超塑性及超塑性合金的应用

本文论述了超塑性的概念，实现超塑性的条件，超塑性的产生，超塑形变时的组织变化，并介绍超塑性在加工技术上的重要应用。     

ZnA127合金超塑性研究

本文对ZnAl27合金的超塑性进行了探讨.特别是研究了该合金铸态实现超塑性的条件、影响超塑性的因素.实验表明:铸态ZnAl27合金经过适当的超塑处理后,在250℃～350℃的温度范围内和应变速率为5×10~(-4)sec~(-1)～3.3×10~(-3)sec~(-1)时均具有超塑性,其中最大延伸率达1140%,而流变应力仅为0.58kgf/mm~2.     

01420Al-Li合金超塑性研究

采用单向拉伸对01420Al-Li合金进行超塑性研究。发现该合金经过适当的机械热处理后能获得良好的超塑性．显微组织观察表明，经过双级时效处理的01420Al-Li合金，基体内弥散分布大量的大颗粒S相粒子，在大压下率横轧后，经再结晶退火后获得稳定的、等轴的细晶组织，因而超塑效应显著．细小而分散的空洞是得到超塑性的必需的组织成分．     

对一种Zn-Ni-Mg合金的超塑性研究

本文研究了名义成分为Zn—0.10%Ni—0.05%Mg的弥散强化锌基合金冷轧薄板的超塑性行为。当拉伸试样以适当的应变速率拉伸时,此合金在180℃以上显示了超塑性。在230℃和0.03分~(-1)的应变速率下,合金的应变速率敏感性指数达到0.48的最大值。在230℃获得的最大伸长率恒速拉伸时为335%,变速拉伸时为524%。此合金的超塑性变形激活能为21.1Kcal/mol,与纯锌的晶格扩散激活能很接近,说明锌的晶格扩散是此合金超塑性变形过程的速率控制因素。超塑性变形后的金相试验表明,此合金超塑性变形前经再结晶形成的原有等轴微细晶粒组织基本上未发生改变,同时还显示了晶界滑动的证据。此外,用透射电镜观察时,还见到了位错线与晶粒内沉淀相微粒间的交互作用。此合金的超塑性变形过程可用受晶粒内位错运动调节的晶界滑动来解释。合金中的沉淀相经电子衍射鉴定为Ni_3Zn_(22)和Mg_2Zn_(11)。本文还讨论了沉淀相微粒在高温超塑性变形过程中稳定基体微细晶粒的作用。     

大晶粒Ni-Al合金的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为 2 2 0μm的 Ni- 40 % Al(原子分数 )单相合金的高温变形行为 .结果表明 ,该合金在 1 0 0 0～ 1 1 0 0°C温区 ,5× 1 0 -4～ 5× 1 0 -5s-1的应变速率范围内呈现超塑性变形 ,在1 0 5 0°C应变速率为 2 .5× 1 0 -4s-1时 ,最大延伸率可达 340 % ,相应的应变速率敏感指数为 0 .3,表观激活能为 2 89k J/mol.原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化 ,而大晶粒超塑性是由高温变形过程中发生连续回复和再结晶所致 .     

Zr基非晶合金超塑性成形工艺研究

采用感应耦合等离子体刻蚀工艺制备了微型硅模具,基于硅模具研究了非晶合金Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5的超塑性微零件成形工艺.采用差示扫描量热仪测定了Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5的过冷液相区间为360～440℃,在过冷液相区间热压成形非晶合金微零件、机械研磨去除零件飞边和采用40%的KOH溶液腐蚀去除硅模具,得到非晶合金微型零件.自主研制了成形设备,仿真分析与实验相结合,解决了成形过程中设备的温度控制问题,比较分析了不同温度下的成形结果,实验与仿真结果符合较好.在410℃条件下成功制备出模数0.03、齿数66和厚度500μm的微型内齿轮,齿形轮廓清晰,X射线衍射仪扫描结果显示该微齿轮为非晶结构,从而验证了采用该工艺制备微型零件的可行性.     

铸造用Zn－Al合金超塑性的研究

主要对工业牌号Ｚｎ－Ａｌ合金ＺＡ８，ＺＡ１２和ＺＡ２７进行了组织超塑性研究．发现经过组织细化的ＺＡ８，ＺＡ１２和ＺＡ２７铸造Ｚｎ－Ａｌ合金，在２７０～３３０℃温度区间和８．３×１０－４～１．７×１０－２Ｓ－１初始应变速率（ε０）的试验条件下具有良好的超塑性力学性能，并且在较低的温度条件下也具有一定的超塑性特点．     

超塑性锌铝共晶合金成形工艺的研究

根据超塑性锌铝共晶合金的力学性能和超塑性变形特点的试验研究结果,分析制定了锌铝共晶合金塑料模成型镶件的成形工艺参数.发现在300℃及小于40MPa的成形温度和成形压力下,可获得形状符合要求的超塑成形模具镶块,同时其镶块具有较高的力学性能:HB100,σb>370MPa,σ0.2>300MPa.     

Sn—Pb共晶合金超塑性挤压流动特性的视塑性法研究

本文研究了Sn—Pb共晶合金超塑性轴对称挤压稳定过程中流动特性,并与纯Pb的常规塑性挤压进行比较。研究结果表明采用直角模,Sn—Pb共晶合金超塑性挤压和纯Pb常规挤压都存在着金属死角区。Sn—Pb共晶合金超塑性挤压过程完全处于三向不等压应力状态、显示出高塑性、低应力和应力均匀分布的特点。     

LY12合金超塑性压缩的金相分析

本文研究了LY12硬铝合金超塑性压缩变形过程中显微组织的变化及其对超塑性能的影响。揭示了动态再结晶及第二相粒子对LY12合金变形的作用,指出了因端面效应而引起的变形不均匀性,发现了LY12CZ合金具有“短暂超塑性”,并观察到微观孔洞与裂纹。     

Al含量对Zn-Al合金超塑性的影响

用恒载荷和恒夹头速度蠕变法研究了Zn 2 .5Al、Zn 5Al和Zn 10Al合金的超塑性。研究表明 ,Zn 5Al共晶合金的超塑性优于亚共晶合金Zn 10Al及过共晶合金Zn 2 .5Al,其优异的超塑性来源于细密的层片状共晶组织 (α +β)。Zn 5Al合金的组织全部为 (α+β)共晶体 ,变形抗力低 ,晶界滑移均匀 ;Zn 10Al合金的α/ β界面较Zn 5Al的少 ,超塑性也不如Zn 5Al的好 ;Zn 2 .5Al合金的组织为 (α +β) +β,(α +β)共晶体主要包含α/ β界面 ,超塑变形时易滑移 ,先共晶的 β相包含β/ β界面 ,超塑变形时不易发生滑移。随着拉伸速度的减小 ,合金的流变应力减小 ,延伸率增大。轧制变形量大的合金 ,其超塑性也好。     

形变热处理对Al-Zn-Mg合金的超塑性影响

本文详细地研究了形变热处理中过时效和冷轧变形量对Al-Zn-Mg合金组织和超塑性的影响。指出:细晶是超塑组织条件中的核心因素,细晶材料产生超塑性的原因是具有高m值,产生高m值的原因是晶界滑移和扩散蠕变作用大。同时讨论了形变热处理中细晶化机理,指出关键问题是过时效和冷轧变形量的最佳配合。     

黄铜的超塑性研究

本文研究Cu-Zn合金的超塑性条件。用工业用的Hpb59—1和H62铜棒,机加工成拉伸试样,经热处理,得到超塑性的微细组织。试样在高温拉伸机上以不同的温度和变形速度进行拉伸。试验表明,Hpb59—1黄铜在温度为620℃,拉伸速度为0.3毫米/分,出现了超塑性,延伸率达500％,未断;H62黄铜在温度为750℃,拉伸速度为0.2毫米/分时,出了超塑性,延伸率达624％,未断。本文还研究了Hpb 59—1和H 62黄铜的温度与拉伸速度之间的关系,并用金相显微镜和扫描电镜观察了试样变形前后显微组织的变化。     

超塑性合金筒形件反复胀形模具参数的研究

本文讨论了筒形零件反复胀形模具设计和有关参数的确定方法。试验研究表明,反复胀形方法可有效地改善筒形零件壁厚的均匀度,并使极限胀形高度比自由胀形提高10～56％。     

第二相粒子对8090合金超塑性的影响

对8090 合金超塑性变形中的粒子行为进行了研究。定量金相分析表明最佳平均粒子直径是 0.038 μm。透射电镜观察及晶界角度测量表明析出相粒子影响动态再结晶细化晶粒的过程主要是通过对超塑变形保温期间形成的亚晶界角度的影响来实现的。在超塑性流变过程中,第二相粒子始终钉扎晶界阻止晶粒长大,并且位于晶界附近的第二相粒子促进了大角度晶界凸出的再结晶形核,对晶界滑动起到有利作用。     

AZn-1共析合金的超塑性特点及应用

本文综述了微细晶粒超塑变形的力学特征,并从Zn-Al合金状态图,Zn-22%Al合金TTT曲线等阐明了Zn-Al共析合金的超塑性特点和应用,并对组织超细化和性能强化的方法进行了探讨。     

Zn—5Al合金超塑性的量子效应

用Ｘ射线衍射实验测量了Ｚｎ－５Ａｌ共晶合金超塑性变形后Ａｌ相和Ｚｎ相的点阵常数,结果表明,Ａｌ相晶格收缩,Ｚｎ相晶格膨胀,根据程氏理论的解释,这一现象是由于相界面电子的量子力学波函数连续的条件引起的,因此是一各量子效应。     

超塑性拉伸与超塑性压缩的比较

通过对超塑性拉伸和压缩试验结果的比较，可看出其最佳超塑性变形温度、应变速度、流动应力和极限应变量存在着明显的差异．     

超轻细晶Mg-8.4Li合金的低温超塑性

Mg-8.4Li合金铸锭经573 K×24 h均匀化处理和473 K温轧得到1.5 mm厚板材,总加工率为92.5%.该板材经盐浴再结晶退火后在473 K,应变速率1.67×10-3s-1条件下获得500%的超塑延伸率.唯象学计算的应变速率敏感性指数为0.47,反映晶界滑移是其主要变形机理.利用透射电子显微镜和光学显微镜研究了板材573 K×1 h盐浴退火和超塑性变形后的组织,发现盐浴退火后的晶粒尺寸为2.4μm,超塑变形后标距内晶粒尺寸为5.8μm,发生了一定程度的晶粒长大,这与原子扩散机理有关.利用扫描电镜观察了超塑变形后试样的断口形貌,发现断口中韧窝细小而深,呈圆形分布,保持了晶粒等轴化...