变形高温合金的超塑性研究进展

近年来,对变形高温合金超塑性的研究取得了显著进展。超塑性成形技术为难以变形的材料提供了理想的成形方法。超塑性变形要求材料具有细小、均匀的等轴晶粒,对变形高温合金细晶组织的制备方法进行了概述。为了最大限度地发挥超塑性的优势,掌握其微观变形的原理是非常关键的,对超塑性微观调节机制典型模型进行了总结,并对变形高温合金超塑性变形机制的研究进行了探讨。最后,列举了高温合金超塑性技术的成功应用案例并对未来的相关研究方向进行了展望。

搅拌摩擦加工增强LA103Z镁锂合金超塑性

利用搅拌摩擦加工(FSP)对热轧态LA103Z镁锂合金板材进行改性,研究了FSP-LA103Z合金在温度为200~350℃、应变速率为5×10^(−4)~1×10^(−2)s^(−1)时的超塑性变形行为,揭示了FSP-LA103Z合金的超塑性变形机制。结果表明:当在温度为300℃、应变速率为1×10^(−3)s^(−1)时,FSP-LA103Z合金的伸长率约为430%,曲线为流变应力稳定型,该条件下的应变速率敏感系数m为0.55。在FSP-LA103Z合金的超塑性变形过程中,β-Li晶粒长大并重新排列,其晶界扭曲畸变;α-Mg相经析出、断裂、长大,呈等轴状或球状在晶界均匀分布,部分重新聚合;AlLi相的固溶析出促进位错滑移从而协调晶内变形。在变形前期,β-Li主导变形,细小α-Mg抑制β-Li生长。在变形后期,α-Mg主导变形,β-Li晶粒沿着拉伸方向规律排布,使得β/β界面阻力增大不利于变形。此时,FSP-LA103Z合金主要由α/β界面滑移及α-Mg晶粒转动协调变形,随着空洞的形核、长大、合并,最终导致板材断裂。

粗晶铝合金超塑性变形机理的研究现状

介绍了国内外粗晶铝合金超塑性的基本研究情况。对粗晶铝合金超塑性变形机理的研究进行归类总结,主要包括:扩散蠕变机理、伴随扩散蠕变的晶界滑移机理、位错蠕变/滑移机理、液相协调机理、动态再结晶机理、晶粒群滑移机理和空洞连接协调机制。并针对低成本发展铝合金超塑性研究的迫切性,展望了粗晶材料的应用前景。指出了除大晶粒外,高应变速率和低温条件下的超塑性也是目前铝合金变形研究的方向。

Ti-6Al-4V合金超塑性变形中的组织演变及变形机制

920℃、应变速率为1×10-3和2×10-4 s-1时,对不同初始晶粒尺寸(2.6、6.5和16.2μm)的Ti-6Al-4V合金进行超塑性拉伸变形。采用光学显微镜、透射电镜观察变形后的显微组织。结果表明,初始晶粒尺寸的不同对超塑性变形中的组织演变及变形机制有着显著的影响。拉伸变形中晶粒明显粗化,变形诱发晶粒长大是超塑性变形组织的重要特征之一;随着变形程度的增大,应变诱发的晶粒长大显著增大,并且远大于静态长大的增幅。对于细晶粒材料(2.6和6.5μm),位错运动协调的界面滑动是其变形的主要机制。而对于晶粒较粗的材料(16.2μm),超塑变形机制是晶界滑动与晶内位错运动的共同作用。随着晶粒尺寸的增大,以晶界滑动为主的变形方式逐渐转向以晶内位错运动为主。

异步轧制AZ31镁合金板材的超塑性工艺及变形机制

经过异步轧制工艺获得AZ31镁合金薄板。在300~450℃范围内,分别通过5×10-3,1×10-3s-1和5×10-4s-1不同应变速率进行高温拉伸实验研究其超塑性变形行为,计算应变速率敏感指数m值、超塑性变形激活能Q及门槛应力σ0值。通过EBSD分析和扫描电镜观察拉伸断裂后的断口形貌,分析AZ31镁合金的超塑性变形机制。结果表明：AZ31镁合金的塑性变形能力随着变形温度的升高及应变速率的降低而增强。当拉伸温度为400℃、m=0.72、应变速率为5×10-4s-1时,AZ31具有良好的超塑性,伸长率最大为206%。温度为400℃时,异步轧制AZ31镁合金的超塑性变形是以晶格扩散控制的晶界滑移和基面滑移共同完成的。

超轻双相镁锂合金的超塑性、显微组织演变与变形机理

采用熔铸、大变形轧制(加工率大于92%)和硝酸盐浴退火方法制备Mg-7.83%Li合金与Mg-8.42%Li合金细晶板材,研究合金的超塑性、显微组织、空洞与断裂形貌和变形机制。计算α相(5.7%Li)和β相(11%Li)的扩散系数和Gibbs自由能,讨论573K时超塑性晶粒长大的原因。结果表明:Mg-7.83Li和Mg-8.42Li合金分别获得850%和920%的最大超塑性;Mg-7.83Li合金在573K时发生了显著的超塑性晶粒长大;在573K和1.67×10-3s-1条件下制备的Mg-8.42Li合金中的空洞较少,且在变形区中随机而孤立地分布。断裂形貌观察发现Mg-8.42Li合金在573K和5×10-4s-1条件下发生穿晶断裂;Mg-7.83Li合金在573K和1.67×10-3s-1条件下发生沿晶界韧窝断裂。归一化实验数据与考虑位错数量的变形机制图对比表明合金超塑性变形机制为晶格扩散控制的位错调节的晶界滑移。

Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo合金的压缩超塑性

对Ti 2 4Al 14Nb 3V 0 5Mo合金的超塑压缩变形行为进行了研究·结果表明 ,该合金的最佳超塑温度为 980℃ ,最佳应变速率范围为 (2× 10 -4 ～ 2× 10 -3 )s-1· 在超塑变形过程中 ,条状O相和α2 相中发生了动态再结晶和等轴化过程 ;B2相中发生了动态回复·新形成的硬相等轴晶粒可在软的基体中滑动和转动 ,造成的应力集中由B2相中的位错运动松弛·

陶瓷超塑性变形机理研究进展

由于微纳米陶瓷材料在超塑性成形方面的潜在应用,近年来,关于陶瓷材料超塑性的研究已成为陶瓷领域研究的热点之一。关于陶瓷超塑性变形机理,目前普遍认为微观结构对陶瓷超塑性变形产生重要影响,细小晶粒之间晶界相互滑移在陶瓷超塑性变形过程中发挥重要作用,并且在改善和发展纳米陶瓷的超塑性方面已经取得了明显的进步。大多数学者对于陶瓷超塑性的变形机理的研究,目前还主要集中于晶粒局部变形的一些基本原则。文章在总结陶瓷超塑性影响因素和晶界滑移模型的基础上,以研究的氮化物陶瓷为例,对陶瓷超塑性变形机理进行了分析与探讨。

双相镁锂合金含位错的高温变形机理图理论预报

鉴于超塑性和蠕变变形中存在大量位错的实验事实，将晶粒内部平均位错数量引入到Ruano-Wadsworth-Sherby归一化的晶粒尺寸-应力的变形机理图中，以双相Mg-8．42Li合金为例获得了包含位错数的归一化晶粒尺寸和应力的新型变形机理图．归一化晶粒、应力实验数据和计算的位错数与变形机理图对照，表明双相镁锂合金在423～623K低应变速率下主要的变形机理为晶格扩散控制的晶界滑移．含位错的变形机理图建立了塑性应力、晶粒尺寸及位错数量之间的定量联系，预报了该合金在423—623K条件下的位错特征．

超塑变形中“晶粒群”运动初探

通过两种钛合金超塑性拉伸的实例，本文对超塑性变形微观机制中的晶粒群运动问题进行了初步的分析和讨论。晶粒群运动是材料中某一区域内若干晶粒以有别于周围介质的规律参与物质流变。非典型等轴细晶材料超塑变形中复杂多变的显微组织易于产生晶粒群的运动形式。晶粒群运动易于诱发变形的不均匀。而通过控制变形参数，可以对包括晶粒群运动的微观机制进行控制，从而改善材料超塑性。

等通道转角挤压AZ61镁合金的塑性变形行为

为了确定等通道转角挤压对AZ61镁合金塑性变形能力的影响,针对经过二道次和不同路径等通道转角挤压的AZ61镁合金在不同试验温度和应变速率下进行了拉伸试验,并对相应的变形机制进行了分析.结果表明,在200～300℃之间,采用路径A和路径C等通道转角挤压的AZ61镁合金的伸长率随试验温度的升高而升高,而采用路径BC等通道转角挤压的AZ61镁合金的伸长率则随试验温度的升高而降低,其中经过路径BC等通道转角挤压的AZ61镁合金在200℃时伸长率可达272%,呈现出良好的低温超塑性;等通道转角挤压AZ61镁合金的塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑移机制.

铍青铜(QBe2)超塑变形中的空洞形成与晶粒重排的试验研究

本文对铍青铜(QBe2)超塑变形中的空洞形成过程和晶粒重排进行了研究。结果表明,空洞的形成直接影响着晶粒重排过程。晶粒重排以多重方式进行,而不是单一方式,形成空洞是其中的一个步骤。对于含有第二相粒子的 QBe2合金,其超塑变形中所产生的位错与第二相粒子的交互作用是导致空洞形成的重要原因。空洞的形成并不直接导致材料的断裂,而断裂的真正原因是空洞的连结。文中给出了描述晶粒重排和空洞形成与连结的示意图。

镁及镁合金剧烈塑性变形研究及发展趋势

本文介绍了主要的剧烈塑性变形方法,对镁合金等通道转角挤压、高压扭转、搅拌摩擦加工和多向锻造等剧烈塑性变形的研究现状进行了综述,比较了几种剧烈塑性变形方法的特点,并提出了未来镁合金剧烈塑性变形技术的发展方向.

淬火及超塑性变形对TC4激光焊接头组织演变机制的影响

对经淬火处理后的TC4钛合金激光焊接接头进行超塑性变形试验,通过光学显微镜和扫描电镜观察接头在超塑性变形过程中的组织变化,研究其组织演变机制。结果表明,超塑性变形过程中焊缝和母材组织演变的趋势一致,均是由针状α'马氏体转变为等轴状组织,但母材中的α'相转变速度比焊缝快。变形过程中,焊缝和母材中等轴组织含量在逐渐接近,且存在均匀化现象。采用组织均匀化系数ΔS来表征焊缝和母材的组织均匀化程度,发现ΔS均随着变形量的增大呈现出逐渐增大的趋势:变形量为50%,ΔS为0;当变形量达到350%时,ΔS增至65.8%。变形初期,淬火TC4钛合金激光焊接接头的合金元素发生扩散,针状α'马氏体分解形成α相和β相的片层状组织,此时变形机制是动态再结晶和动态回复;随着变形量的增大,接头的片层状组织由于塞积,相互挤压造成破裂,在晶界滑移的过程中发生球化,晶界滑移是此时接头变形的主要原因。