Ti6Al4V钛合金冷轧板材的超塑性变形行为研究

在温度830～890℃和应变速率0.0005～0.005 s~(-1)下对Ti6Al4V钛合金冷轧板材进行超塑性拉伸实验。利用光学显微镜和扫描电镜观察变形后的微观组织和断口形貌。研究了该合金的超塑性变形行为和变形机理。结果表明:在应变速率为0.0005、0.005 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率先升高后降低;在应变速率为0.001 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率逐渐降低;在830℃和0.001 s~(-1)条件下伸长率达到最大值1259.0%;超塑性最优变形参数区间为温度830～850℃、应变速率0.0005～0.001 s~(-1)。合金的应变速率敏感性指数m值随温度升高先增加,850℃时达到最大值0.472,随后逐渐减小;超塑性变形下的平均激活能为259 k J/mol。超塑性变形过程发生了明显的动态再结晶,微观组织完全转变为等轴组织。超塑性变形的主要机制为晶界滑移。Ti6Al4V合金板材超塑性拉伸断裂属为于沿晶断裂。     

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10~(-3)~1.00×10~(-1)s~(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10~(-3)s~(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。     

TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程

在电子万能拉伸试验机上对TB8钛合金进行了恒应变速率超塑性拉伸试验(变形温度为720~880℃,应变速率为0.000 1~0.01s~(-1)),研究了拉伸流变行为,计算了超塑性拉伸变形激活能和相应的应力指数,建立了TB8钛合金应力-应变本构模型。结果表明,在同一应变速率下,流变应力随变形温度的增加而减少,同一变形温度下,流变应力随应变速率的增加而增加。在变形温度为840℃,应变速率为10~(-4) s~(-1),合金的伸长率最大,为356%;超塑性拉伸变形激活能和应力指数分别为251.25kJ/mol、2.389 5。     

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。     

TiAl基合金超塑性变形的力学行为研究

采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48Al-2.3Cr-0.2Mo(at%)合金的超塑性变形力学行为,并根据计算得到的变形激活能,结合超塑性变形的流变曲线形态,对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析。超塑性拉伸试验分别在800~900℃区间和950~1100℃区间和应变速率ε=1×10-35×10-5 s-1的条件下进行。结果表明,变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段。在950~1100℃区间,加工硬化现象显著。当T>1025℃或ε≤5×10-4 s-1时,应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态,并且随着变形温度升高和应变速率降低,加工硬化阶段增长。原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因。在800~900℃区间,应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52~0.67之间,超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol,晶界扩散是超塑性的速率控制机制。在950~1100℃区间,m的最佳值在0.63~0.77之间,超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol,晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制。     

Mg-Gd-Y-Zr合金热轧板材的粗晶超塑性行为与微结构

对初始晶粒度为66μm的轧制板材在不同温度和不同变形速率下进行超塑性拉伸实验,研究Mg-Gd-Y-Zr合金粗晶热轧板材的超塑性行为与微结构特征。在温度为435℃、应变速率为5×10-4s-1的变形条件下获得的最大伸长率为380%,应变速率敏感系数为0.56。合金的表观变形激活能高于镁的晶界扩散激活能或晶格扩散激活能;合金的超塑性变形机制为晶格扩散控制的位错协调晶界滑动机制。微结构分析结果表明:第二相钉轧晶界,较软的不规则块状的β相承受了部分塑性变形。     

SPZ钛合金超塑性变形后的微观组织研究

研究了SPZ钛合金的超塑性变形及其变形前后的显微组织。研究结果表明,大塑性变形后,SPZ合金轧棒组织为利于超塑性的细小均匀的等轴组织。SPZ合金在740℃～800℃之间具有超塑性,在760℃,初始应变速率为1.11×10~(-3)s~(-1)时,合金的最大超塑延伸率可达2149％；应变速率为1.11×10.~(-2)s~(-1)时,超塑延伸率仍可达1380％。超塑性变形后的晶粒尺寸比变形前粗大,变形温度越高,晶粒长大程度越大。变形前合金的晶粒尺寸为0.89μm；应变速率为2.22×10~(-3)s~(-1)时,在740℃,760℃,780℃变形后晶粒尺寸分别为1.51μm,2.33μm,3.21μm。SPZ合金超塑性变形的微观机制足以晶界滑动为主,晶内变形以及位错蠕变起协调作用。合金超塑性变形与类流态的关系还有待深入研究。     

铸造Ti-47A1-8Cr-2Nb合金的低温超塑性及其组织演变

通过非自耗电弧熔炼及氩气保护浇铸,制备高Cr含量的Ti-47A1-8Cr-2Nb合金.采用金相观察、扫描电镜、透射电镜及高温拉伸测试等实验方法,研究铸态合金在800～1000℃的超塑性变形能力及其变形机制.结果表明,高Cr合金化的铸造Ti-47A1-8Cr-2Nb合金显示出低温超塑性.在850℃的低温及应变速率1×10-4/s时的最大伸长率为630%,应变速率敏感系数m达到0.51.在800～1000℃的变形激活能为245kJ/mol.合金的低温超塑性变形机制是由晶界扩散控制和β→γ相转变而协调的晶界滑动,β相在变形过程中起到了重要的作用.     

LA91超塑性变形力学性能研究

以LA91双相镁锂合金板材为研究对象,在不同温度(423、473、523、573和623 K)、不同应变速率(5×10-4、1.5×10~(-3)、4.5×10~(-3)和1.35×10-2s~(-1))条件下进行超塑性拉伸试验。结合真应力-应变曲线分析LA91超塑性变形行为。结果表明,提高变形温度或降低应变速率,LA91的伸长率增大,流变峰值应力减小,从250 MPa降至30 MPa。其中,在初始应变速率为1.5×10~(-3)s~(-1)、变形温度为623 K条件下伸长率最大为187.04%,具有明显的超塑性特征。基于超塑性本构方程得LA91的应变速率敏感指数为0.41,变形激活能为92.93 k J·mol~(-1),其超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑动。研究结果为LA91双相镁锂合金板材的塑性加工与应用提供了科学依据。     

往复挤压ZK60合金的低温准超塑性(英文)

通过2道次往复挤压制备细晶ZK60合金,在443~523K和初始应变速率为3.310-4~3.310-2s-1的范围内测试合金的低温超塑性。结果表明:往复挤压ZK60合金的平均晶粒尺寸约为5.0m,分布于基体内的破碎二次相颗粒和沉淀颗粒尺寸分别为不大于175nm和50nm。该合金具有低温准超塑性,在523K和3.310-4s-1应变速率下伸长率最大,为270%;在443和473K时,应变速率敏感系数m小于0.2;在523K时m为0.42。当温度不高于473K和523K时,超塑性变形激活能分别不高于63.2kJ/mol和110.6kJ/mol。当低于473K时,主要的超塑性流变机制为晶内滑移;在523K时,主要的超塑性变形机制为晶界滑移,由晶界扩散控制的位错蠕变为主要的兼容机制。     

低成本Ti-Al-V-Fe-O合金热变形行为及热加工图

采用真空非自耗熔炼炉制备了低成本Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金。利用Gleeble-1500D热模拟机,研究了其热加工参数为:变形温度875～1100℃、应变速率0.001～1 s~(-1),变形量为70%时的热变形行为。建立了Ti-6Al-2.5V-1.5Fe-0.15O合金考虑应变量的Arrhenius本构方程,基于动态材料模型建立热加工图。结果表明:变形温度升高,应变速率降低,流变应力降低。通过本构方程计算可得两相区平均热激活能为398.824 kJ/mol,远大于纯钛自激活能,表明热变形软化机制与动态再结晶有关。单相区热激活能为210.93 kJ/mol,略大于纯钛自激活能,以动态回复为主。通过热加工图确定2个失稳区,中等变形温度(950～1070℃)、高应变速率(0.31～0.1 s~(-1))易发生绝热剪切。结合热加工图确定适合的加工区间:应变速率为0.001～0.01 s~(-1),变形温度为875～925℃。     

喷射沉积7075/15SiCp铝基复合材料高温拉伸变形与断裂行为

在300～450℃和0．001～0．1s6-1的条件下,对喷射沉积7075／15SiCp铝基复合材料板材的高温拉伸变形与断裂行为进行了研究，用扫描电镜（SEM）观察拉伸断口。结果表明，流变应力随温度的升高而下降，表现出相当的应变软化直至断裂。伸长率随着温度的升高和应变速率的降低而增加，但其应变速率敏感系数最大值仅为0．24,表明不存在超塑性，变形激活能为379kJ／mol，比基体7075铝合金变形激活能高。拉伸断裂行为主要由延性断裂机制控制，其基体金属可见大量局部塑性变形特征，无界面滑移是导致喷射沉积7075／SiCp复合材料过早断裂而不出现超塑性的主要原因。     

均匀化态Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金热变形行为及加工图（英文）

通过温度在350~500℃,应变速率在0.001~1 s~(-1)的热压缩试验,研究了均匀化态Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金热变形行为和加工图。采用双曲线模型,建立了本构方程,计算的激活能为260.94 kJ/mol。基于动态材料模型,绘制了应变量为0.6,1.2的均匀化态Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金的加工图,用于研究材料的热成型性能。应变量为1.2的加工图显示适合合金加工的两个安全区域:一个是变形温度460~500℃,应变速率0.001~1 s~(-1);另一个是变形温度350~500℃,应变速率0.001~0.005 s~(-1)。同时,讨论了相应的微观组织演变,重点关注了该合金中长程堆垛有序相(LPSO)的变形机制。     

新型超高强韧钛合金热变形行为研究

采用Gleeble3800热压缩模拟试验机研究了新型超高强韧TB17钛合金775～905℃温度范围内、应变速率0.001～10 s~(-1)条件下的热变形行为。分析了该合金在热变形过程中流变应力软化特点及显微组织演变规律,建立了该合金Arrhenius型本构方程。结果表明:采用不同变形温度,TB17钛合金峰值应力对应变速率敏感程度不同,在相变温度以下变形时,峰值应力对低应变速率敏感;而在相变温度以上变形,峰值应力对高应变速率敏感。应变速率对TB17钛合金显微组织具有重要影响,合金应变速率大于0.1 s~(-1)时,以发生动态回复为主,而应变速率为0.001～0.1 s~(-1)时以发生动态再结晶为主;降低应变速率有利于动态再结晶发生,合金在应变速率0.001 s~(-1)时可获得粒度约25μm的β晶粒。变形温度对动态再结晶具有重要影响,在相变温度以下变形仅发生初生α相再结晶,而在相变温度以上变形则发生β相动态再结晶。TB17钛合金在相变点温度以下的热变形激活能为538.4 kJ/mol,在相变点温度以上的热变形激活能为397.4 kJ/mol,该合金在775～905℃热变形软化机制为晶界滑移机制。     

TC11/Ti-22Al-25Nb双合金的热变形行为（英文）

在温度为900~1060℃和应变速率为0.001~10s~(-1)的条件下,通过热模拟压缩实验研究TC11/Ti-22Al-25Nb双合金电子束焊接件的高温热变形行为。结合实验数据,建立双合金热变形中流变应力随应变速率和变形温度的本构方程。同时对变形过程中的激活能进行计算和分析得出,激活能随着应变的增加而逐渐减小。在应变为0.9时激活能为334kJ/mol。变形过程中耗散率η随着变形参数的变化而变化;当应变速率为0.01、0.1和1s~(-1)时,η随应变的增加而增加;而当应变速率为0.001和10 s~(-1)时,η随应变的增加而减小。通过热加工图分析可知,最大耗散率(η=0.51)出现在1060℃和0.1 s~(-1),在此条件下,可以从焊缝区域组织中观察到明显的动态再结晶现象。而当应变速率降低时,耗散率η急剧下降,在1060℃和0.001s~(-1)的变形条件下,η降低到0.02,变形机制以动态回复为主。当失稳系数ξ(ε)为负时,材料高温变形发生失稳。分析可知,应变速率为0.001~0.6s~(-1),变形温度为900~1060℃是双合金热变形的安全区域。     

铸造Ti-47Al-8Cr-2Nb合金的低温超塑性及其组织演变

通过非自耗电弧熔炼及氩气保护浇铸,制备高Cr含量的Ti-47Al-8Cr-2Nb合金。采用金相观察、扫描电镜、透射电镜及高温拉伸测试等实验方法,研究铸态合金在800～1000℃的超塑性变形能力及其变形机制。结果表明,高Cr合金化的铸造Ti-47Al-8Cr-2Nb合金显示出低温超塑性。在850℃的低温及应变速率1×10^-4/s时的最大伸长率为630%,应变速率敏感系数m达到0.51。在800～1000℃的变形激活能为245kJ/mol。合金的低温超塑性变形机制是由晶界扩散控制和β→γ相转变而协调的晶界滑动,β相在变形过程中起到了重要的作用。     

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。     

高Nb-TiAl合金高温塑性变形行为及微观组织演化

对Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B(原子分数,%)合金进行热压缩实验,采用基于动态材料模型建立的加工图研究了在变形温度为950—1300℃,应变速率为0.001—10 s~(-1)条件下的热变形行为.结果表明:在热压缩过程中,高Nb-TiAl合金在不同变形温度和应变速率下表现出不同的流变行为.该合金在温度为950—1200℃,应变速率为1 10 s~(-1)和温度为1250—1300℃,应变速率为10 s~(-1)两个区域内易产生流变失稳现象.在温度为950 1100℃,应变速率为0.1—0.001 s~(-1)的区域和温度为1250—1300℃,应变速率为0.001—1s~(-1)的区域内合金发生了动态再结晶.在动态再结晶区域内功率耗散效率在40%—55%之间,热变形后组织细小均匀.该合金的功率耗散效率的峰值区为1150—1200℃,应变速率为0.001 s~(-1),峰值效率为64%,在此区间内合金发生超塑性变形.     

大晶粒Ni-45Al合金的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为270 μm的Ni-45Al单相合金的高温变形行为.结果表明,该合金在1000—1100℃温区,1×10-4-2.5×10-2s-1的应变速率范围内呈现超塑性变形;在1075℃应变速率为2.5×10-4s-1时,最大延伸率可达245％,相应的应变速率敏感指数为0.3,表观激活能为320 kJ/mol.在超塑性变形过程中发生发生连续回复和再结晶,导致原始大晶粒组织经超塑性变形后的显著细化.     

TC4钛合金板材超塑性性能研究

采用最大m值法、恒应变速率法在850~910℃下测试TC4钛合金板材的超塑性性能,分析了工艺参数对TC4钛合金板材的流动应力、应变速率敏感性指数和微观组织演变的影响。结果表明:该合金的最佳超塑性变形温度在850℃左右,在该温度下的基于最大m值法、恒应变速率法拉伸的伸长率均达到了最大且分别为1031%和631%,而在850℃下最大m值法拉伸能获得材料的最佳超塑性;当变形温度为850~910℃时,最佳变形速率0.00031~0.001 s~(-1);随变形温度的升高、应变速率的降低,该合金的流动应力降低,最大为70 MPa;该合金在850℃、应变ε=0.1条件下的应变速率敏感性指数m值最大且为0.58,并随着变形温度、应变量的增加而降低:超塑性变形中其内部发生了明显的动态再结晶,温度越高,晶粒越粗大。