脉冲电流对2091铝锂合金动态再结晶行为的影响

研究了脉冲电流对不同原始组织（冷轧及３００℃×３０ｍｉｎ再结晶组织）的２０９１铝锂合金动态再结晶行为的影响。结果表明：脉冲电流密度及频率促进了合金的原子扩散及位错运动。使中速变形应力降低、再结晶晶粒长大、高速变形应力升高、晶粒细化．     

置氢0.11%Ti-6Al-4V合金超塑变形行为及其机制

研究了置氢0.11%的Ti-6Al-4V在800～900℃温度范围和3×10(-4)～1×10(-2)s(-1)应变速率范围内的超塑变形行为,应用光学显微镜研究了变形过程中的组织演变.结果表明:置入0.11%的氢能够显著改善Ti-6Al-4V超塑变形行为,峰值应力较原始合金降低了15～33 MPa,应变速率敏感性指数m值提高至0.497,变形激活能为322 kJ·mol(-1);在840～860 ℃温度范围和3×10(-3)～1×10(-3)s(-1)应变速率范围内,具有最佳超塑性,其延伸率最高达到1530%.0.11%的氢使α相及β相软化的同时促进了动态再结晶,提高了位错的攀移能力并且降低了位错密度;α和β两相比例未发生显著变化,适当的比例在变形过程中有利于两相相互抑制长大.置氢后超塑变形机制与未置氢相同,主要为界面的滑动和晶粒的转动,而位错的运动及动态再结晶为其协调机制.     

预回复退火2099铝锂合金挤压材的组织和位错强化

2099铝锂合金具有低密度、高比强度、高比刚度以及优良的超塑成型性和耐腐蚀性能等优点,因而被广泛应用于航空航天及武器装备制造领域。本文采用硬度与电导率测试、X射线衍射(XRD)仪显微分析、电子背散射衍射(EBSD)等方法,研究了在固溶处理前进行预回复退火处理对2099铝锂合金挤压材组织和位错强化的影响。实验结果表明:250℃/24 h+300℃/6 h+350℃/6 h+400℃/6 h的预回复退火工艺可以有效地细化合金晶粒(合金晶粒平均尺寸由5.004μm下降到4.775μm),提高合金的硬度和导电率(硬度由HV171.46提高到HV175.13,导电率由16.24%ICAS提高到16.44%ICAS),降低合金内的晶格应变、位错等晶体缺陷(位错密度由0.8284×1014降低到0.4530×1014m-2),同时也降低位错对强度的贡献(位错对强度的贡献由49.705 MPa降低到36.754 MPa)。2099铝合金晶粒细小,合金中小角度晶界比例较高,其再结晶抗力较高,预回复处理对其具有一定的抑制再结晶和强化作用,但不是很明显。     

双相镁锂合金含位错的高温变形机理图理论预报

鉴于超塑性和蠕变变形中存在大量位错的实验事实,将晶粒内部平均位错数量引入到Ruano-Wadsworth-Sherby归一化的晶粒尺寸-应力的变形机理图中,以双相Mg-8.42Li合金为例获得了包含位错数的归一化晶粒尺寸和应力的新型变形机理图.归一化晶粒、应力实验数据和计算的位错数与变形机理图对照,表明双相镁锂合金在423～623K低应变速率下主要的变形机理为晶格扩散控制的晶界滑移.含位错的变形机理图建立了塑性应力、晶粒尺寸及位错数量之间的定量联系,预报了该合金在 423～623 K条件下的位错特征.     

铝锂合金电子束焊缝超塑性变形行为与显微组织

通过高温拉伸试验研究了5A90铝锂合金电子束焊接头超塑性变形行为,并采用光学显微镜(OM)对接头变形前后的显微组织进行观察。研究结果表明,5A90铝锂合金电子束焊接头具有良好的超塑性变形能力,接头的延伸率随温度的升高和应变速率的增大而先增大再减小,试样的最佳变形参数为450℃,5×10~(-3)s~(-1),在此参数下试样的延伸率达到最大171.1%。变形后焊缝的组织由细小的等轴枝晶转变为较为粗大的等轴晶,焊缝的变形由扩散导致的晶界迁移和动态再结晶共同协调;而接头热影响区(HAZ)的组织发生较为明显的细化,主要变形机制为动态再结晶。温度的升高和应变速率的降低都有利于增强晶界迁移对焊缝变形的协调作用,同时会造成晶粒的长大,所以温度过高和应变速率过低都会使试样的延伸率下降。     

脉冲电流对Zn－22％Al合金组织及断裂行为的影响

本文借助于透射电镜和扫描电镜，观察了Ｚｎ－２２％Ａｌ合金超塑变形时，脉冲电流对其组织和断裂行为的影响。研究表明，施加脉冲电流，合金中各部分晶粒变形是不均匀的，局部发生动态回复和动态再结晶，同时保留着纤维状或放射状的变形组织。合金的断裂是通过晶界开裂、扩展、最终断裂，表现出沿晶断裂机制。     

脉冲电流对Zn—22%Al合金组织及断裂行为的影响

本文借助于透射电镜和扫描电镜，观察了Ｚｎ－２２％Ａｌ合金超塑变形时，脉冲电流对其组织和断裂行为的影响。研究表明，施加脉冲电流，合金中各部分晶粒变形是不均匀的，局部发生动态回复和动态再结晶，同时保留着纤维状或放射状的变形组织。合金的断裂是通过晶界开裂、扩展、最终断裂，表现出沿晶断裂机制。     

Sc微合金化纯铝大变形组织与强化机制

以工业纯铝和Al-1%Sc合金为原料,通过熔炼得到Sc微合金化纯铝(Al-0.1%Sc)。采用X射线衍射(XRD)分析、电子背散射衍射(EBSD)分析技术以及拉伸实验,研究了Al-0.1%Sc合金在等通道转角挤压(ECAP)和压缩大应变加工过程中的组织演变和强化机制。ECAP试验采用工艺路线Bc进行3道次挤压加工,即每次挤压后将工件沿轴线方向旋转90°,旋转方向不变,挤压速度为5 mm·s-1。结果表明:ECAP加工使得合金平均晶粒尺寸减小,晶粒尺寸基本被细化到4 mm以下;显著提高了合金强度,抗拉强度由105 MPa提高到162 MPa;降低了合金中低角度晶界比例,从0.889减小到0.652;使得合金内部积累了一定量的位错,位错密度为0.5321014 m-2。而后续的压缩大应变加工对合金的平均晶粒尺寸几乎没有影响,使得合金的抗拉强度提高到176 MPa,使得合金的低角度晶界比例提高到0.765,使得合金的位错密度提高到1.7151014 m-2。大应变Al-0.1%Sc合金的强化主要由晶格摩擦应力、位错强化、低角度晶界强化和高角度晶界强化组成,其中低角度晶界和位错的强化贡献占绝大部分。     

郑州轻研合金成功开发超高强铝锂合金

正近日,郑州轻研合金成功开发出抗拉强度695 MPa、屈服强度566 MPa、伸长率6%的超高强铝锂合金并实现工业化批量生产。此次铝锂合金性能的大幅提升,即将填补国内工业条件下700 MPa级铝锂合金的空白。与传统7系超硬铝合金(7075)相比,新研发的铝锂合金密度降低5%,抗拉强度、屈服强度和弹性模量分别提高了30%、20%和7%。此次开发的     

GH4169高温合金超塑成形及其机理的研究

对细晶GH4169合金的超塑性性能、超塑成形应用及超塑变形机理进行了研究.结果表明GH4169合金在温度为950℃、初始应变速率为1.6×100-4s-1～2.0×10 3s1的条件范围内,伸长率都高于275%,最高伸长率可达513%,表现出好的超塑性性能;利用超塑成形工艺制备出了飞行器用GH4169合金燃气集合器,并通过了30MPa液压压力、保压10min的打压试验;晶界滑移是GH4169合金超塑变形的主要变形机制,位错的滑移只起到一定的协调作用.     

基于L-J位错密度模型模拟Cr8合金钢动态再结晶行为

为了研究Cr8合金钢动态再结晶行为,利用Gleeble-1500D热模拟试验机对Cr8合金钢进行了热压缩试验。基于试验得到的数据,建立了Cr8合金钢修正的Laasraoui-Jonas(L-J)位错密度模型,结合动态再结晶形核长大模型,采用Deform-3D有限元软件中元胞自动机(CA)模块模拟了Cr8合金钢的动态再结晶行为,并和试验得到的动态再结晶组织进行比较。结果表明,当变形温度为900~1 200℃时,Cr8合金钢变形抗力与变形量曲线图呈现出典型的动态再结晶特征;Cr8合金钢的热激活能Q为340.332 k J/mol;应变速率一定时,随着温度的升高,Cr8合金钢动态再结晶晶粒尺寸增大,其再结晶晶粒尺寸的模拟结果与试验结果较为吻合,平均相对误差在7%以内,说明所建立修正的L-J位错密度模型能够准确预测Cr8合金钢动态再结晶组织的变化。     

细晶Ti-6Al-4V合金的超塑性变形行为与组织演变

对不同温度下退火处理后的细晶TC4合金板材进行超塑性拉伸变形,研究该合金在750~850℃,应变速率为3×10-4~1×10-3 s-1条件下的超塑性拉伸变形行为,分析晶粒尺寸、变形温度和β相含量对合金性能的影响。结果表明:退火后的(α+β)型细晶Ti-6Al-4V合金表现出良好的超塑性,并且晶粒越细,最佳超塑性变形温度越低。晶粒直径为2.5μm、β相含量(体积分数)为9.6%的TC4合金在温度为800℃、应变速率为1×10-3 s-1的变形条件下,伸长率最大,达到862%。不同晶粒度合金的应变速率敏感系数m均随变形温度升高先上升后下降,最高达0.61。β晶粒处于α晶粒三叉晶界处,升温或拉伸变形时聚集并沿α晶界长大,形成细长的β晶粒并逐渐变粗大,因此在900℃以上高温下合金的超塑性变形能力降低。     

Ti-15-3合金超塑性变形及微观组织演变

研究了Ti-15-3合金以不同的应变速率进行一段拉伸与二段拉伸后的力学性能与微观组织. 试样在超塑性变形过程中发生了不同程度的连续动态再结晶, 第二相粒子弥散分布在β相基体中, 晶粒尺寸随变形量的增加而减小, 而晶界取向差则随变形量的增加而增加. 非理想组织的Ti-15-3合金在二段拉伸条件下表现出更好的超塑性.     

Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si合金的析出与再结晶的交互行为

通过对施加30%~70%的冷变形量的Cu-1.4Ni-1.2Co-0.6Si合金时效过程中的显微硬度及导电率规律分析和透射电镜观察,发现固溶合金时效前冷变形可加速时效初期第二相析出,导电率得以快速上升。如合金经过30%形变400℃时效1 h后导电率可达43%IACS,而固溶后直接时效为40.7%IACS。经过冷轧-时效后,沿位错分布着许多细小的析出相,使位错在时效过程中运动困难,同时合金内形成了高密度的位错,析出相弥散细小分布在基体中,故可以获得较高的显微硬度,如经30%形变于400℃时效2 h其显微硬度可达HV223,而未加形变直接时效合金的显微硬度为HV202。形变析出与再结晶过程中再结晶时间tR和时效析出时间tP取决于形变量和时效制度,在一定的形变量和较高的时效温度的条件下,合金内晶粒易发生再结晶。合金70%变形500℃时效2 h,由于基体中产生高密度的位错,会降低再结晶激活能QR,故在显微组织中发现了亚晶粒,从而降低了合金的强化效果,此时其显微硬度为HV206。该合金在450℃时效处理时组织转变主要有两种:一是第二相弥散分布在铜基体中;另一种是析出与再结晶交互作用而产生的不连续析出。     

TA32钛合金板材的超塑性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金板材在温度950℃、应变速率5.32×10^-4~2.08×10^-2 s^-1条件下的超塑性变形行为。结果表明,在不同应变速率条件下,合金的流变应力曲线特征和显微组织演变显著不同。在应变速率较低(5.32×10^-4~3.33×10^-3 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的合金中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率(8.31×10^-3 s^-1~2.08×10^-2 s^-1)条件下,拉伸真应力-真应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直至试样断裂,合金变形过程中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸较低应变速率条件下显著细化。950℃时,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%~519%之间;当应变速率为5.32×10^-4 s^-1时,具有最佳的超塑性,拉伸延伸率可达519%。断裂区形貌分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

FGH96合金在等温变形条件下的变形及微观组织演化

通过热模拟试验,深入分析了FGH96合金在高温变形条件下的动态再结晶行为,研究其发生动态再结晶的临界条件及动态再结晶晶粒尺寸的影响因素.深入研究了加工硬化率-应力曲线、加工硬化率-应变曲线和动态再结晶的RTT曲线,确定了FGH96合金热变形时动态再结晶的特征应变、峰值应变、临界应变以及最大软化率应变,同时,采用该方法,还准确地判断了动态再结晶的类型.采用定量金相分析方法,测定了再结晶晶粒尺寸,利用数学回归的方法建立了FGH96合金热变形时的动态再结晶数学模型.     

变形条件对GH625合金高温变形动态再结晶的影响

采用Gleeble高温压缩实验研究了变形条件对GH625合金高温变形动态再结晶的影响,结果表明:当变形程度较小时,原始晶粒内部出现大量孪晶,晶界呈现锯齿状凸出;随变形程度的增加,在晶界弓出部位开始形核,形成大量再结晶晶粒,随变形程度进一步增加,GH625合金动态再结晶体积分数增大,但是再结晶晶粒尺寸无明显变化;GH625合金动态再结晶是一个受变形温度和应变速率控制的过程,变形温度越高,动态再结晶越容易形核,应变速率越小,动态再结晶过程进行得越充分。在低应变速率条件下,GH625合金获得完全动态再结晶组织的温度随变形速率的升高而升高,而在高应变速率条件下必须考虑变形热效应对合金变形组织的影响。     

IN718Plus高温合金的动态再结晶行为及模型研究

采用Gleeble-1500D热模拟试验机进行了单轴等温压缩实验,研究了IN718Plus镍基高温合金在变形温度1020～1140℃,应变速率0.001～1.000 s~(-1),变形量50%条件下的动态再结晶(DRX)行为,并建立了相关模型。研究结果表明:IN718Plus高温合金的动态再结晶行为对变形温度和应变速率敏感,动态再结晶晶粒尺寸及动态再结晶晶粒体积比随着变形温度的升高而增大,随着应变速率的加快而减小。在变形过程中,原始晶粒垂直于变形方向被拉长,细小的DRX晶核以晶界弓出的形式在原始晶粒边界处形核,并通过消耗原始变形晶粒的方式逐渐长大。当变形温度较低,应变速率较快时,动态再结晶程度不高,容易在合金变形组织产生典型的项链组织,且因此导致混晶现象严重。此外,以η相的溶解温度为界构建IN718Plus合金的动态再结晶临界应变模型、动力学模型以及晶粒尺寸模型, 3种模型精确度较高,能够较为准确的预测和表征该镍基高温合金的动态再结晶行为。     

粗晶EW75镁合金变形孔洞的产生及愈合研究

通过金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)等测试手段,在Gleeble-1500热模拟机上研究了粗晶EW75镁合金热变形行为,变形温度为723 K、应变速率为0.05 s-1,最大变形程度为80%的条件下,根据结果分析了合金高温变形时的真应力-真应变曲线以及不同变形量的显微组织,揭示了合金在变形过程中孔洞产生及消失的机制。结果表明:铸态合金平均晶粒尺寸约为149μm,均匀化后合金平均晶粒尺寸达到197μm左右;真应力-真应变曲线呈现出典型的动态再结晶特征;变形量为40%,原始大晶粒被细小再结晶晶粒包围,呈现典型的"项链"状特征,在局部晶粒交结处出现孔洞,随着变形量的增加,孔洞先长大后变小,当变形量达到80%时,孔洞基本消失愈合,愈合区有细小的再结晶的晶粒,形成明显的愈合带;大尺寸晶粒间的相互协调性能较差是变形出现孔洞的主要原因,随着变形量的增加,再结晶比例的提高带来的变形协调性能增强,孔洞最终被压扁,重新接触的两表面存在较高的能量,最终发生完全动态再结晶是合金孔洞愈合机制。     

置氢Ti-6Al-4V钛合金超塑性研究

通过采用Gleeble-1500D热模拟试验机进行超塑性变形试验,研究变形温度和应变速率对置氢TC4合金超塑变形性能的影响,利用XRD,SEM和TEM分析热氢处理改善钛合金超塑性能的机制.结果表明:置氢可降低超塑成形流变应力、变形温度,提高应变速率和m值;但只有适量的氢才有利于改善钛合金超塑性,即存在一个最佳置氢量;置氢0.35%H(质量分数)的TC4合金在800℃和3×10-3 s-1条件下仍有一定超塑性.分析表明,置氢钛合金超塑变形过程除晶粒转动和滑动机制外,位错滑移和孪生也作为辅助超塑变形机制.