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通过高温拉伸实验研究TC18钛合金在温度为720~950℃,初始应变速率为6.7×10~(-5)~3.3×10~(-1)s~(-1)时的超塑性拉伸行为和变形机制。结果表明:TC18钛合金在最佳超塑性变形条件下(890℃,3.3×10~(-4)s~(-1)),最大伸长率为470%,峰值应力为17.93MPa,晶粒大小均匀。在相变点Tβ(872℃)以下拉伸,伸长率先升高后下降,在温度为830℃,初始应变速率为3.3×10~(-4)s~(-1)时取得极大值373%,峰值应力为31.45MPa。TC18钛合金在两相区的超塑性变形机制为晶粒转动与晶界滑移,变形协调机制为晶内位错滑移与攀移;在单相区的超塑性变形机制为晶内位错运动,变形协调机制为动态回复和动态再结晶。 相似文献
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压缩变形制备亚微米晶钛合金的研究 总被引:3,自引:0,他引:3
对压缩变形制备超细晶钛合金的可行性进行了初步的实验研究。结果表明,低于725℃的压缩变形可以在TC11合金中获得亚微米晶组织;变形中α相发生再结晶,而同时β相经历一个析出和长大的过程;变形促进了β相的析出和长大,也改变了β析出相的形态。 相似文献
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对 TC4 钛合金进行超塑拉伸试验,研究了变形温度为 800~950 ℃、应变速率为 0. 000 2~0. 005 s-1下的超塑变形特性并建立相应的 Backofen本构方程。研究表明: 最佳超塑温度变形为 850 ℃,应变速率为 0. 000 5 s-1,在该参数下,TC4 钛合金的延伸率为 788%,应变速率敏感系数 m 为0. 60。将 Backofen 方程导入 ABAQUS 软件并在最佳超塑参数下进行超塑胀形数值模拟。超塑胀形后筒形收口件的应力、应变和厚度均呈对称分布,顶部区域最先贴模,中部收口段和顶部的过渡区域最后贴模,应力、应变最大值和厚度最小值均出现在过渡区域; 优化后的保压胀形的最大压强为 1. 90 MPa。超塑胀形试验结果与数值模拟结果基本一致,厚度相对误差为 6. 98%。超塑胀形后不同部位的微观组织观察结果表明: 超塑胀形后晶粒明显长大,其中顶部粗化程度最大,为 17. 9 μm,中部收口段粗化程度最小为 14. 7 μm。由于不同部位变形方向不同,晶粒的取向发生改变,端口部和顶部的晶粒在[0001]方向具有取向... 相似文献
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超塑处理对喷射成形GCr15钢超塑性的影响 总被引:2,自引:0,他引:2
研究了超塑处理对喷射成形GCr15钢超塑性的影响,超塑性拉实验结果表明,未经超塑处理的铸态试样,延伸率为119%,经过二次油淬和二次油淬+高温回火超塑处理的两种试样,延伸率分别为328%和671%,变形温度和应变速率对GCr15钢的超塑性有一定的影响,但材料的微观组织对其超塑性具有决定性作用,超塑处理改变了材料试样的微观组织,导致其超塑性发生变化,经过二次油淬+高温回火超塑处理后试样具有球化组织,其超塑性最好,未经超塑处理的铸态试样具有珠光体组织,超塑性最差,经过二次油淬超塑处理后试样的组织是马氏体和少量碳体物的混合,其超塑性介于上述两种试样之间,喷射成形工艺使GCr15钢获得均匀细化的稳定组织,这对于细晶超塑性是必要的,超塑处理材料的超塑性得到更大的提高。 相似文献
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TC11钛合金β相区热变形动态再结晶过程的研究 总被引:1,自引:0,他引:1
通过热压缩实验研究了锻态等轴组织的TC11钛合金在1030~1090℃和应变速率0 001~0 1s-1范围内的流变行为和组织演变.分析了该合金在实验参数范围内变形的应力-应变曲线特征.热变形过程动力学分析获得了应力指数和激活能分别为4 05,172 3kJ·mol-1,表明该组织的合金在β区热变形主要是位错的滑移和攀移过程.组织观察和电子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD)测试表明,热变形过程中组织演变以不连续动态再结晶过程进行.该过程中,稳态变形再结晶晶粒尺寸是变形温度和应变速率的函数,而稳态变形组织处于部分动态再结晶状态.通过分析该合金特殊的动态再结晶动力学过程,建立了由原始晶粒尺寸修正的Avrami动态再结晶动力学方程.经验证,与实验数据吻合较好. 相似文献
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采用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射以及高温拉伸实验研究了工业化制备的5A90铝锂合金超塑性板材变形过程中的组织演变及变形机理。结果表明:在高温拉伸前对板材进行450℃/30min再结晶退火后,在温度为475℃、应变速率为8×10-4s-1的适宜超塑性变形条件下,可使伸长率由原始状态的480%提高至880%。整个超塑性变形过程展现出不同的变形机制:初始阶段(ε≤0.59),板材以形变组织为主,晶粒取向差逐渐增大,位错运动为该阶段的主要变形机制。当真应变达到0.59时,动态再结晶开始发生,晶粒取向差继续增大,晶界滑动开始启动。当真应变大于1.55时,晶粒继续长大,但长大幅度不大且保持等轴状,该阶段变形机制以晶界滑动为主。 相似文献
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使用Gleeble-3800热模拟实验机进行一系列热模拟压缩实验,研究了电子束冷床熔炼TC4钛合金在变形温度为850℃~1100℃、应变速率为0.01 s-1~10 s-1条件下的热变形行为。根据真应力-真应变曲线分析变形参数对流变应力的影响,分别建立电子束冷床熔炼TC4钛合金在(α+β)两相区和β单相区的Arrhenius本构模型,绘制了基于动态材料模型的热加工图。结果表明:流变应力随着温度的提高和应变速率的增大而降低;(α+β)两相区的热变形激活能Q=746.334 kJ/mol,β单相区的热变形激活能Q=177.841 kJ/mol;用相关系数法和相对平均误差分析了模型的误差,相关系数R2=0.995,相对平均误差AARE=5.04%。这些结果表明,所建立的模型较为准确,可准确预测其热变形流变应力;合金的最佳加工区域为:变形温度1000~1100℃、应变速率0.01~0.1 s-1。 相似文献
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超塑性Y-TZP的压缩塑性形变 总被引:1,自引:1,他引:0
通过恒定横梁速度和恒定载荷压缩试验,对超塑性3mol%Y2O3稳定四方ZrO2多晶体的压缩塑性形变进行了研究.测定了平均晶粒尺寸从0.30~1.33μm的3Y-TZP材料的塑性流动应力,应力指数和蠕交活化能;用扫描和透射电镜观察了试样的显微结构.结果表明,3Y-TZP材料塑性形变的机理为扩散适应的晶界滑移.随着晶粒尺寸由0.30μm增大至1.33μm,应力指数从3.2减小至1.4,活化能从580kJ/mol减小至500kJ/mol.形变机理随晶粒大小发生变化.对于晶粒较粗的3Y-TZP材料,当应变速率较高时,形变过程中在材料内产生晶间孔穴. 相似文献
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在700℃-850℃的温度范围内对Ti-6%Al-4%V(质量分数)合金板材进行超塑性拉伸试验,研究了应变速率为3×10-4-5×10-38-1条件下的拉伸变形行为.结果表明:Ti6A14V合金在空气中表现出良好的低温超塑性变形能力.在800℃初始应变速率ε=5×10-4s-1条件下,延伸率达到536%.在较低的700℃下变形(ε=5×10-4s-1),延伸率仍然超过了300%.在整个变形温度区间内,应变速率敏感性指数m均为0.3左右,最大值为0.63.在850℃变形激活能与晶界自扩散激活能十分相近,表明晶界扩散控制的晶界滑动是超塑性变形的主要机制.在700-750℃,变形激活能远大于晶界自扩散激活能,位错运动是激活能升高的原因.在800℃变形的激活能介于两者之间,表明随着温度的降低变形机制逐渐发生改变. 相似文献
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针对7B04铝合金开展了变形温度为470~530℃,应变速率为0.0003~0.01s~(-1)的高温超塑性拉伸实验,研究了材料的超塑性变形行为和变形机制。结果表明,7B04铝合金的流动应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而逐渐减小,伸长率随之增加;在变形温度为530℃,应变速率为0.0003s~(-1)时,7B04铝合金的伸长率达到最大1105%,超塑性能最佳;应变速率敏感性指数m值均大于0.3,且随变形温度的升高而增加;在500~530℃的变形温度范围内,m值大于0.5,表明7B04铝合金超塑性变形以晶界滑动为主要变形机制;变形激活能Q为190kJ/mol,表明7B04铝合金的超塑性变形主要受晶内扩散控制;7B04铝合金超塑性变形中在晶界附近有液相产生,且适量的液相有利于提高材料的超塑性能。 相似文献
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微成形技术是未来批量制造高精密微小零件的关键技术,但是,微小尺度下材料的塑性变形行为不仅表现出明显的尺度效应,而且零件尺度已经接近常规材料的晶粒尺寸,每个晶粒的形状、取向、变形特征对整体变形产生复杂的影响,难以保证微成形的工艺稳定性。本项目采用纳米材料进行微成形,制造微阵列,零件内部包含大量的晶粒,可以排除晶粒复杂性的影响,而且纳米材料具有超塑性,在超塑状态下,变形抗力和摩擦力都明显降低,从而显著降低微成形工艺对模具性能的苛刻要求,提高工艺稳定性和成形精度。目前,纳米材料超塑性微成形技术方面的研究极少,变形时纳米材料的力学行为、变形机理、尺度效应、位错演化、力学模型等关键问题还有待研究。采用电沉积技术制备晶粒尺寸可控的纳米材料,将工艺实验研究、性能测试、组织分析、力学性能表征、数值模拟相结合,深入探究了纳米材料微阵列超塑性微成形机理和成形规律,以促进该技术的广泛应用。 相似文献