先进材料的超塑性研究进展

综述机械合金化合金、陶瓷、金属间化合物、金属基复合材料、陶瓷材料等先进材料的超塑性研究的进展，以及这些先进材料的超塑性行为与普通细晶金属材料中的超塑性行为的显著差异。并展望了今后的研究发展趋势。     

细晶粒钛合金热影响区晶粒长大规律

细晶粒钛合金经历焊接热循环后,热影响区粗晶区晶粒具有严重的长大倾向。针对TIG焊接过程,研究了显微组织为等轴状结构的细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大规律,分析了晶粒粗化对粗晶区组织转变和接头硬度的影响。结果表明,母材晶粒细化引起的冷却过程中卢相变点变化,导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒与普通Ti-6Al-4V合金相比具有更小的长大倾向;马氏体形核率的降低导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区a’马氏体束在生长过程具有更强的位相性,晶界片状马氏体片层厚度和晶内马氏体板条长度随粗晶区晶粒尺寸增加明显增大;与普通Ti-6Al-4V合金相比,细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大未引起软化问题。     

GH4169合金非均匀组织在加热过程中的演化机理

通过对第二相状态、晶界取向差及晶粒尺寸演化的分析,研究了GH4169合金不均匀组织在加热过程中的演化机理.结果表明,GH4169合金中d相的体积分数在低温下随温度的升高和时间的延长而增加;在高温时随温度的升高而降低,随时间的延长先增加后降低至恒定值.第二相的钉扎作用表现为:晶内析出的d相和g"相阻碍位错的运动,沿晶界析出的d相阻碍再结晶晶粒的形核和长大,碳化物阻碍晶粒长大.小角度晶界的体积分数随加热温度的升高和时间的延长而降低;高温下,退火孪晶的生长使得小角度晶界含量增加.GH4169合金的组织演化机理主要包括:亚晶长大、再结晶晶粒的长大和退火孪晶的长大.新的再结晶晶粒主要通过亚晶长大过程获得,亚晶长大过程主要通过小角度晶界的转动和位错的迁移完成.晶粒长大过程受到抑制时,合金通过退火孪晶的形核及长大耗散其吸收的热量.     

超临界机组R26高温合金螺栓典型组织与性能

对晶粒粗大、析出相呈带状分布、粗晶粒与细晶粒交替呈带状分布3种类型R26高温合金螺栓进行化学成分检验、金相检验、力学性能试验以及扫描电镜分析,并对螺栓硬度超标和显微组织异常问题展开研究。结果表明,3种类型螺栓冲击吸收能量、室温强度和塑性指标、600℃高温强度指标处于较高水平。析出相呈带状分布、粗晶粒与细晶粒交替呈带状分布是标准不允许的带状组织,并造成螺栓硬度高于标准要求,带状区域或细晶区域存在颗粒状碳化物(富含Ni、Cr、Co、Mo、Ti合金元素)或块状析出相(富含Ti、Mo合金元素)偏聚现象,是螺栓固溶处理不充分导致结果。粗晶粒与细晶粒交替呈带状分布的螺栓在600℃高温拉伸断后伸长率仅为5. 6%,高温塑性较低。晶粒粗大螺栓600℃高温拉伸断口以沿晶断裂为主,并存在较多二次裂纹,其室温塑性和冲击吸收能量低于含带状组织螺栓。室温拉伸性能指标不能有效反映R26高温合金螺栓的服役性能,关于带状组织对R26高温合金螺栓持久强度和蠕变性能的影响有待进一步研究。     

Al—Mg—Mn—Zr合金超塑性的研究

对Ａｌ－Ｍｇ－Ｍｎ－Ｚｒ合金（成分接近ＬＦ６）的超塑性进行了研究，该合金经适当形变热处理后，可以获得良好的超塑性，显微组织由于基体内弥散分布大量第二相粒子，在超塑变形时能够获得稳定，等轴的细晶结构，因而超塑效应十分显著，合金的超塑断裂是脆性沿晶断裂，主要是空洞长大和连接的结果。     

FGH96高温合金的再结晶组织特征

FGH96高温合金的再结晶主要包括孕育期、形核期和晶核长大期。再结晶形核与长大对温度非常敏感:当变形量较小时,在1050℃充分形核,在1080℃再结晶晶核等轴化过程稳定,能够得到均匀细小的等轴晶,而当温度高于1110℃时,再结晶等轴晶粒显著长大;随着变形量的增大,获得细晶粒的温度由1110℃降低到1080℃左右。促进形核、抑制晶粒长大均有利于晶粒细化。另外,再结晶优先在原始颗粒边界发生,当变形不充分时,内部残留未再结晶区,得到不完全再结晶组织,即"项链"组织。同时,这种组织也是粉末冶金材料晶粒细化过程中必然存在的中间态特征组织,随着变形方向的增加、累积变形量的增大,原始颗粒中心区域能够发生再结晶,"项链"组织也逐渐转化成等轴细晶组织。     

双态组织TiAl基合金拉伸塑性的断裂力学

探讨了双态组织TiAl基合金中晶粒尺度对合金常温拉伸塑性的影响. 对等温锻造后的γ-TiAl基合金进行了热处理, 获得了含有不同等轴γ晶粒及片层晶粒体积比的双态组织. 采用单轴拉伸实验, 对断口进行分析发现 双态组织的断裂方式是脆性断裂, 在片层区域以穿晶解理断裂为主, 而在以等轴γ区域为主的细晶区以沿晶断裂为主. 通过统计断裂力学分析, 建立了双态组织TiAl基合金拉伸塑性模型, 并得出结论 只有在晶粒半径细化到50μm以下, 才会对拉伸塑性产生较大的影响.     

时效处理对GH4169合金显微组织及高温拉伸变形行为的影响

研究了在900 ℃超温服役的试验条件下,时效时间对GH4169合金的显微组织形貌、显微硬度和高温拉伸性能的影响。结果表明:随着时效时间的延长,δ相先由晶界呈短棒状析出,然后以长针状覆盖整个晶粒。时效初期晶粒有长大现象,随着δ相沿晶界的不断析出,晶粒长大现象消失。900 ℃时效处理使得GH4169合金强化相发生溶解与转化,致使合金显微硬度从44 HRC急剧降至13.6 HRC,但后续保温时间的延长对显微硬度影响较小。δ相的析出对合金的高温力学性能有显著影响,适量的析出提高了合金的抗拉强度和高温塑性,大量析出则导致合金抗拉强度变低,高温塑性变差;不同时效处理后的合金高温拉伸均为典型的弹性-均匀塑性变形,变形断裂机制皆为微孔聚集型断裂。     

B对高W镍基高温合金凝固行为的影响

研究了B对一种高W镍基高温合金凝固行为的影响。结果表明,B阻碍了枝晶的长大,增加中心等轴晶晶区,细化铸锭晶粒;同时B加剧了合金中Nb,Ti,W等元素的偏析,抑制了凝固过程中η相的析出,使MC析出形态由长条状变为块状.     

细晶超塑性与热处理

在各种类型超塑性中，细晶超塑性是目前国内外研究得最为广泛的一种。获得细晶超塑性的基本条件之一是材料应具有微细等轴晶粒，一般晶粒尺寸应小于10μm，最好在0.5～1．5μm，并应保持等轴状[1，2]。此外，在超塑性温度下，晶粒还应具有较好的热稳定性。而获得这种晶粒与热加工工艺，特别是热处理工艺密切相关。1为什么要获得微细等轴晶粒普遍认为，超塑变形是晶界行为起主要作用。细晶超塑性变形的主要机制是有扩散蠕变、晶内滑移等机制协调的晶界滑移[3]。晶界迁移、晶界滑移有助于在超塑变形过程中的应力松弛，提高塑性，防止裂纹产生…     

980 ℃长期时效对DD15单晶高温合金组织稳定性的影响

采用选晶法在真空高梯度定向凝固炉中制备第四代单晶高温合金DD15试棒,热处理后在980 ℃分别时效400、800、1200、1600、2000 h,研究不同时效时间的合金组织。结果表明:合金的热处理组织由立方化较好γ′相和基体γ相组成。随着980 ℃时效时间增加,γ′相合并长大仍保持立方形状,基体通道的宽度增加;时效1600 h时,未有TCP相析出;时效2000 h时,析出极少量TCP相,合金具有良好的组织稳定性;合金中较多的Re、W、Ta、Mo、Nb等高熔点元素能够抑制γ′相长大,Ru元素能够抑制TCP相的析出,合金具有良好的组织稳定性。     

固溶工艺和纳米SiC添加对快冷AZ91镁合金组织及性能的影响

采用铜模喷铸快冷法制备了添加纳米SiC的AZ91镁合金试样,研究不同固溶工艺对其组织及性能的影响。结果表明:铜模激冷与纳米SiC的添加可共同促进快冷镁合金的凝固组织发生细化,形成细小均匀的粒状晶形貌。经320℃等温处理8 h后,快冷AZ91+2 mass%纳米SiC合金发生不完全固溶现象,晶界处存在大量β-Mg_(17)Al_(12)相,同时晶粒内部形成弥散分布的沉淀析出相。随固溶温度提高,原子扩散速率的增加有利于β相向α-Mg基体中溶入,经370℃/4 h等温热处理后固溶效果明显,非平衡凝固组织基本转变为多边形等轴晶形貌。当固溶温度进一步升高到400℃时快冷镁合金中可获得单相固溶体组织,同时纳米SiC的存在有效提高了细晶组织的热稳定性,快冷合金的平均晶粒尺寸仅为9μm,高温晶粒长大行为得到有效抑制。     

纳米晶NiTi形状记忆合金/Nb纳米线复合材料的超弹稳定性

传统NiTi形状记忆合金因其低的强度显著降低了马氏体相变的超弹稳定性,本文通过熔炼、锻造、拔丝及退火获得了平均晶粒尺寸为14 nm的NiTi和Nb纳米线复合材料,并通过循环拉伸测试研究了该复合材料马氏体相变的超弹稳定性。结果表明：用6%的应变量循环拉伸10次后,纳米晶NiTi合金/Nb纳米线复合材料呈现低的残余应变(0.52%)、高的超弹应力(748 MPa)及低的超弹应力的降低率(16%),此综合性能优于以往研究的NiTi合金。这主要源于纳米晶NiTi合金/Nb纳米线复合材料中纳米晶粒产生的细晶强化和Nb纳米线产生的第二相强度,由此显著提高复合材料的强度并抑制马氏体相变过程中塑性变形的产生,因而提高了该复合材料马氏体相变的超弹稳定性。     

双级时效对1420铝锂合金超塑性的影响

采用金相、透射电镜、高温拉伸等检测手段研究了双级时效对1420铝锂合金组织及超塑性的影响,结果表明:与单级时效相比,双级时效处理得到分布更均匀、体积分数更大的析出相粒子.双级时效经过轧制和再结晶退火后,得到的晶粒尺寸为8～12μm;500℃条件下8×10-4s-1超塑性伸长率达到860%.第一级低温时效先在基体形成较均匀的细小粒子,这些粒子不仅在晶界,也在晶内大量析出.在高温时效时,这些粒子长大形成分布均匀,体积分数大的析出相粒子.     

分步拉伸变形对TA15合金超塑性的影响

采用分步变形法对TA15合金在10 kN高温电子拉伸试验机上进行了超塑性拉伸试验,研究了变形温度和预变形量对该合金超塑性性能及微观组织演变。结果表明:变形温度为850~950℃和预变形量为100%~200%时,TA15合金呈现出良好的超塑性;变形温度为900℃和预变形量为150%时,该合金的超塑性能最好,最大延伸率为1456%;变形温度为950℃时,该合金的超塑性能降低,延伸率仅为188%。TA15合金的微观组织状态显示:该合金在拉伸变形过程中微观组织保持等轴状,但是随着变形温度的升高,晶粒开始长大,变形温度越高,晶粒长大越显著。     

SiC颗粒参与下快冷镁合金异质形核与高温晶粒长大

采用铜模喷铸与高温退火相结合,研究快冷AZ91+Si C合金组织细化与高温晶粒长大,揭示Si C颗粒对亚快速凝固镁合金异质形核及热稳定性的影响。结果表明:Si C可促进亚快速凝固过程中异质形核,阻碍凝固界面迁移,显著细化喷铸合金组织。400℃等温退火后,组织从枝晶向等轴晶转变并发生明显晶粒长大,快冷AZ91合金保温8 h后平均晶粒尺寸达78μm。添加2%Si C后,晶粒长大得到有效控制,8 h退火处理后平均晶粒尺寸仅为22μm。Si C的存在提高了基体中晶格畸变,退火组织中析出层片状与粒状共存的沉淀相。晶粒细化及Si C的添加提高了快冷镁合金显微硬度。随退火时间延长,合金硬度下降。沉淀相的析出导致AZ91+2%Si C合金硬度增加,最高可达111HV,比AZ91合金的硬度提高63.2%。     

Ni—Al—Ti细化剂对K4169高温合金铸态组织及性能的影响

研究了Ｎｉ－Ａｌ－Ｔｉ细化剂对Ｋ４１６９高温合金铸态组织及性能的影响,结果表明,合金液不经过均匀化处理,在１４２０℃下加入细化剂浇注可显著细化晶粒和高断面等轴晶的比例,细晶组织及室温拉伸性能明显优于普通铸造组织,在中温下,细晶组织的强度高于普通铸造组织,但二者的拉伸塑性相差不大,细晶组织的中温持久寿命显著高于普通铸造组织,但二者的持久塑性差别不大,利用扫描电镜对拉伸和持久断口进行了分析。     

TB8钛合金超塑性变形的组织演变

研究了TB8合金在不同变形条件下的超塑性及其显微组织。结果表明,变形温度为690～840℃、应变速率为1.0×10~(-4)～1.0×10~(-3)s~(-1)时,TB8钛合金均具有超塑性。750℃、1.0×10~(-4)s~(-1)拉伸时,合金塑性最佳,伸长率为524.9%。变形过程中,变形软化和加工硬化相互抵消,表现为传统的超塑性变形稳态流动特征。变形温度、应变速率和变形程度对合金的超塑性、显微组织均有明显影响。应变速率越低,等轴β相晶粒尺寸越大。拉伸温度升高,β相晶粒尺寸增大,α相颗粒逐渐被溶解,β相饱和化,但仍能保持一定的等轴度。随着变形程度增大,β相晶界和基体弥散析出的α相越多,细小、弥散分布的α相可以抑制晶粒的过分长大,使合金塑性得到改善。     

Ti-55531合金退火处理工艺研究

研究了两相区、单相区退火和双重退火对Ti-55531合金组织和性能的影响。两相区退火后合金的组织为由条状相α等轴状α相和β转变组织组成的双态组织，随着第一阶段退火温度的升高，等轴状α相比例呈降低的趋势；单相区退火后合金为带有粗大β晶粒的魏氏组织，随着退火温度的升高，β晶粒长大；双重退火后合金组织中含有较大比例的针状α相。两相区退火可获得较高的延伸率、断面收缩率，但抗拉强度较低；单相区退火可获得较好的强塑性匹配；单相区双重退火后合金具有最高的抗拉强度，而合金延伸率、断面收缩率最低。     

Fe-Co多元合金晶粒细化机制

采用合金熔体深过冷与铜模激冷相结合的凝固技术,研究了Fe47Co47Nb2.5Cu2.5B1合金的晶粒细化机制.研究结果表明,合金凝固组织由外层扩大的细晶区和芯部的等轴晶两部分组成.细晶区晶粒细化主要在于铜模激冷提高了该区域熔体的过冷度,导致熔体形核率增大,抑制了晶粒长大,并在大的枝晶应力作用下发生枝晶碎断.合金芯部组织细化则主要是由于细晶区为内部过冷熔体提供了更多形核质点,并且结晶潜热的释放促使枝晶发生熔断.