著,第二相颗粒细小,分布均匀;AM60合金中的半网状沿晶界分布的β-Mg17Al12相变为颗粒状,并形成弥散分布的颗粒状TiAl3相,合金的抗拉强度和伸长率均达到最高.Ti含量大于0.2%时,Mg17Al12和TiAl3相的尺寸又增大,抗拉强度及伸长率随Ti含量的增加而降低,但均高于AM60合金.Ti加入AM60合金中后,细化合金的晶粒、β相,Ti和Al形成的金属间化合物TiAl3分布于基体和第二相中,起到弥散强化作用,从而提高该合金的力学性能.     

TB8钛合金形变诱导超塑性研究

采用形变诱导法对TB8钛合金进行了超塑性拉伸实验,研究了变形温度、预变形量和中间保温时间对该合金超塑性性能及微观组织演变的影响。结果表明:与恒应变速率法拉伸相比,该方法拉伸后合金的超塑性得到大幅度地提升;变形温度为750℃、预变形量为50%和保温时间为20 min时,该合金的超塑性能最好,伸长率为796.1%。预变形阶段,脱溶析出和再结晶双重优化作用使亚稳态β相转变为细小均匀的再结晶组织,在后续变形过程中,细小弥散的α相既能抑制再结晶晶粒过分长大,又能在一定程度上使再结晶组织发生应变集中而破碎。超塑性变形后合金的微观组织仍然保持较好的等轴状,具有典型的超塑性变形特征。     

大晶粒AZ91镁合金的超塑变形行为

研究了晶粒尺寸为 85 μm的大晶粒AZ91镁合金在高温下的超塑拉伸变形行为。结果表明 ,大晶粒AZ91合金能在高温下获得超塑性。在 35 0℃下 ,应变速率为 3× 10 - 4s- 1 拉伸时 ,最大伸长率达2 2 8%。 30 0℃下 4 0 %的预应变可以改善合金在更高温度下的超塑性能。在超塑拉伸变形初期 ,动态再结晶细化了合金的晶粒 ,呈现出细晶超塑的特征 ;随着应变量的增加 ,合金的晶粒长大趋势不明显。大晶粒AZ91合金的超塑性变形机制是晶界滑移控制下的孔洞连接协调机制。