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.     

供应态LC9铝合金的超塑性试验研究

通过拉伸实验研究了供应态LC9铝合金经退火处理后的超塑性变形特性.在初始应变速率3.3×10-4 s-1,拉伸温度410～510℃时,合金均具有超塑性,平均伸长率为106%～181%.最佳超塑性温度为450℃,最佳初始应变速率为3.3×10-4 s-1,在此温度和应变速率条件下,合金平均伸长率达到181%,m值为0.41,流动应力仅为14.4MPa.显微组织和断口观察表明,在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,再结晶晶粒等轴、细小、均匀.空洞在晶界处形核、长大,最后连接,导致试样断裂.     

供应态LC9铝合金的超塑性试验研究

通过拉伸实验研究了供应态LC9铝合金经退火处理后的超塑性变形特性。在初始应变速率3.3×10-4s-1,拉伸温度410～510℃时,合金均具有超塑性,平均伸长率为106%～181%。最佳超塑性温度为450℃,最佳初始应变速率为3.3×10-4s-1,在此温度和应变速率条件下,合金平均伸长率达到181%,m值为0.41,流动应力仅为14.4MPa。显微组织和断口观察表明,在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,再结晶晶粒等轴、细小、均匀。空洞在晶界处形核、长大,最后连接,导致试样断裂。     

大晶粒7050铝合金的超塑变形行为研究

对7050铝合金进行固溶处理,随后在应变速率为1.0×10-4～1.0×10-1 s-1,温度为420℃及460℃的条件下进行拉伸测试。采用光学显微镜、扫描电镜及背散射技术对变形后的试样进行了检测。结果显示,在应变速率为1.0×10-1 s-1且温度为460℃时,铝合金具有最大的超塑性,伸长率达273%;在此变形条件下,塑性变形过程基本处于稳定状态,应力保持不变。微观组织从粗大晶粒变为双峰结构,并继续转变为接近均匀的细晶粒;随着超塑性应变的增加,动态复原过程从动态再结晶与动态回复转向完全动态再结晶。     

应变速率对TA15钛合金超塑性的影响

采用恒应变速率拉伸方法研究了应变速率对TA15合金超塑性的影响。结果表明,在变形温度为900℃,应变速率为3.3×10-4～1.1×10-2s-1时,随应变速率的降低,伸长率逐渐增大,最大伸长率为1074%。同时,在高应变速率条件下也获得了良好的超塑性能。此外,应力-应变曲线中出现了较长的应变硬化阶段,应变速率越低,应变硬化阶段越长,并且有利于超塑性变形。微观组织观察表明应变速率对TA15合金显微组织演变有着显著的影响,应变速率越低,显微组织粗化越严重。高应变速率条件下,由于动态再结晶的作用,试样变形区出现了很多新的细小等轴α相。     

粗晶Ti40合金超塑性变形时的动态软化行为研究

采用单向拉伸试验对粗晶Ti40合金进行了超塑性能测试,并结合TEM和EBSD分析技术研究了该合金超塑性变形过程中的动态软化行为及机制。结果表明：粗晶Ti40合金在所选实验条件下具有良好的超塑性能并在840oC、1×10-3s-1条件下获得最大延伸率436%;基于形变Z因子和断裂延伸率并结合微观组织分析可将变形条件划分为无超塑性、动态回复、动态再结晶三个区域;分别基于Sellars模型和KM方程建立了Ti40合金超塑性变形的动态再结晶临界应变模型和位错密度演变模型;粗晶Ti40合金超塑性变形过程中的动态回复以位错运动—位错胞—多边形化—形成亚晶的机制为主;动态再结晶机制主要为亚晶持续转动导致大角度晶界形成的连续动态再结晶。     

Ti40阻燃合金粗晶超塑性变形行为及机理

借助OM、TEM研究了高温条件下Ti40阻燃合金的粗晶超塑性变形行为及机理。结果表明:在920℃下,应变速率为5×10-5～1×10-2s-1的Ti40合金表现出良好的超塑性行为,拉伸延伸率均超过250%,应变速率敏感指数m大于0.3。超塑变形后,粗大的等轴组织细化。TEM分析表明,在变形过程中,位错运动形成亚晶界,亚晶界通过吸收滑移位错形成小角度晶界甚至大角度晶界。Ti40合金的粗晶超塑性是由动态回复和再结晶共同作用的结果。     

超塑成形工艺对TC21合金超塑性的影响

分析对比了一步与两步超塑成形法对未经特殊细化的TC21钛合金超塑性和显微组织的影响。研究结果表明:在变形温度为870~930℃范围内,两步超塑成形伸长率明显好于一步超塑成形。在变形温度为870℃,第1步和第2步应变速率均为3.3×10-4s-1,预应变量为50%,间隙保温时间为20 min时,两步超塑成形的伸长率达到最大值为438.60%,和恒应变速率的一步超塑成形相比,伸长率提高了74.72%。真应力-应变曲线表明:两步超塑成形时,第2步开始时的应力明显小于第1步结束时的应力,第1步变形对金属产生了一定的软化作用。显微组织显示:动态再结晶一直伴随着整个两步超塑性变形过程,再结晶行为的发生为塑性变形提供了细小等轴组织,有利于该合金超塑性的提高。     

高应变速率轧制ZK60板材的超塑性行为

研究高应变速率轧制ZK60镁合金板材在523~673 K、1×10-3~1×10-1 s-1初始应变速率下的超塑变形行为及其特征。研究发现:轧制态ZK60板材在648 K、1×10-3 s-1拉伸时,可获得最大伸长率650%,应变速率敏感性指数高达0.53;在623 K、1×10-2 s-1拉伸时,可获得伸长率584.5%,应变速率敏感性指数为0.47,呈现出较好的高应变速率超塑性。微观组织与理论分析表明:ZK60合金板材在高应变速率下的超塑性变形过程中主要的变形机制为晶界滑移机制(GBS),主要协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变,同时还伴有一定程度的液相辅助协调机制。     

退火态Ti2AlNb合金板材的超塑性变形行为

研究退火态Ti2AlNb合金热轧板材在温度为940～980 ℃和初始应变速率为8.33×10-4～1×10-2 s-1时的超塑变形行为.结果表明:该合金具有良好的超塑性;在本实验范围内,其最高伸长率可达400%,最佳超塑条件为960 ℃和1.67×10-3 s-1,可用作超塑性成形工艺制作复杂构件.     

粗晶Mg-Gd-Y-Zr热轧板材高速超塑性变形中的微观结构与织构演变(英文)

研究Mg-Gd-Y-Zr热轧板高速超塑性变形过程中的微观结构与织构演变。在应变速率0.01s-1、变形温度400-500℃的条件下,高温拉伸获得伸长率为180%-266%。变形后的微观结构采用光学显微镜、扫描电子显微镜及透射电子显微镜进行表征;变形后的晶体取向信息采用宏观织构测试分析获得。研究结果表明:高速超塑性是通过动态再结晶协调下的第一类位错蠕变来实现的。合金变形前在435℃预热600s后,观察到了孪晶诱发的再结晶现象;当变形量为80%时,初始的晶粒细化导致均匀的动态再结晶组织。动态再结晶与动态析出的交互作用使得较细的晶粒与较高密度的第二相粒子相伴存在;尽管发生动态再结晶,宏观织构的演变依然表现出基面滑移与柱面滑移导致的晶体转动特征。     

LD10热轧棒材的预处理工艺及超塑性

研究了LD10铝合金经不同组织预处理后的超塑性能。结果表明,工业供应态热轧棒材经380℃、420℃、460℃再结晶退火处理或500℃固溶处理后可获得细小的等轴晶粒组织和较好的超塑性,平均伸长率达到219%以上,个别试样伸长率可高达321%(热轧棒材的伸长率为152%)。经420℃退火处理后,在460～510℃变形温度范围内,及在1.1×10-2s-1～1.1×10-4s-1应变速率范围内,合金均具有超塑性,平均伸长率为108%～232%。本文所得的最佳超塑性温度为500℃～510℃,最佳应变速率为3.3×10-4s-1。在此温度和应变速率条件下,平均伸长率达到223%～232%,流动应力仅为10.4～13.0MPa。     

Ti40阻燃合金大晶粒超塑性变形特性及唯象型本构关系研究

对具有粗大晶粒的Ti40阻燃合金进行了超塑性拉伸试验,确定了其可实现大晶粒超塑性的变形参数区间,并建立了该合金大晶粒超塑性唯象型本构关系。结果表明:在低温高应变速率条件下(温度≤800℃,应变速率≥5×10~(-3)s~(-1))Ti40阻燃合金不具备大晶粒超塑性,在高温低应变速率条件下具有良好的大晶粒超塑性能,最大伸长率436%出现在840℃,1×10~(-3)s~(-1)条件下;真应力-真应变曲线呈典型的4阶段特征;应变速率敏感指数m值随变形温度的升高先增大后保持不变,最大达到0.41;基于Arrhenius方程计算的Ti40合金超塑性变形的激活能为263.3 kJ·mol~(-1);基于BP神经网络构建本构模型,其误差分析表明平均相对误差仅为2.342%,预测的平均相对误差仅为2.715%,说明该本构模型具有较高的精度。     

双相NiAl金属间化合物超塑性

研究双相Ni-31Al金属间化合物的高温变形行为。结果表明,该合金在950~1075℃温度范围,1.25×10-4~8×10-3s-1应变速率范围内呈超塑性变形。在温度为1000℃、应变速率为5×10-4s-1时,最大延伸率可达281.3%。显微结构分析表明,超塑性变形过程中两相具有很好的协调变形能力,超塑性变形后原始组织拉长、细化。双相Ni-31Al金属间化合物超塑性变形机制可能为连续动态回复与再结晶。     

电沉积纳米镍合金及其复合材料的超塑性

采用脉冲电沉积技术制备纳米镍合金及Ni/Si3N4(w)复合材料,在应变速率为1×10-3～2×10-2 s-1,温度为673～823 K的条件下,研究它们的超塑性拉伸变形行为,确定最佳超塑性条件并获得最大伸长率.结果表明,Ni-Co合金在773 K,应变速率5×10-3 s-1时,最大伸长率为279%;Ni/Si3N4(w)复合材料在713 K,应变速率1×10-2 s-1时,最大伸长率为635%.采用SEM 和TEM对电沉积和超塑变形前后试件的显微结构进行表征.应用晶粒长大行为和协调机制对合金和复合材料的超塑性进行对比研究和讨论.     

挤压态AZ91D镁合金的微观组织及其超塑性

研究了挤压态镁合金在280～400℃和1×10-4～1×10-1s-1的超塑性流变行为。结果表明,热挤压可以明显减小AZ91D镁合金的晶粒尺寸;在340℃、1×10-4s-1的变形条件下,其最大伸长率达到487%,应变速率敏感指数m可达0.51。挤压态AZ91D镁合金超塑性变形的主要机制为晶界滑移机制。通过光镜和扫描电镜(SEM)观察了AZ91D镁合金超塑性变形前后的微观组织和断口形貌及其拉伸断裂机制。     

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%...     

Mg-7.0Al-0.2Zn合金的超塑性及其变形机制

研究不具有典型细晶组织的挤压态Mg-7.0Al-0.2Zn(AZ70)合金的超塑性及其变形机制。结果表明:AZ70镁合金具有良好的超塑性变形行为。在380℃及1×10-3s-1的最佳变形条件下,最大伸长率为191.5%。380℃时具有良好的高应变速率(1×10-2s-1)超塑性变形能力,伸长率为161.5%。晶粒尺寸随温度的升高与应变速率的降低而增大。超塑性变形是以晶界滑移为主,表现为变形过程中晶粒组织基本保持等轴,且孔洞沿晶界形成并长大。同时孔洞的长大及连接导致最终断裂,断口形貌显示为典型的韧窝断裂特征。     

分步变形条件对TC4-DT合金超塑性的影响

采用分步超塑成形法研究了未经特殊细化的TC4-DT钛合金的超塑性。结果表明,在温度为860~950℃,应变速率为3.3×10~(-4)～1.0×10~(-2) s~(-1),预应变量为20%～80%,间隙保温时间为5～30min条件下,TC4-DT合金均表现出良好的超塑性(305.93%～506.67%)。变形温度为890℃,预应变量为50%,间隙保温时间为10min,第1步和第2步应变速率均为3.3×10-4 s~(-1)时,TC4-DT合金表现出最佳超塑性,伸长率为506.67%。真应力-真应变曲线表明,第2步开始时的应力明显小于第1步结束时的应力,第1步变形对该合金产生一定的软化作用。TC4-DT显微组织显示,动态再结晶一直伴随着整个分步超塑性变形过程,静态再结晶发生在间隙保温时间。再结晶行为的发生,为塑性变形提供了细小等轴组织,有利于该合金超塑性的提高。     

TC21新型钛合金的超塑性拉伸行为及组织演化

研究了新型高强高韧高损伤容限TC21钛合金的超塑性拉伸变形行为及组织演化规律。结果表明,TC21合金具有良好的超塑性和较宽的超塑性温度-应变速率范围(720℃～960℃,5.5×10~(-5)／s～1.1×10~(-2)／s)。在最佳超塑性条件下(900℃,3.3×10~(-4)／s),平均延伸率达到980％,最高延伸率达到1309％,平均流动应力仅为19.5 MPa。在超塑性拉伸过程中,试样变形区将发生明显的动态再结晶,使原始条状初生α相破断、细化和等轴化,促进超塑性的提高。随着变形温度提高、变形量增大和变形时间加长,将发生聚集再结晶,使再结晶α相合并长大成不规则的大片状,引起显微组织明显粗化,断口表面起伏增加。在最佳超塑性条件下,断口中形成了大而深的空洞,晶界滑动和晶间断裂特征明显。