喷射沉积5083 Al-Mg合金的超塑性

研究了喷射沉积再经过热变形处理的 5 0 83Al Mg合金的超塑性。喷射沉积 5 0 83Al Mg合金的微观组织是由平均尺寸 15 μm的等轴晶组成 ,组织中的气孔率为 0 1% 5 % (体积百分数 )。采用了两种不同的热变形处理工艺 (TMP)来闭合气孔和细化晶粒 :先挤压后轧制和直接轧制。采用先挤压后轧制工艺处理的合金表现出了相对较高的超塑性 ,最大超塑延伸率可达 4 6 5 % ,而采用直接轧制工艺处理的合金最大超塑延伸率为 2 95 %。两种工艺处理后的合金表现出了相似的应力 -应变行为和应变速率敏感因子 ,应变速率敏感因子取值范围为 0 3 0 5。超塑延伸率的差异可能是由闭合气孔导致的变形过程中空洞的形核能力不同造成的。     

SiC/Ni复合材料的超塑性

对电沉积SiC/Ni复合材料进行了低温超塑性拉伸实验,结果发现:平均晶粒尺寸为200nm的SiC/Ni复合材料在温度430℃初始应变速率为8.33 ×10-4s-1的变形条件下,获得最大延伸率571.2%,应变速率敏感指数为0.32.利用扫描电镜对断口形貌及变形后试样的组织进行的观察表明:断裂模式主要是沿晶断裂;晶粒有不同程度的长大,晶粒的长大速率的不同形成了变形后大小晶粒的混合组织,且沿拉伸方向拉长.应力-应变关系曲线表明:应力随着应变的增大而增大,增加到峰值后开始减小,材料进入准稳定变形阶段,实现大变形.SiC的加入增加了基体组织的稳定性,有利于材料超塑性的实现.超塑变形机理为晶界滑移和位错滑移塑性.     

电沉积制备ZrO2／Ni纳米复合材料的超塑性

采用电沉积方法制备了平均晶粒尺寸为45 nm的ZrO2/Ni纳米复合材料,并通过拉伸试验对该材料的超塑性能进行了研究.结果表明:ZrO2/Ni纳米复合材料具有低温高应变速率超塑性,在温度为450℃、应变速率为1.67×10-3/s时,获得的最大伸长率为605%.采用SEM和TEM分析了沉积态材料及变形后的组织,并对变形机理进行了探讨.ZrO2/Ni纳米复合材料的超塑变形机制主要是晶界滑移,S元素的析出在一定程度上协调了变形.     

LF6超塑性变形断裂研究

研究了LF6铝合金超塑性变形中的显微组织变化及断口形貌特征。试验结果证明空洞主要在三角界处形核。变形量增加，空洞不断长大，同时有新的空洞产生。晶界滑动是引起空洞长大的主要原因。合金有高的应变速率敏感性，能抑制空洞沿横向晶界的扩展和连接。仅在变形后期，空洞才因试样薄弱处局部应力的增加沿横向晶界大范围扩展连接，并导致合金断裂。变形过程中晶粒的长大和伸长会促使空洞的形核。文中给出了合金超塑性变形断裂的物理模型。     

铝基复合材料及其超塑性

本文简要介绍了铝基复合材料的制造方法，超塑性研究及其应用，探讨了铝基复合材料制造中的组织缺陷，并结合学科交叉阐述了铝基复合材料超塑性及应用研究的发展趋势。     

Ti3Al基合金板材的超塑性研究

研究非典型等轴细晶的两种不同轧制变形量的Ti3Al基合金热轧板的超塑性变形行为及其变形前后的显微组织。研究结果表明:该合金在超塑性变形过程中组织会转化为有利于超塑性的细小等轴组织。其在变形温度为940～1020℃,应变速率为2×10-4～2×10-3S-1时具有良好的超塑性,其最大伸长率可达859.5%,应变速率敏感指数达0.43,该合金超塑性变形的主要机制是晶界滑动,而且这种非典型等轴细晶条件下超塑性变形时晶内变形以及位错蠕变所起的作用比在等轴细晶态组织条件下的作用更为显著。对非典型等轴细晶的Ti3Al基合金热轧板,无需进行复杂热处理,也可以获得良好的超塑性,更具有工业意义。     

电沉积ZrO2/Ni纳米复合材料低温高应变速率超塑性的研究

采用电沉积方法制备了平均晶粒尺寸为45nm的ZrO2/Ni复合材料,并通过拉伸和胀形试验对该材料的超塑性能进行了研究。拉伸试验结果表明:材料在温度为420~500℃,应变速率为8.33×10-4s-1~1.67×10-2s-1时均获得了高于200%的延伸率。在温度为450℃和应变速率为1.67×10-3s-1时,得到最大延伸率605%。用扫描电镜SEM对拉伸前后试件的显微组织进行了观察,发现晶粒在温度的作用下明显长大。采用内径5 mm的凹模对ZrO2/Ni复合材料进行超塑胀形试验,在温度为420~500℃获得高径比H/d高于0.5的胀形件,说明该材料具有良好的超塑性能。     

金属基复合材料的高速超塑性

介绍了近几年国内外金属基复合材料(MMCs)高速超塑性的研究现状，包括拉伸超塑性、压缩超塑性。综述了各种基体和增强体复合材料的制备方法、获得高速超塑性的条件及高速超塑变形的特点。对于高速超塑性的变形机制，尤其是颗粒增强金属基复合材料的拉伸超塑变形机制进行了详细阐述。最后提出了MMCs高速超塑性存在的问题和今后研究的重点。     

金属复合材料的高速超塑性

介绍了近几年国内外金属基复合材料（MMCs）高速超塑性的研究现状，包括拉伸超塑性、压缩超塑性。综述了各种基体和增强体复合材料的制备方法、获得高速超塑性的条件及高速超塑变形的特点。对于调整超塑性的变形机制，尤其是颗粒增强金融基复合材料的拉伸超塑变形机制进行了详细阐述。最后提出了MMCs高速超塑性存在的问题和今后研究的重点。     

喷射沉积快速凝固Al－3．8Li－0．8Mg－0．4Cu－0．13Zr合金沉积态组织特征

本文采用新型的喷射沉积快速凝固工０艺制备了Ａｌ－３．８Ｌｉ－０．８Ｍｇ－０．４Ｃｕ－０．１３Ｚｒ合金，对其沉积态组织及合金凝固过程进行了初步分析。半凝固态试验合金雾滴沉积时撞击打碎的枝晶和重溶脱落的枝晶臂可作为新的晶核长大，在沉积体内形成大量的等轴晶组织。与铸锭冶金相比，其组织细小、均匀，晶粒尺寸一般在５～２０μｍ范围内，反映了材料快速凝固的特征。沉积体内部基本上避免了较大的缩孔，减弱了粉末冶金材料的原始颗粒界面的问题，但在基体上仍然分布着一定数量、形状各异的孔隙。沉积体的致密度为（９４±３）％。     

陶瓷基层状复合材料超塑成形数值模拟与实验研究

为研究陶瓷基层状复合材料的超塑性能,对其超塑拉深成形过程进行了有限元模拟。结果表明,由超塑性能差异较大的不同陶瓷材料构成的层状复合材料的应力应变状态明显优于相应单一陶瓷材料,因此,很有可能具有优异的超塑性。采用流延制膜和热压烧结工艺制备了Al2O3/3Y-TZP层状复合材料,通过高温拉深实验对该材料进行了超塑成形性能研究。实验表明,当采用合适的应变速率和变形温度时,Al2O3/3Y-TZP层状复合材料具有优良的超塑性能,从而证实了有限元模拟的结论。     

TC11合金最大m值超塑变形机理

众所周知,应变速率敏感性指数m值是材料超塑性能的重要特征参数,通常m值越大则超塑性越好。介绍了最大m值超塑变形的新方法。该方法的思路是：在塑性变形过程中,通过动态测定m值并实时控制变形速度,使m值始终保持最大值;同时结合TC11钛合金(Ti₆₅Al₃₅Mo₁₅Zr₀3Si) 高温拉伸实验,实现了最大m值超塑变形方法,在900 ℃拉伸时获得了最大延伸率2300%。由金相及电子技术分析发现TC11钛合金超塑性变形以晶界滑移为主,并伴随晶内位错滑移。最大m值法超塑性变形能够使动态再结晶充分发生,是提高钛合金塑性的有效方法。     

Ti-4.5Al-3V-2Fe-2Mo合金板材超塑成形组织及性能研究

分别采用最大m值法和恒应变速率法对Ti-4.5Al-3V-2Fe-2Mo合金(SP700钛合金)板材进行超塑拉伸,研究了755~785℃、0.1~0.005s-1及不同方向的单向条件下其超塑拉伸变形行为和典型件的超塑成形行为及力学性能。结果表明:SP700钛合金具有优异的低温超塑性,采用最大m值法在45°方向、775℃变形后,获得3110%的最高延伸率,变形诱发晶粒长大使SP700钛合金抵抗颈缩的能力增加。受双向拉应力作用的锥形件,在755℃具有最优的超塑成形工艺性,锥形件高度可达到100mm,并且晶粒尺寸无明显变化。经33%超塑变形量的试样室温力学性能略高于无变形试样,其室温抗拉强度和延伸率平均值分别达到1027MPa和16.8%。     

7075铝合金在超塑处理和拉伸过程中的显微组织变化

 研究了 70 75铝合金在超塑性预处理和拉伸过程。结果表明 ,合金经过固溶处理炉冷→轧制预处理后 ,形成 1～ 2 μm的胞块组织。在超塑拉伸过程中胞块发生回复和再结晶 ,形成细晶组织 ,使合金获得优异的超塑性性能     

SUPERPLASTICALLY FREE BULGING OFDURA LUMINLY12CZ UNDER AN EXTERNAL STRONG ELECTRIC FIELD

ＳＵＰＥＲＰＬＡＳＴＩＣＡＬＬＹＦＲＥＥＢＵＬＧＩＮＧＯＦＤＵＲＡＬＵＭＩＮＬＹ１２ＣＺＵＮＤＥＲＡＮＥＸＴＥＲＮＡＬＳＴＲＯＮＧＥＬＥＣＴＲＩＣＦＩＥＬＤＬｉＭｉａｏｑｕａｎ；ＷｕＳｈｉｃｈｕｎ（ＤｅｐａｒｔｎｉｅｎｔｏｆＭａｔｅｒｉａｉｓＳｃｉｅ...     

超塑变形过程中的空洞及其对变形后室温机械性能的影响

研究了不经任何预先处理的半硬态黄铜Ｈ６２和铝合金ＬＹ１２ＣＺ超塑变形过程中的空洞及其对变形后室温机械性能的影响。实验表明：①同一材料,在不同的超塑变形条件下变形,如果其空洞化程度随应变增加得越慢,则其超塑性越好;②超塑变形后材料的室温机械性能随所经受过的超塑变形量的增加而下降,当超塑变形后材料中空洞的面积百分数达到４％左右时,其室温弹性模量Ｅ、屈服强度σｓ、极限强度σｂ以及冲击韧性开始显著地下降,而此时的室温断面收缩率φ已下降了相当大的程度;③随着空洞化程度的提高,超塑变形后的材料也由韧性材料逐渐变成脆性材料。     

TC6钛合金超塑性变形

对TC6钛合金在800~900℃温度区间内,分别进行应变速率为0.0001~0.1 s-1的恒应变速率法拉伸实验和最大m值法超塑性拉伸实验,获得拉伸过程应力-应变曲线,并采用金相显微镜对拉伸后断口附近显微组织进行分析。结果表明：TC6合金表现出良好的超塑性性能,随着应变速率或温度的升高,伸长率先增大后减小,恒应变速率拉伸时,在温度850℃、应变速率0.001 s-1条件下伸长率可达到993%;在同一变形温度下最大m值法拉伸能获得比恒应变速率法更好的超塑性,850℃时伸长率达到1353%;TC6合金在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,并随着应变速率和温度的升高动态再结晶行为增强。     

钛合金的相变超塑性焊接工艺

采用Gleeble－1500热模拟试验机进行了钛合金（TA4）的相变超塑性焊接工艺研究及接头性能分析。试验表明，利用相变诱发的超塑性进行钛合金的固相焊接是可行的，接头强度接近基体强度。     

Ti—15—3钛合金超塑性最佳变形模式的研究

介绍了Ｔｉ－１５－３钛合金在等速和应变速率循环两种变形模式下的超塑性能,进而探讨它的最佳变形模式计算机优化的原理和实验方法。实验结果表明,未经细化处理的Ｔｉ－１５－３钛合金在应变速率循环的变形模式下具有比常规变形模式更显著的超塑性,而通过计算机优化可以进一步挖掘材料的潜力,获得更为优良的超塑性。     

A step deformation method for superplasticity improvement of coarse-grained Ti–15V–3Cr-3Sn-3Al

Ti–15V–3Cr–3Sn–3Al(Ti–15–3), a kind of metastable beta titanium which has high specific strength and good cold-formability, is highlighted for applications in the aerospace manufacture industry. However, the technique for improving its formability at elevated temperatures is still a challenge at present. In this work, a step deformation method is proposed for superplasticity improvement of coarse grained Ti–15–3 plates at temperatures around its beta transus. The effects of the strain rate and the strain at the first stage on the superplasticity are investigated. The results show an increase of the strain rate sensitivity and a decrease of the flow stress under the step deformation mode compared to those obtained under constant strain rates at 780℃. The maximum strain to failure obtained in the step mode is 93% higher than that deformed in the constant strain rate mode. Strain rates, strains at the first stage, and temperatures have influences on the superplasticity improvement. The deformation mechanism is concluded as subgrain formation accommodated by grain boundary sliding rate-controlled by dislocation climb. The improved m value in the step deformation is accounted to the extra dislocation density produced during the strain rate reduction.