超塑性合金

摘自《日經力》5(1989),1,92～94. 为了显示超塑性现象一般要求合金具备三个条件:(1)形成粒径约数微米的等轴晶粒组织,并且在变形过程中晶粒组织必须不因热作用而粗化;(2)变形速度在10~(-3)～10~(-5)/s范围以内,超出此范围就会使得延伸率减小;(3)超塑性加工温度高于其熔点绝对温度的1/2,即处于其超塑性温度范围以内,超出此范围则不利于超塑性变形。另外还有在合金加热或冷却过程中相变时显示超塑性的“相变超塑性”。超塑性成型特別有利于在难加工材料的复杂形状成型加工。铝合金、钛合金和镍合金的超塑性加工件,已     

Ti679合金晶粒度对其超塑性的影响

一、引言众所周知,金属材料产生超塑性一般都要求符合以下条件:材料具有等轴细晶组织;变形温度必须在0.4～0.7绝对熔化温度之间;在10~(-6)至10~(-3)秒~(-1)的应变速率范围内变形;应力对应变速率敏感性指数 m 应大于0.3,最好超过0.5。Ti679合金超塑性研究一文,仅研究了α相粒度为2.02微米的等轴超细晶组织对     

热挤压粉末IN100合金的超塑性

本工作采用氩气雾化INl00合金粉,经真空脱气,装入不锈钢套,封焊后,进行热挤压。挤压棒材具有良好的超塑性,在温度为1040℃应变速率为10~(-2)～10~(-3)/min时,拉伸试样的延伸率可达824～1090％,流动应力仅为1.O～1.5kgf/mm~2。本文研究了挤压工艺参数对合金超塑性和机械性能的影响,探索了最佳超塑性的温度范围,研究了超塑性合金的组织特点以及经热处理后的组织变化。试验结果说明热挤压粉末IN100合金的室温和7000℃的抗张性能以及持久性能均优于铸造IN100合金。     

FGH95粉末冶金高温合金的超塑性

FGH95粉末冶金高温合金,是制造航空发动机涡轮盘的材料。本文研究了 FGH95的超塑性行为,介绍了获得超塑性材料的工艺方法。结果表明,当晶粒度<10μm,温度为950～1100℃,应变速率为10~(-1)～10~(-2)/min 时,该合金具有良好的超塑性,最大延伸率可达726%。     

Zn—Al超塑性合金异常组织的消除研究及应用

我们最近用新购进的一批Zn—22%Al超塑性合金成形电门铃外壳注塑模型腔,电门铃外壳腔尺寸为105×65×25mm,底部有十多条宽2mm,高2mm,间隔2mm的小凸台。这样复杂的凹模型腔用传统的制模工艺很难加工,用Zn—22%Al超塑性合金理应可以制得轮廊清晰、尺寸精确、表面光洁的型腔。但在实际成形过程中出现了未预料到     

新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金挤压棒材的超塑性行为研究

文章通过电子背散射衍射(EBSD)、宏观织构(Texture)、扫描电镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等手段研究了一种热挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr棒材的超塑性行为和组织演变。试验结果表明,合金在470～510℃的温度范围和5×10~(-4)～5×10~(-3) s~(-1)的应变速率范围内可以实现合金的超塑性(伸长率≥200%)。在490℃和5×10~(-3) s~(-1)变形条件下,合金的动态软化机制以动态回复为主,但动态软化过程不够充分,随着变形程度的增加,HAGBs占比减小,形变织构强度增加。同时由于Al_3Zr颗粒的存在,可以有效的钉扎晶界和位错,抑制热变形过程中再结晶的发生。此外,通过分析超塑性拉伸数据可知,Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的平均应变速率敏感性指数和平均变形激活能分别为0.2和187.7 kJ/mol。因此,主要的超塑性变形机制是晶格扩散协调的位错攀移。     

粉末氧含量对热等静压FGH4169合金力学性能与组织的影响

以氧含量分别为60×10~(-6),145×10~(-6)和216×10~(-6)的GH4169预合金粉末为原料,采用粉末热等静压法制备成块体合金,然后进行热处理,研究粉末氧含量对FGH4169合金的室温和高温力学性能及组织的影响。结果表明,随原始粉末氧含量从60×10~(-6)增加到216×10~(-6),Al和Ti元素在粉末表面富集,并生成斑点状氧化物;粉末氧含量对FGH4169合金的致密度无明显影响,但可改变合金中碳化物的分布和形态。高氧含量的FGH4169合金中易形成原始颗粒边界(prior particle boundary,PPB),PPB中含有碳化物和氧化物。FGH4169合金在室温和高温下的塑性均随氧含量增加而降低,粉末氧含量为60×10~(-6)和145×10~(-6)时,FGH4169合金在室温和650℃下的强度和塑性都能达到变形GH4169合金的标准值。     

Ti3Al基超α2合金的镦粗热锻

由于超a2(Ti—25Al—10Nb—3V—1Mo)合金的密度小和强度大,所以它在航空与航天用途中很有潜力.另一方面,因为成本高和加工困难,人们对于利用锻造工艺将这种高技术材料加工成为近净形零件等产生了极大的兴趣;据认为,这样可使后续的机械加工和材料损失都减少到最低程度.采用锻造方法加工超α_2合金还可以提高它在工程用途中的效益.为了改善Ti_3 Al基超α_2合金的机械性能(尤其室温塑性),大量地研究了热形变处理工艺.     

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。     

超塑性变形Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金的室温机械性能

亚稳β型Ti—15V—3Cr—3Sn—3Al合金(Ti—15—3)即使原始晶粒粗大(15～170μm),在β相变点附近也可出现超塑性\ 现象,但超塑变形中几乎见不到普通超塑合.金常见的空穴的形成.一般认为,这是因为在β相交点附近变形时优先产生动态回复,形成亚晶粒组织,晶界滑移作用较小所致.这种回复组织通过时效处理,室温抗拉强度可达1900MPa,延伸率也有10%.因此有望通过起塑性变形提高合金的室温机械性能.下面研究Ti—15一3合金超塑变形后的机械性能.     

伪二元合金Zr_3Al和Ti_3Al的机械性能

研究了Zr_3Al-Ti_3Al合金在77～1073K时的抗张性能。Zr_3Al中加入钛可提高合金的屈服应力及其对温度的依赖性,这种作用是由于Zr_3Al颗粒的应力集中所致。从X射线分析看,Zr_3Al中添加钛的极限为10～15at％,超过此限则合金韧度降低,但屈服应力增大。由在空气和真空度低于1.3×10~(-2)     

合金铸钢车轮

40ZGMn合金铸钢车轮,由云南金马矿山机械厂试制,具ZL—300,ZL—350,ZL—400三种,分别与0.5～10米~3矿车配套,在国内56个矿山使用。合金铸钢车轮的使用,为我国窄轨矿车运输,     

Ti-Al合金

添加硼的Ti-Al合金的含量(at％)极限为:50.5～54.2Ti、45～49Al、0.2～1.5B,最好大约含53.5Ti、45.8Al、1B或52Ti、48Al、0.5B。 合金在熔化后最好迅速固化,随之将凝固后的合金加热、加压,并在1300～1350℃进行热处理。     

Zn-0.66％Cu-0.38％Mn合金的超塑性

本文对一种在固溶体基体上分布有弥散化合物微粒的锌基合金进行了超塑性研究。急冷凝固的Zn-0.66％Cu-0.38％Mn合金经晶粒微细化处理后获得了晶粒平均直径小于10μm的微细晶粒组织。在250～300℃和3×10~(-4)～4×10~(-3)s~(-1)的初始应变速率拉伸条件下,此合金呈现出典型的超塑变彤力学特征。Ⅱ区内的m值约为0.49,延伸率约为300％。250℃时应变速率、流变应力σ及平均晶粒直径d之间符合ocσ~2/d~2关系。在250～300℃温度范围和恒定应力条件下测得此合金的超塑变形激活能为54.2±5.6kJ/mol,与纯锌的晶界自扩散激活能很接近,说明此合金的超塑变形是由晶界自扩散所控制的。     

具有高阻尼性的新型压铸合金

众所周知,共析点的锌—铝二元合金,具有较高的阻尼(减震)性,但因其强度低而未被应用。作者开发了压铸用的锌—铝合金,其商标为Cosmal—Z,或称科斯马耳锌—铝合金。由于在此合金中添加了硅、铜和锰,提高了强度,但又不降低其固有的高阻尼性。这些合金中,ZM—11含Al 22%,ZM—3含Al 40%和超利斯马耳含Al 60%。ZM—1在室温时、ZM—3在高达100℃时、以及超科斯马耳在高达150℃时,均有很高的强度和振动阻尼特性。此外,这些合金在压铸时有很好的铸造性能,与现有的铝压铸合金相比,用科斯马耳高阻尼性合金生产薄壁压铸件是可能的。     

Al-Zn-Mg-Zr高强度铝合金超塑性的研究(Ⅰ)——制取工艺、超塑性力学特性及显微组织

已掌握试验合金超塑性板材的制取工艺,获得平均晶粒大小为7.78μm截长的细晶。该板材的超塑性力学特性系统试验表明,于550℃ε_0=(3.3～6.6)×10~(-1)分~(-1)范围拉伸变形,能获得δ=890～1050％、m≥0.4的较佳超塑性。超塑性变形后断裂试样的显微解析揭示,断裂处附近不仅晶粒粗大(>20μm)而且有密集孔洞,孔洞大小相当于一个粗大晶粒,试验合金系孔洞敏感材料。     

一种超高强铝锂合金及其制备方法

正中国专利CN201310448824.0本发明涉及的是一种超高强铝锂合金及其制备方法,该合金化学成分(质量分数/%)为:Cu3.5～4.5、Li1.0～1.6、Mg0.30～0.70、Ag0.2～0.70、Zn0.30～0.80、Mn0.20～0.50、Zr0.06～0.16,杂质Si0.10、Fe0.10%,其它杂质单个0.05,总量0.15,余量为Al。本发明用Mg、Ag、Zn微量元素共同复合强化,按合金成分配料,将原料熔化,     

金属基复合材料中高应变速率超塑性的流变学观点

超塑成形是实用而有效的制造技术。然而,超塑性变形速率低,典型速率为10~(-5)～10~(-3)S~(-1),是其存在的主要问题之一。最近的一些研究表明,以非常高的应变速率(大于10~(-1)S~(-1),最高达10~2S~(-1))也能出现超塑性。一特定实例是应变速率为lS~(-1)时,抗拉伸长率超过1250％。迄今,由本文作者发现的这种高应变速率超塑性(HSRS)现象,在某些材料中已有报导,这类材料包括金属合金、金属基复合材     

TA15合金应变速率循环超塑性研究

采用应变速率循环法（基于时间间隔）研究了TA15合金的超塑性。在变形温度分别为850,900,950℃,应变速率范围为5×10^-6～5×10^-4s^-1的实验条件下,考察了工艺参数对流变应力、m值及其超塑性的影响。结果表明,TA15合金具有较好的超塑性,最佳变形温度为900℃,伸长率为846％。     

Al0.5CoCrFeNiBx多主元高熵合金的组织结构和力学性能

采用真空电弧炉熔炼不同B含量的Al0.5CoCrFeNiBx(x为摩尔分数,x=0,0.1,0.2,0.25,0.3)高熵合金,通过XRD分析、SEM观察和力学性能测试研究了不同B含量对Al0.5CoCrFeNiBx高熵合金微观组织结构与力学性能的影响.结果表明:Al0.5CoCrFeNiBx合金主要由简单的面心立方结构和体心立方结构相组成.Al0.5CoCrFeNi合金组织为典型的树枝晶形貌,B元素的加入使枝晶组织细化,且枝晶间形成针状β相和岛状a1相.适量B元素能提高合金的抗拉强度,但降低合金的塑性.