TA15合金基于变 m 值法超塑性研究

基于变应变速率敏感性指数m值的方法对TA15合金超塑性进行了研究,在1053~1223 K温度范围内进行了超塑性拉伸实验。结果表明：TA15合金的延伸率为580%~1922%。微观组织分析表明合金变形过程中晶粒随温度升高而逐渐长大,但仍保持等轴状,在1223 K时发生α→β相转变,超塑性能严重下降。与恒应变速率法相比较,该方法大幅度提高了TA15合金的超塑性能。此外,超塑性变形过程中,力学性能和微观组织演变特征与Ashby-Verrall模型较吻合,因此推断出TA15合金基于变m值法超塑性变形的主要机制是扩散蠕变协调的晶界滑移。     

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。     

基于m值高效法的TA15合金超塑性变形

对TA15合金在拉伸试验机上进行应变速率敏感因子(m值)高效超塑性变形试验,研究合金的超塑性性能和显微组织。结果表明:在780~950℃变形时,TA15合金呈现出良好的超塑性能;900℃变形时,该合金的超塑性能最好,m值达到0.62,最大伸长率为1287%;随着变形温度的升高,合金的超塑性能降低,950℃时伸长率仅为567%。显微组织分析表明:TA15合金在超塑性变形过程中,晶粒始终保持等轴状;由于变形温度升高,晶粒合并长大,950℃时发生?→?相转变,初生?相体积分数大幅度降低。与最大m值法相比较,m值高效超塑性变形不仅使TA15合金获得了良好超塑性能,变形效率也显著提高。     

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。     

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。     

LZ91镁锂合金板材的超塑性气胀成形研究

本文利用热拉伸实验、气胀成形实验、金相分析和扫描电镜观察,研究LZ91镁锂合金板材的超塑性、气胀成形性能及其组织结构。结果表明:在热拉伸变形温度为573 K、应变速率为0.001 s-1时,其伸长率可达343.7 %,应变速率敏感指数为0.697,轧制态的LZ91合金板材表现出优良的超塑性;在胀形温度573 K,胀形气压0.06 MPa条件下,板材成形高度为51.14 mm,高径比达1.279,说明该镁锂合金板材具有良好的超塑性成形潜力;在热拉伸变形和超塑性气胀成形过程中,均有动态再结晶现象产生,可有效提高该合金的塑性成形能力;在拉伸断口和胀形件破裂处断口均存在典型的超塑性空洞形貌特征,说明两者的主要变形机制均为晶界滑移,且合金超塑性失效的主要原因是空洞的长大和连接。     

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.     

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。     

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。     

TB8钛合金形变诱导超塑性研究

采用形变诱导法对TB8钛合金进行了超塑性拉伸实验,研究了变形温度、预变形量和中间保温时间对该合金超塑性性能及微观组织演变的影响。结果表明:与恒应变速率法拉伸相比,该方法拉伸后合金的超塑性得到大幅度地提升;变形温度为750℃、预变形量为50%和保温时间为20 min时,该合金的超塑性能最好,伸长率为796.1%。预变形阶段,脱溶析出和再结晶双重优化作用使亚稳态β相转变为细小均匀的再结晶组织,在后续变形过程中,细小弥散的α相既能抑制再结晶晶粒过分长大,又能在一定程度上使再结晶组织发生应变集中而破碎。超塑性变形后合金的微观组织仍然保持较好的等轴状,具有典型的超塑性变形特征。     

钛合金体育器械的超塑性变形行为研究

对钛合金体育器械进行了超塑性变形行为研究,分析了不同变形温度和应变速率下合金的断后伸长率、显微组织的变化规律,并分析了超塑性变形机理。结果表明,变形温度的升高或应变速率的降低可使得试验合金的断后伸长率增加,不同温度和应变速率下合金的断后伸长率都超过了100%;随着变形温度的升高,合金中α相的数量逐渐减少,形态也逐渐从沿变形应力方向拉长的长条状向短棒状或者等轴状转变;随着应变速率的降低,合金中α相的尺寸逐渐增大,且β晶粒逐渐从沿应力方向拉长状转变为等轴状,β相小角度晶界数量也呈现逐渐减少的趋势;试验合金超塑性变形的主要机制为位错运动,而少量再结晶晶粒的产生并不是超塑性的主要机制。     

多道次温轧TC4钛合金超塑性变形行为与断裂机制

在温度为700~870℃和应变速率为0.001~0.01s~(-1)条件下对多道次温轧TC4钛合金板材进行超塑性拉伸试验,研究该合金的低温超塑性变形行为与断裂机制。发现最佳超塑性变形条件为800℃,0.001s~(-1),试验获得的最大伸长率为1 550%。在温度为700℃、应变速率为0.001s~(-1)和0.01s~(-1)时,伸长率分别为576%和356%。多道次温轧形成的细小晶粒、破碎弥散分布的β相以及变形过程的动态再结晶均有利于提高合金的超塑性。合金的应变速率敏感系数m值随温度升高而增加;在800℃和870℃超塑性变形时的激活能分别为226.8和220.2kJ/mol,在700℃时激活能增大到377.5kJ/mol。合金超塑性断裂是由内部孔洞长大连接和外部缩颈共同作用导致的。     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形及微观组织演变

通过高温拉伸试验研究了Ti-6Al-4V合金的高温变形力学行为和超塑性,并对试样断口附近的组织进行了观察。结果表明,随着变形温度的升高或初始应变速率的降低,Ti-6Al-4V合金的流动应力明显减小;Ti-6Al-4V合金的最佳超塑性变形工艺参数为880℃/0.001s-1,最大延伸率为689%,峰值应力仅为30.03MPa;在超塑性拉伸过程中,试样变形区发生明显的动态再结晶,使片层状的α相晶粒破碎、细化和等轴化,促进超塑性的增加;随着变形温度的提高、变形量增大和变形时间的加长,再结晶α相发生了聚集长大,从而使显微组织明显粗化。对于双态组织的两相钛合金,最佳超塑性变形温度应低于或等于片层状α→β转变的终了温度。     

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。     

共晶NiAl—9Mo合金的超塑性行为

研究了共晶 ＮｉＡｌ－９Ｍｏ合金的超塑性行为及其变形机制．该合金的微观组织由 ＮｉＡｌ以及 ＮｉＡｌ和α－Ｍｏ共晶体组成．在 １３２３－１３７３ Ｋ温度区间,以 ５.５５×１０－５－１．１１×１０－４ ｓ－１的应变速率拉伸变形时,表现出超塑性行为,最大延伸率达到 １８０％,应变速率敏感性指数达到 ０．５６．超塑性的变形机制为初生 ＮｉＡｌ基体的晶界滑动,断裂起源于超塑性变形过程中产生的孔洞．     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形时的组织演化

利用光学显微镜和扫描电镜对超塑性拉伸后的细晶Ti-6Al-4V合金分别进行了断口形貌分析和组织演化规律研究。结果表明:细晶Ti-6Al-4V合金室温拉伸时,断裂方式为准解理断裂;超塑性拉伸时,试样断裂的主要形式是韧窝-空洞聚集型断裂。在初始应变速率不变的条件下,随着拉伸温度的升高,α相晶粒尺寸增大,β相数量增多,空洞数量减少,且在840℃至930℃拉伸时,α相晶粒仍保持等轴状态,但在较高温度(960℃)拉伸时,α相晶粒被拉长,部分区域出现网篮组织。在拉伸温度不变时,随着初始应变速率的降低,α相晶粒尺寸增大,β相增多,空洞数量减少。高温(960℃以上)拉伸时,β相颗粒具有良好的塑性和较低的硬度,丰富的β相有利于晶界协调滑动,并对空洞的产生具有抑制作用。     

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。     

工业态AZ31镁合金的超塑性变形行为

研究了工业态AZ31镁合金在温度 6 2 3～ 72 3K和应变速率 1× 10 -5～ 1× 10 -3 s-1范围内的超塑性变形行为。结果表明 ,工业态AZ31镁合金表现出良好的超塑性 ,其最高断裂延伸率达到 314%,应变速率敏感指数达 0 .4。显微组织观察和断口分析表明 ,工业态AZ31镁合金超塑变形主要由晶界滑动机制所控制 ,同时 ,动态再结晶也是合金超塑变形的一种协同机制。