5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形力学行为

通过高温拉伸试验研究了5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为. 结果表明,5A90铝锂合金电子束焊焊板具有良好的超塑性变形能力,焊板的峰值流变应力随温度升高及初始应变速率的减小而减小,应变速率小于1×10-2/s时,焊板峰值流变应力小于32 MPa;焊板的断后伸长率随温度的升高和初始应变速率的增大而先增大再减小,在450℃,5×10-3/s断后伸长率达到最大为171.1%. 提出变形比例系数K（接头与母材断后伸长率的比值）,评价焊板中接头的超塑性变形协调能力,在各变形条件下K值均达到70%以上.     

5A90铝锂合金电子束对接板超塑性变形行为与组织

采用高温拉伸试验法对5A90铝锂合金电子束对接板超塑性变形行为进行了研究,并用显微镜对焊缝变形前后的显微组织进行观察。结果表明,随温度升高和初始应变速率增大,焊板的伸长率先增大后减小,在450℃,5×10~(-3)s~(-1)时达到最大为168%;焊板接头部分的塑性变形率随初始应变速率增大而增大,随温度升高先增大后减小,在变形参数为475℃,1×10~(-2)s~(-1)时达到最大为92%。随变形进行,焊缝中共晶组织逐渐消失,枝状晶不断长大并"熔解"在粗大等轴晶内。元素扩散导致的晶界迁移参与协调了接头的变形,温度升高和应变速率增加都可提高晶界迁移速率。     

置氢TC4钛合金激光焊接接头纵向焊缝超塑变形性能研究

采用置氢处理的方法调节TC4钛合金激光焊接接头组织状态,以期提高接头超塑变形均匀性,而置氢TC4钛合金激光焊纵向焊缝接头超塑性变形行为的研究是改善结构均匀性的基础。因此针对置氢量对TC4激光焊接接头峰值流变应力、焊板延伸率、组织均匀性的影响展开了研究。结果表明:激光焊板超塑性变形峰值流变应力随含氢量的增大而增大,随变形温度的升高而降低,随变形速率的增大而增大;试样延伸率随含氢量的增大而减小,随变形温度的升高而增大,随变形速率的增大而减小。在含氢量0.291%,变形温度920℃,变形速率10~(-4)s~(-1)时,峰值流变应力最小达到20.7 MPa,焊板延伸率达到最大312%。     

置氢TC4钛合金激光焊接接头超塑变形性能研究

摘 要: 置氢处理可以调节TC4钛合金激光焊接接头超塑性变形组织状态,提高焊接接头超塑变形组织均匀性;本项目采用置氢处理研究了TC4钛合金激光焊纵向焊缝接头超塑性变形行为,是置氢提高钛合金激光焊接接头超塑变形均匀性的基础性研究。主要研究了置氢量对TC4激光焊接接头峰值流变应力、焊板延伸率、组织均匀性的影响。研究表明：激光焊板超塑性变形中的峰值流变应力随含氢量的增大而增大,随变形温度的升高而降低,随变形速率的增大而增大;试样延伸率随含氢量的增大而减小,随变形温度的升高而增大,随变形速率的增大而减小。在含氢量0.291%,变形温度920℃,变形速率10-4S-1时,峰值流变应力最小达到20.7MPA,焊板延伸率达到最大312%。置氢TC4钛合金激光焊接接头可以承受超塑性变形而不破坏,在初始应变速率为10-3S-1和10-4S-1时,试样峰值流变应力低于80MPA。     

TC4钛合金激光焊接接头超塑性变形力学行为研究

采用高温拉伸试验研究TC4钛合金激光焊接接头超塑性变形力学行为,引进变形不均匀系数K表征激光焊板超塑性变形过程中焊接接头与母材的变形不均匀性。结果表明:TC4钛合金激光焊接接头可承受高温超塑变形而不破坏,当初始应变速率低于10-2s-1时流变应力小于60MPa;接头的变形率及试样的变形不均匀系数随变形温度及应变速率的升高均先升高再降低。在900℃、10-2s-1时,接头超塑性变形率和试样的变形不均匀系数K值同时达到最高值46%和0.18,说明焊接接头具有较高的超塑变形能力,应变速率敏感性指数m值大于0.5。     

氢热处理对钛合金激光焊接接头超塑性变形的影响

采用置氢后淬火处理的方式来调节钛合金激光焊接接头的组织结构,旨在改善钛合金激光焊接接头在超塑性变形过程中的不均匀性,通过高温拉伸试验对氢热处理后的钛合金激光焊接接头超塑性变形峰值流变应力、伸长率、变形均匀性展开研究。结果表明:氢热处理能够改善接头超塑性变形均匀性,随着淬火温度的升高,接头变形峰值流变应力增大,伸长率降低;随着变形温度的升高,接头变形峰值流变应力减小,伸长率减小;随着变形速率的下降,接头变形峰值流变应力减小,伸长率增加。采用焊缝与母材截面收缩率的比值来表征接头的变形均匀性,在置氢量为0.05 mass%、淬火温度为980℃和在920℃以10~(-4) s~(-1)应变速率变形时,此时接头变形均匀化系数K为0.793。     

低温ECAP制备1050铝合金试样的高温拉伸性能

通过拉伸试验、显微组织观察等手段,研究了初始应变速率和变形温度对低温等径角挤压(ECAP)制备的1050铝合金拉伸性能及晶粒大小的影响。结果表明,随初始应变速率的增加,流动应力不断增加;随着变形温度的升高,流动应力不断减小。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1)、变形温度为400℃时,合金具有最大的伸长率90.4%。当变形温度为400℃,初始应变速率大于或小于5×10~(-4)s~(-1)时,合金的伸长率均逐渐降低。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1),变形温度大于或小于400℃时,合金的伸长率均逐渐降低。随初始应变速率的降低和变形温度的增加,合金的晶粒尺寸增大明显。     

W-35Cu复合材料动态压缩变形行为及本构关系

通过Gleeble-1500热模拟试验机对W-35Cu复合材料进行了应变速率0.01 s~(-1)、变形温度25～950℃以及变形温度25℃、应变速率0.01～5 s~(-1)的压缩试验,获取了材料在试验条件下的真应力应变曲线,分析了温度、应变速率对材料塑性变形力学性能的影响。并利用试验数据拟合建立了材料的本构方程。结果表明:在0.01 s~(-1)应变速率下,随变形温度的升高,材料变形抗力减小,材料最佳加工温度在750～900℃;在25℃变形温度下,材料变形抗力随应变速率的增大而增大,且对应变速率比较敏感。对比验证表明,建立的本构方程能较好地表征材料在试验条件下的塑性变形。     

LA91超塑性变形力学性能研究

以LA91双相镁锂合金板材为研究对象,在不同温度(423、473、523、573和623 K)、不同应变速率(5×10-4、1.5×10~(-3)、4.5×10~(-3)和1.35×10-2s~(-1))条件下进行超塑性拉伸试验。结合真应力-应变曲线分析LA91超塑性变形行为。结果表明,提高变形温度或降低应变速率,LA91的伸长率增大,流变峰值应力减小,从250 MPa降至30 MPa。其中,在初始应变速率为1.5×10~(-3)s~(-1)、变形温度为623 K条件下伸长率最大为187.04%,具有明显的超塑性特征。基于超塑性本构方程得LA91的应变速率敏感指数为0.41,变形激活能为92.93 k J·mol~(-1),其超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑动。研究结果为LA91双相镁锂合金板材的塑性加工与应用提供了科学依据。     

Ti_3Al基合金的热变形行为及本构方程

采用DDL50高温电子万能试验机对Ti_3Al基合金进行等温恒应变速率拉伸试验,研究了该合金在热变形温度900~1020℃,应变速率2×10~(-4)~2×10~(-2)s~(-1)范围内的高温热变形行为。结果表明:Ti_3Al基合金的流变应力在应变速率一定时,随温度的升高而减小,在温度一定时,随应变速率的升高而增大,流变应力在达到峰值后开始逐渐降低,呈软化现象;应变速率越高,Ti_3Al基合金的软化越明显。依据高温拉伸试验得到的真应力-真应变曲线关系,计算得出了Ti_3Al基合金热变形激活能为472.7992 k J·mol~(-1)。建立了Ti_3Al基合金热变形的双曲正弦形式的本构方程和Zener-Hollomon参数方程。     

23Cr-2.2Ni-6.3Mn-0.26N节Ni型双相不锈钢动态再结晶行为研究

利用热模拟试验机在变形温度为1073～1423 K,应变速率为0.01～10 s~(-1)的条件下对23Cr-2.2Ni-6.3Mn-0.26N节Ni型双相不锈钢动态再结晶行为进行研究。结果表明,试样在低温高应变速率变形时以两相动态回复(DRV)为主,而在高温低应变速率变形时以奥氏体动态再结晶(DRX)为主,且在0.01和0.1 s~(-1)较低应变速率下,奥氏体相再结晶晶粒尺寸随变形温度升高而增大。试样的软化机制与Z参数有关,在低Z值条件下,热变形软化以奥氏体相DRX为主。基于热变形方程得到试样的表观应力指数为5.18,热变形表观激活能为391.16 kJ/mol,并利用Sellars双曲正弦模型建立了峰值流变应力与Z参数关系本构方程。DRX临界应力随应变速率增加和变形温度减小而增大,DRX临界应变随变形温度减小而增加,且随应变速率增加(0.1～10 s~(-1))在较低变形温度下先增大后减小。确定了DRX临界应力(应变)和峰值应力(应变)的关系,DRX特征参数和Z参数相关模型,以及奥氏体相DRX体积分数模型。利用所建模型对DRX行为进行预测,表明应变速率增加和变形温度下降会推迟DRX发生。     

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。     

挤压态Ti-1300合金管材高温变形行为及本构模型

利用Gleeble 3800热模拟试验机研究了挤压态Ti-1300合金管材的高温变形行为,试验温度750~950℃、应变速率0.001~1 s~(-1)、最大变形量70%。结果表明:Ti-1300合金管材高温变形应力先随应变的增大而增加,到达峰值应力后逐渐降低,最后趋于稳态。峰值应力随变形温度的降低和应变速率的升高而升高。根据Arrhenius公式,建立了该合金管材的本构模型:ε觶=2.8437×10~8×[sinh(9.40×10~(-3)σ)]~(2.90958)×exp(-218.586/RT)。计算的流变应力与试验结果符合较好,该模型可为实际生产提供理论指导。     

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10~(-3)~1.00×10~(-1)s~(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10~(-3)s~(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。     

均匀化处理的6063铝合金的热压缩变形行为及组织演变

为了考察6063铝合金在较高应变速率下的变形行为,采用Gleeble-3500热模拟试验机对合金在变形温度390~510℃和应变速率1~20 s~(-1)进行热压缩试验。结果表明:流动应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增大而升高。在应变速率为1~10 s~(-1)时,流动应力随着应变增加逐渐进入稳态流动阶段;在应变速率为20 s~(-1)时,流动应力达到峰值后随应变量增加而下降。通过热加工图获得适宜的热变形工艺参数为:变形温度460~490℃,应变速率2~6.3 s~(-1)。合金在失稳区发生局部流动和剪切变形,在安全加工区域组织更均匀。随着温度升高和应变速率下降,位错密度减小,合金发生动态再结晶。     

淬火温度及变形条件对钛合金激光焊接接头超塑性均匀变形的影响

通过高温拉伸试验研究了不同淬火温度及变形条件下TC4钛合金激光焊接接头的显微组织和超塑性变形均匀性,并引入焊缝与母材截面收缩率的比值(K)来表征接头的超塑性变形均匀性。结果表明:当变形条件相同时,随淬火温度升高,接头超塑性变形后,焊缝中的针状马氏体转变为片层状组织,母材从原始的α和β双相组织转变为单一的β相组织;淬火处理能够提高接头的超塑性变形均匀性,增加接头中的β相含量,随着淬火温度的升高接头的超塑性变形均匀性上升;淬火温度保持不变时,接头的超塑性变形均匀性随着变形温度的上升而增加,随着变形速率的上升而减少;当淬火温度为1000℃,变形温度为940℃及变形速率为10~(-4)s~(-1)时,接头的变形均匀性达到最大(K=0.9269)。     

汽车用5182铝合金热变形行为及加工图研究

在Gleeble-3800热模拟机上采用等温压缩实验研究了5182铝合金在变形温度为573 K～723 K、应变速率为0. 01 s-1～10 s~(-1)、真应变为0～0. 69条件下的高温流变应力行为,建立了5182铝合金热变形的本构方程和热加工图。结果表明:5182铝合金在热变形时,其流变应力呈现出稳态流变特征,随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而增大,但在应变速率ε·≥1 s~(-1)高应变速率下,则出现动态软化现象;可以采用包含Z参数的双曲正弦函数关系来描述5182铝合金高温变形时的流变应力行为;最佳的热变形区域为变形温度400℃～420℃、应变速率0. 01 s~(-1)～0. 1 s~(-1)。     

挤压态Mg-3Al-3Zn-1Ti-0.6RE镁合金的高温拉伸变形行为

研究了热挤压态Mg-3Al-3Zn-1Ti-0.6RE镁合金的高温拉伸变形行为和微观组织演变,分析了该合金在温度为623~723 K,应变速率为10~(-4)~10~(-2) s~(-1)条件下的流变应力随温度和应变速率的变化,归纳了温度、应变速率与流变应力的关系。研究结果表明:温度和应变速率是影响流变应力的主要因素,在变形过程中,流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而减小。在本实验条件下,该合金的变形本构方程可用双曲正弦函数ε=A[sinh(ɑσ)]~nexp(-Q/RT)来描述,应力指数n=3.286,激活能Q=238 k J/mol,表明该合金的高温塑性变形机制主要是位错滑移和攀移。     

高强铝合金叠层材料高温复合变形行为研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机通过压缩复合变形制备了705/706铝合金叠层材料,研究了705和706两种铝合金在温度为573~773K,应变速率为0.01~10s~(-1)条件下的流变行为,并建立了复合变形的应力-应变本构方程和加工图。结果表明,705和706铝合金在压缩复合变形过程中,其流变应力随着变形温度的升高而减小,随应变速率的增加而增大,流变应力达到峰值后曲线呈现稳态流变特征,具有正应变速率敏感性。复合变形的平均变形激活能为147.2kJ/mol,与单一的Al-7.0Zn-2.9Mg合金相比更容易发生塑性变形。不同应变量的加工图显示两种合金在高温压缩复合变形时安全区域主要存在于高温、中等应变量和低应变速率的条件下,较合适的加工条件是道次应变量为0.2~0.4,变形温度为723~748K,应变速率为0.1~0.01s~(-1)。     

纯钼板坯高温塑性变形行为及本构方程

采用Gleeble?1500热模拟机,在变形温度为1 100～1 350℃、变形速率为0.01～5 s?1、变形量为60%的实验条件下,对纯钼板坯的高温塑性变形行为进行研究。结果表明:流变应力随变形温度的升高而减小,随应变速率的增大而增大;不同变形温度下流变应力之间的差值随着应变速率的增加逐渐减小;同一应变速率下,峰值应力随变形温度的升高向应变小的方向推移。采用包含Zene-Hollomon参数的双曲正弦模型,建立了纯钼板高温塑性流变应力与变形温度和应变速率之间的本构方程。依据本构方程计算出的纯钼板坯流变应力理论值与实际值的平均相对误差仅为3.68%,表明该本构方程可为纯钼热成形加工工艺的制定提供理论依据。