冷变形TiNi合金的显微组织及超弹性

利用透射电镜观察不同温度下的拉伸试验，研究了冷变形量２２％的Ｔｉ－４９．８％Ｎｉ（原子分数）合金的显微组织及线性超弹性行为。透射电镜观察发现，Ｔｉ－４９．８％Ｎｉ（原子分数）合金经较大冷变形量变形后，其显微组织为细小片状且高度形变的马氏体。研究表明，冷变形Ｔｉ－４９．８％Ｎｉ（原子分数）合金经一定次数应力－应变循环处理后可获得完全的线性超弹性，出现线性超弹性的温度区间与冷变形ＴｉＮｉ合金的Ａｓ点有     

GH4169合金超塑性变形及其力学行为的研究

GH4169高温合金经超细化预处理工艺后,在变形温度T为1000℃、初始应变速率5为1．14×10－3s－1的拉伸变形条件下,得到了良好的超塑性,其最高延伸率8max为467％,最低流动应力amin为43．1MPa。合金在较宽的变形温度范围（T为940～1020℃）和应变速率范围内（10－4～10－3s－1）显示出良好的超塑性。这对实际生产中工艺参数的选择及控制提供了很大的方便。应变速率敏感性指数m值可以表征材料超塑性性能的高低,但不能完全衡量超塑性能。     

Ru对铸造Ti—47Al合金显微组织的影响

研究了铸造Ｔｉ－４７Ａｌ－ＸＲｕ（ａｔ％）（Ｘ＝０．５,１,３）合金的显微组织。结果表明,Ｒｕ与Ｃｒ相似,是很强的β稳定元素,促进β２相形成。β２相是含Ｒｕ量高达１０ａｔ％的富Ｒｕ相。含１ａｔ％Ｒｕ的合金在１１６０～１２００℃温度范围热处理时不断析出粒状次生β２相,破坏了γ＋α２片状组织,同时形成了新的γ晶粒。经１２００℃,４８ｈ处理后可得到平均晶粒尺寸小于６０μｍ的γ晶,因此,Ｔｉ－４７Ａｌ－１Ｒｕ合金是可热处理细化晶粒的铸造合金。当Ｒｕ量增加至３ａｔ％时,合金难于热处理细化晶粒,而且合金明显脆化。     

低温超塑性钛合金的超塑性研究

对一种超塑性温度相对较低的双相钛合金SPZ的超塑性能进行了研究.结果表明:740～800℃,应变速率恒为1.11×10-3s-1时,SPZ合金的最大拉伸延伸率均超过1600%;760°C,合金的超塑延伸率可高达2149%.760℃,应变速率高达1.11×10-2s-1时,合金的超塑延伸率仍可达1380%.也就是说,700℃/1hAC处理后,SPZ合金在试验温度范围内具有低温高速超塑性.SEM观察发现,超塑变形前,合金的晶粒细小均匀,平均晶粒尺寸只有0.89μm;应变速率为2.22×10-3s-1,740℃,760℃变形后SPZ合金的晶粒尺寸分别为1.51μm,2.33μm.超塑性变形的微观机制是以晶界滑动为主,晶内变形以及位错蠕变起了协调作用.     

热处理和冷变形对Ti—Ni合金非线性超弹性的影响

本文利用拉伸试验系统地研究了冷变形量、热处理工艺对Ｔｉ－４９．８％（原子分数）Ｎｉ合金非线性超弹性的影响。研究表明，不同冷变形量丝材经７２３Ｋ，０．５ｈ退火处理后，冷变形量较大的丝材（大于２０％）经一定次数的应力－应变循环处理后，可获得完全的非线性超弹性，而冷变形量较小的丝材，即使经过多次应力－应变循环处理也难以获得完全的非线性超弹性。经同一温度退火处理的不同冷变形量丝材，冷变形量越大，获得完全非     

冷轧态5B70合金超塑性行为研究

为了探究冷轧态5B70合金超塑性行为,利用高温拉伸试验对冷轧板材在不同参数下的变形规律进行研究。结果表明:在初始应变速率为5×10~(-4)～1×10~(-2) s~(-1)和拉伸温度为450～500℃范围内,冷轧5B70合金板材具有良好的超塑性;500℃为合金的最佳超塑性变形温度,1×10~(-3) 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延伸率达到了670%,应变速率敏感性指数为0.43;在超塑性变形过程中,由于动态再结晶作用,原始纤维组织逐渐转变为等轴晶,并且晶粒明显细化;合金的超塑性变形是再结晶辅助下晶界滑移为主的变形机理,表现出了明显的晶间断裂特征。     

铝青铜 QAl 10—3—1.5合金超塑性变形的研究

铝青铜 QAl 10-3-1.5合金经超细化预处理工艺后,在830℃以初始应变速率(?)=1.67×10~(-3)s(-1)拉伸,得最高延伸率823%,流动应力23.67MPa。合金在拉伸变形时,其组织由α β δ三相构成;α相较硬,晶粒始终保持微细等轴状,其等轴比在1.01～1.36范围内。显微组织参数恰是微细晶粒超塑性所要求的组织条件。试样的断裂是由于在变形后期,因空洞长大连接所致。     

变形参数对挤压成型镍基粉末高温合金固溶热处理晶粒组织的影响

进行双锥体试样热模拟压缩实验,研究变形温度、应变速率及应变状态对一种挤压成型镍基粉末高温合金固溶热处理晶粒组织的影响,获得在变形温度 1060~1120 ℃,应变速率 0.003~0.3 s^-1 范围内,变形温度、应变速率与热处理晶粒组织的对应关系。结果表明:在相同应变量下,温度一定,应变速率越大,流变应力越大;应变速率一定,温度越高,流变应力越小;在相同应变速率下,较低变形温度的试样晶粒组织出现不均匀的现象;在相同的变形温度下,三种应变速率下的试样平均晶粒尺寸为 18~20 μm,但较大应变速率的试样明显出现不均匀晶粒组织。为获得均匀的晶粒组织,更适合的热变形参数为:变形温度 1120 ℃,应变速率 0.003 s^-1。在相同的变形温度和应变速率下,随局部应变的减小,平均晶粒尺寸呈逐渐增大的趋势。     

变形工艺对FGH96合金晶粒异常长大的影响

基于FGH96合金双锥体试样及圆柱试样等温压缩变形实验,研究了变形温度、应变速率及应变对晶粒异常长大的影响规律,并对双锥体试样的等温压缩进行了数值模拟计算。结果表明:通过双锥体试样等温压缩,总结出FGH96合金在变形温度960~1060℃,应变速率0.0032~0.032s-1范围内,异常晶粒长大的敏感工艺参数组合。当变形温度1040℃,压头速率0.1mm/s时,在应变0.03~0.2范围内,FGH96合金晶粒组织均匀,无异常晶粒组织出现。建立了FGH96合金的有限元模型,模拟了双锥体试样的等温压缩,得到了与试样截面晶粒分布特征相对应的应变分布。     

挤压态喷射成形GH738合金热变形行为及组织研究

在温度950~1150℃、应变速率0.001~1 s–1及工程应变50%条件下,利用Gleeble-3500TM热模拟试验机对挤压态喷射成形GH738合金进行热压缩实验,研究合金的流变应力,建立合金热变形本构关系,利用EBSD分析合金组织演变。结果表明:合金流变应力随温度的升高和应变速率的减小而降低,在相同变形条件下,具有细晶组织特征的挤压态喷射成形GH738合金峰值流变应力低于粗晶组织的铸锻GH738合金;挤压态喷射成形GH738合金热变形激活能为651.08 kJ·mol–1,GH738合金的热变形激活能随着初始平均晶粒尺寸的减小而升高;形变温度的升高使挤压态喷射成形GH738合金初始被拉长的晶粒逐渐演变为等轴再结晶晶粒,在1000℃以上获得完全动态再结晶组织,再结晶组织随形变温度的进一步升高发生长大。     

40CrNiMoA钢超塑变形力学行为及微观组织的研究

本文对４０ＣｒＮｉＭｏＡ的超细化热处理工艺和超塑变形力学行为进行了研究，结果表明，经两次调质加一次亚温淬火和高温回火后，奥氏体晶粒尺寸可细化至６μｍ，在６９０℃、ε＝４．１７×１０（－４）Ｓ（－１）条件下超塑拉伸，可获得５２０％延伸率。文中还研究了超塑变形过程中的微观组织变化规律。     

GH4169合金超塑性及其复杂构件超塑成形

对GH4169高温合金板材超塑性及超塑成形进行了研究.研究结果表明:在典型的超塑成形应变速率范围(10-3～10-4)内,细晶GH4169合金在较宽的温度范围(920℃～980℃)内的延伸率都高于250%,最高延伸率可达513%,应变速率敏感性指数m值都大于0.3;合金在超塑过程中发生了晶粒动态长大,并且超塑变形后仍为等轴晶;利用超塑成形方法研制出了飞行器用GH4169合金燃气岐管,并通过了30MPa液压压力、保压10min的打压试验及20MPa、保压5min的气密试验.     

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。     

热变形条件对含银Al-Cu-Mg耐热铝合金流变应力和组织的影响

采用热模拟试验对一种含银Al-Cu-Mg耐热铝合金进行热压缩试验,研究了合金在热压缩变形温度和应变速率分别为340～500℃,0.001～10s-1的条件下的流变应力行为和变形组织.结果表明:合金的流变应力随应变速率的增大而增大,随变形温度的升高而减小.该合金热压缩变形的流变应力行为可用双曲正弦形式的本构方程来描述,也可用Zener-Hollomon参数来描述,其变形激活能为196.27kJ/mol.在较低的变形温度或较高的应变速率下,合金组织中主要存在沿垂直于压缩方向拉长了的晶粒.随着变形温度的升高或应变速率的降低,拉长的晶粒发生粗化,并且合金中出现了再结晶晶粒,说明合金中的主要软化机制逐步由动态回复转变为动态再结晶.该合金较适宜的热轧温度为380～460℃,应变速率为0.1～10s-1.     

γ相的变形行为及其对Ni－Al－Fe－B合金形状记忆效应的影响

通过显微组织分析和宏观力学,研究了Ｎｉ－Ａｌ－Ｆｅ－Ｂ合金中γ相的变形行为及其对合金形状记忆效应（ＳＭＥ）的影响。结果表明：在低应力作用下,Ｎｉ－Ａｌ－Ｆｅ－Ｂ合金发生应力诱发马氏体相变时,有少量γ相以滑移方式参与协调变形,以至合金在较小的应变量下也得不到完全的ＳＭＥ。合金的形状记忆恢复率随应变量增加呈现阶段性衰减趋势。当应变量为４％时,形状记忆恢复率可达７５％。     

新型镍基粉末高温合金的高温变形行为

采用Gleeble-1500热模拟机对新型第三代镍基粉末高温合金FGH98Ⅰ在不同变形温度(950~1150℃)及不同变形速率(0.0003~1s-1)下高温变形行为进行了研究,绘制了动态RTT曲线,并建立了合金的热变形本构关系。结果表明:合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,当变形温度≤1100℃、应变速率≥0.0003s-1时,其流变应力随应变量增加呈动态再结晶特征;在应变速率≤0.01s-1的高温变形条件下,其动态再结晶的开始时间与变形温度无线性关系;实验验证了采用考虑应变量的双曲正弦模型能较好地反映合金在热变形过程中流变应力的变化规律。     

工业供应态LY12铝合金的超塑性

对工业供应态LY12铝合金棒材的超塑性进行了研究。结果表明 :该合金在温度为 75 3K、应变速率为 3.3× 10 - 4s- 1的拉伸变形条件下 ,断裂延伸率为 313% ,应变速率敏感性指数m值约为 0 .33;断裂延伸率的实验值与Ghosh Ayres公式的理论值吻合 ;超塑性变形的主导机制符合Langdon大晶粒模型     

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%。     

应变速率循环对Ti—10V—2Fe—3Al合金超塑性的影响

应变速率循环法是一种新式的超塑性试验方法,即试样在拉伸变形过程中,应变速率的大小按预定规律不断连续循环变化,直至试样拉断,从而获得材料的超塑性力学性能参数。本文采用这种方法研究了Ti-10V-2Fe-3Al合金的超塑性。结果表明,该合金具有良好的超塑性,同传统的恒应变速率拉伸试验相比,应变速率循环能有效地提高合金的超塑性能,获得更大的延伸率和更高的应变速率敏感性指数m值。例如,在最佳变形温度800℃条件下,延伸率从296％增大到440％,m值从0.36提高到0.48。应变速率循环为该合金超塑技术的应用开辟了新的途径。     

预拉伸对Al-Li合金应力腐蚀行为的影响

 在时效前对Al-Li-Cu-Mg-Zr合金进行拉伸变形,用慢应变速率拉伸试验和恒应变三点弯曲试验研究了合金的在3.5％NaCl水溶液中的应力腐蚀行为,并测定了合金的拉伸性能。表明预拉伸变形提高了合金的应力腐蚀抗力和强度。预拉伸变形量4％时,合金具有最低的应力腐蚀开裂敏感性和最高的断裂延伸率。预拉伸变形量从4％至8％时,对合金应力腐蚀开裂敏感性影响不大,合金的延伸率下降也不明显。用透射电镜分析了合金的显微组织与应力腐蚀性能及拉伸性能之间的关系。