Ti-23Al-17Nb合金板材超塑性研究

对Ti-23Al-17Nb合金在温度为940~1000℃,恒应变速率为1.7×10-3~5.5×10-5s-1下的单向超塑拉伸变形行为进行了研究.结果表明,随着变形温度的升高,延伸率先增加后减小,在960℃,5.5×10-5s-1条件下获得最大延伸率为1447.5%.低应变速率条件下,Nb含量的增加使合金的加工硬化阶段增加.超塑变形有利于消除原始织构组织,对比原始组织,超塑拉伸过程中长条a2相发生了球化,并且其尺寸和含量随着温度升高逐渐减少,a2和B2相比例为50∶50时可达到最佳变形.利用Zener-Hollomn参数和Arrhenius方程建立了TAC-1B合金的峰值应力本构方程,其变形激活能Q=390.76 kJ/mol,为科学设计和有效控制Ti-23Al-17Nb合金的超塑成形工艺提供了理论依据.     

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。     

工业用防锈铝合金板材的超塑性能研究

此主要对工业牌号防锈铝合金板ＬＦ３、ＬＦ２１进行了组织超塑性研究。结果表明，ＬＦ３防锈铝合金，在变形温度为４７０－５１０℃，ελ＝（５．５６－１．１１）×１０＾－４ｓ＾－１的试验条件下可实现超塑性；ＬＦ２１防锈铝合金，在变形温度为５１０－５４０℃、ελ＝（５．５６－８．８３）×１０＾－４ｓ＾－１的试验条件具有超塑性。     

LZ91镁锂合金板材的超塑性气胀成形研究

本文利用热拉伸实验、气胀成形实验、金相分析和扫描电镜观察,研究LZ91镁锂合金板材的超塑性、气胀成形性能及其组织结构。结果表明:在热拉伸变形温度为573 K、应变速率为0.001 s-1时,其伸长率可达343.7 %,应变速率敏感指数为0.697,轧制态的LZ91合金板材表现出优良的超塑性;在胀形温度573 K,胀形气压0.06 MPa条件下,板材成形高度为51.14 mm,高径比达1.279,说明该镁锂合金板材具有良好的超塑性成形潜力;在热拉伸变形和超塑性气胀成形过程中,均有动态再结晶现象产生,可有效提高该合金的塑性成形能力;在拉伸断口和胀形件破裂处断口均存在典型的超塑性空洞形貌特征,说明两者的主要变形机制均为晶界滑移,且合金超塑性失效的主要原因是空洞的长大和连接。     

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.     

板材超塑性拉延过程的数值模拟

板料超塑性成形是一种全新的成形方法。用刚塑性有限元法对Zn-22Al合金U形拉延过程进行了数值模拟，分析了变形过程中工件的应力、应变、摩擦和厚度分布，揭示了成形过程中金属的性变形规律，为成形工艺设计提供了有效的分析工具。     

热变形高铌TiAl合金室温塑性研究

研究了包套锻造对大尺寸高铌TiAl合金室温塑性的影响.结果表明,经过多步包套锻造后,合金室温塑性大大改善,延伸率可达2.29%.这主要归于：多步包套锻造有效地破碎了粗大的铸态组织以及在锻造过程发生了动态再结晶,这样不仅使合金平均晶粒尺寸降低,而且使合金晶粒分布均匀化,得到均匀细小的双态组织.此外,高铌TiAl合金经多步锻造后,有效消除了晶界偏析的脆性β相,从而使合金的室温塑性得到改善.     

GH4169合金超塑性挤压工艺的研究

此文通过挤压比为９：１的ＧＨ４１６９合金超塑性挤压工艺的研究，对ＧＨ４１６９合金的精密成形方式做了一些探讨，在自制的玻璃基润滑剂ＨＬＢ０３的使用下，Ｔ＝１０００℃，平均挤压速度Ｖ＝２ｍｍ／ｍｉｎ，最大单位挤压力Ｐｍａｘ＝５６１．７ＭＰａ时，得到了满意的挤压效果。     

Al-Mg-Li-Zr合金超塑性能的研究

对ＡｌＭｇＬｉＺｒ（０１４２０）合金的超塑性进行了研究，发现该合金经适当形变热处理后，可以获得良好的超塑性能。显微组织观察表明，经适当形变热处理后的０１４２０合金，由于基体内弥散分布大量第二相粒子，在超塑变形时能获得稳定、等轴的细晶结构，因而超塑效应十分显著。     

Effect of microstructures on superplasticity of Al-11%Si alloy

Three kinds of Al-11%Si (mass fraction) alloy samples with different processes were produced to investigate the effect of microstructures on its superplasticity. Among them, the as-ECAP sample pressed 16 passes has ultrafine grains (300 nm) and the finest secondary particles. The ECAP-T6 sample, with ECAP 16 passes followed by T6 treatment, has fine secondary particles (3 μm) but the largest grains (8 μm). Contrarily, the T6-ECAP sample, with T6 treatment followed by ECAP 16 passes, has ultrafine grains and the large secondary particles (7 μm). The tensile testing results show that the as-ECAP sample exhibits superplasticity at high strain rate of 5.75×10-1 s-1 due to its fine secondary particles and ultrafine grains. The ECAP-T6 sample, however, does not exhibit superplasticity at the same high strain rate of 5.75×10-1 s-1 because it has relatively large secondary particles and large grains. Remarkably, the T6-ECAP sample does not have superplasticity even at the lower strain rate of 1.15×10-1 s-1, attributing to its comparatively large secondary particles. When most secondary particles are larger than 7 μm, the high strain rate superplasticity could not be obtained even if this sample has ultrafine grains.     

Microstructure evolution in a large—grained TiAl alloy

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＡｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｒｅｃｏｖｅｒｙａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍ[1,2 ] ｗａｓｐｒｏｐｏｓｅｄｂｙＬｉｎａｎｄｃｏｗｏｒｋｅｒｓｆｏｒｔｈｅｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｉｎｌａｒｇｅ ｇｒａｉｎｅ     

稀土对Zn-Al共晶合金超塑性的影响

采用恒速度法测量了稀土Zn-5Al共晶合金的塑性拉伸曲线, 结合金相组织研究了稀土对其超塑性特性的影响. 结果表明 在Zn-5Al合金中添加0.05%～0.2%(质量分数, 下同)的稀土Ce, 可提高合金超塑变形的延伸率, 在350℃以上进行超塑拉伸时, 稀土抑制Zn向Al中的扩散和溶解, 阻碍扩散溶解层达到饱和, 有利于α/β相界的滑移, 从而增强了Zn-5Al合金的超塑性效应.     

Effect of microstructures on superplasticity of A1-11%Si alloy

Three kinds of A1-11%Si （mass fraction） alloy samples with different processes were produced to investigate the effect of microstructures on its superplasticity. Among them, the as-ECAP sample pressed 16 passes has ultrafine grains （300 nm） and the finest secondary particles. The ECAP-T6 sample, with ECAP 16 passes followed by T6 treatment, has fine secondary particles （3 μm） but the largest grains （8 μm）. Contrarily, the T6-ECAP sample, with T6 treatment followed by ECAP 16 passes, has ultrafine grains and the large secondary particles （7 μm）. The tensile testing results show that the as-ECAP sample exhibits superplasticity at high strain rate of 5.75×10^-1 s^-1 due to its fine secondary particles and ultrafine grains. The ECAP-T6 sample, however, does not exhibit superplasticity at the same high strain rate of 5.75×10^-1 s^-1 because it has relatively large secondary particles and large grains. Remarkably, the T6-ECAP sample does not have superplasticity even at the lower strain rate of 1.15×10^-1 s^-1, attributing to its comparatively large secondary particles. When most secondary particles are larger than 7 μm, the high strain rate superplasticity could not be obtained even if this sample has ultrafine grains.     

Al-6Mg-0.2Sc合金高应变速率超塑成形性能

在温度400～500℃、初始应变速率为2.0×10-4～2.0×10-2 s-1的条件下,对Al-6Mg-0.2Sc合金冷轧板材(初始晶粒尺寸为25μm)进行了相应的超塑性能、高应变速率超塑性胀形成形实验研究.结果表明:在450℃、初始应变速率为2.0×10-2s-1的实验条件下,Al-6Mg-0.2Sc合金冷轧板材具有高应变速率的超塑性能,其最大延伸率为421%;在高应变速率条件下,胀形成形大端直径为d154 mm,深度h为80 mm的锥形零件的成形时间为73 s,成形后零件的壁厚变薄的不均匀率小于8%.此外,还对成形零件的微观组织进行了初步的SEM观察分析.结果表明,成形零件的微观组织无明显粗化,其孔洞率小于1.5%.     

MB15镁合金板材的超塑性能研究

对轧制态MB15镁合金进行了超塑性能研究 ,在最佳变形温度 340℃ ,应变速率ε· =5 5 6× 10 - 4s- 1时 ,获得应变速率敏感指数m值为 0 5 1,延伸率δ为 4 15 % ,此时流动应力σ仅为11MPa。并分析了在最佳变形温度下应变速率对材料超塑性能及晶粒尺寸的影响     

变形条件对MB15镁合金组织性能及其超塑性的影响

采用自行设计的热模拟试样,研究变形条件对MB15镁合金力学性能及组织影响的规律,并对热压缩后的MB15镁合金试样超塑性性能进行了试验研究。研究结果表明,对于MB15镁合金,当变形温度为300℃、应变速率为5.0×10-3s-1、变形程度为80%时,MB15镁合金具有良好的综合力学性能;当变形温度为340℃、应变速率为5.56×10-3s-1时,延伸率可达到307.9%;当应变速率在5.56×10-4s-1~1.0×10-2s-1范围时,延伸率≥251.2%。     

中间退火对镁合金板材组织和性能的影响

研究AZ31B镁合金轧制道次间不同退火温度和时间对板材微观组织和力学性能的影响,分析了拉伸试样断口形貌.实验结果表明,退火处理后镁合金板材由轧制纤维组织转变为均匀等轴的再结晶组织,退火再结晶的起始温度为200℃;退火后的力学性能得到一定程度的恢复,硬度、屈服强度最大降幅分别为25.4%和37.1%,伸长率最大增幅达31.3%,拉伸断口由解理和韧窝混合断口转变为典型韧性断口.实验得到镁合金中间退火的较佳工艺为:退火温度300～320℃,退火时间60～120 min.     

退火工艺对TA15钛合金板三向硬度及显微组织的影响

对TA15钛合金薄板进行了退火处理,然后测试了板材的三向（板面法向、横向、纵向）硬度,同时观察了退火温度和时间对板材组织的影响。结果表明,板材具有明显的各向异性,板面硬度高于纵、横向硬度;同时,板硬度随着退火温度提高,至850℃硬度降至最低。金相观察表明,在850℃以下的组织无区别,高于850℃组织变化明显,920℃时为双态组织。