• <tr id="yyy80"></tr>
  • <sup id="yyy80"></sup>
  • <tfoot id="yyy80"><noscript id="yyy80"></noscript></tfoot>
  • 99热精品在线国产_美女午夜性视频免费_国产精品国产高清国产av_av欧美777_自拍偷自拍亚洲精品老妇_亚洲熟女精品中文字幕_www日本黄色视频网_国产精品野战在线观看 ?

    粉末冶金高溫合金FGH96的熱加工圖及熱壓縮變形過程的開裂行為

    2015-11-19 09:41:22劉小濤司家勇中南大學(xué)航空航天學(xué)院長沙410083中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室長沙410083中南林業(yè)科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院長沙410004
    中國有色金屬學(xué)報(bào) 2015年10期
    關(guān)鍵詞:晶間宏觀合金

    楊 川,劉小濤,司家勇, 3,劉 鋒,江 亮(1.中南大學(xué) 航空航天學(xué)院,長沙 410083;.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長沙 410083;3.中南林業(yè)科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院,長沙 410004)

    粉末冶金高溫合金FGH96的熱加工圖及熱壓縮變形過程的開裂行為

    楊川1, 2,劉小濤2,司家勇2, 3,劉鋒2,江亮2
    (1.中南大學(xué) 航空航天學(xué)院,長沙 410083;
    2.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,長沙 410083;
    3.中南林業(yè)科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院,長沙 410004)

    采用Gleeble3180D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對熱擠壓態(tài)FGH96合金在變形溫度1020~1140℃,應(yīng)變速率0.001~1.0 s-1進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn),分析真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線,繪制熱加工圖。并針對熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96在熱壓縮溫度低于1080℃時(shí)的開裂現(xiàn)象,利用熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方法,確定在變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001~1.0 s-1的熱壓縮變形過程中的開裂臨界應(yīng)變量,觀察變形后試樣的裂紋形貌和顯微組織,并利用有限元分析方法對熱壓縮變形過程進(jìn)行模擬。結(jié)果表明:試樣中部位置受拉應(yīng)力作用沿著變形方向產(chǎn)生鼓形變形,當(dāng)達(dá)到臨界應(yīng)變量后,產(chǎn)生呈沿晶斷裂的宏觀裂紋,并且隨著應(yīng)變速率的減小,裂紋產(chǎn)生的臨界應(yīng)變量逐漸減??;在低應(yīng)變速率條件下,在宏觀裂紋產(chǎn)生之前,試樣內(nèi)部晶粒之間出現(xiàn)了微觀開裂的現(xiàn)象,并造成應(yīng)力下降。

    粉末冶金高溫合金;FGH96合金;熱加工圖;熱擠壓工藝;熱壓縮實(shí)驗(yàn);鼓形變形;宏觀裂紋

    粉末冶金高溫合金具有晶粒細(xì)小、均勻、無宏觀偏析的組織的特點(diǎn),廣泛用于航空發(fā)動機(jī)渦輪盤件,是航空發(fā)動機(jī)熱端部件的關(guān)鍵材料[1-4]。FGH96合金作為國內(nèi)研制的第二代損傷容限型粉末冶金高溫合金,具有良好的拉伸性能和蠕變性能[5-9],相比第一代高強(qiáng)型粉末冶金高溫合金,F(xiàn)GH96合金的裂紋生長抗力是前者的兩倍,使用溫度達(dá)到750℃[10-11]。FGH96通常采用制粉+熱等靜壓(+熱擠壓)+等溫鍛造[12]的成形工藝,并經(jīng)過機(jī)械加工和熱處理后,最終得到滿足強(qiáng)度、疲勞等性能要求的渦輪盤件。

    基于動態(tài)材料模型[13-15](Dynamic materials model, DMM)的熱加工圖廣泛用于金屬材料的熱加工性的研究。張仁鵬等[16]對熱等靜壓態(tài)FGH96合金在1000~ 1100℃、0.001~0.1 s-1條件下進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn),并繪制了其熱加工圖。劉建濤等[17]繪制了熱等靜壓態(tài)FGH96合金在1070~1170℃、0.0005~0.2 s-1的熱加工圖,并且確定了該合金的熱塑性鍛造窗口。NING等[18]研究了熱等靜壓態(tài)FGH96合金的高溫變形行為,并繪制了其在1050~1140℃、0.002~1.0 s-1的熱加工圖。

    對于FGH96合金等溫鍛造工藝,較高的鍛造溫度對鍛造設(shè)備和模具材料提出了嚴(yán)苛的要求,相對低的等溫鍛造溫度能夠一定程度地降低鍛造成本。然而,F(xiàn)GH96合金化程度高,熱加工性能差,在較低溫度鍛造后容易產(chǎn)生宏觀開裂[19-20]。因此,對FGH96合金在相對較低溫度下熱變形開裂的研究十分必要。通常,變形溫度過低時(shí),晶間強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度,便出現(xiàn)穿晶斷裂,由剪應(yīng)力引起,使裂紋方向與最大主應(yīng)力呈45°;而當(dāng)變形溫度過高時(shí),由于晶間結(jié)合力大大減弱,常出現(xiàn)晶間斷裂,且斷裂方向與周向拉應(yīng)力垂直[21]。朱艷春等[22-23]研究了Ti40合金在熱壓縮過程中的開裂行為,通過高速攝影技術(shù)確定變形過程中的開裂臨界應(yīng)變量,研究發(fā)現(xiàn)隨著變形溫度的升高,開裂方式由45°剪切開裂過渡到V型開口開裂及縱向開裂。ZHANG等[24]基于有限元分析和Oyane準(zhǔn)則建立了預(yù)測Ti40合金開裂的新判據(jù)。KAILAS等[25]研究了Ti-6Al-4V在溫度低于400℃時(shí)熱壓縮變形剪切開裂現(xiàn)象,并建立了剪切裂紋產(chǎn)生的模型。王超淵等[20]研究發(fā)現(xiàn)熱擠壓態(tài)鎳基高溫合金在溫度為950~1000℃時(shí),熱壓縮試樣出現(xiàn)了開裂現(xiàn)象,且變形溫度越低,開裂越嚴(yán)重。但并沒有對其進(jìn)行深入研究。FANG 等[12]針對FGH96合金熱壓縮過程試樣開裂的現(xiàn)象,通過兩次熱變形的方法進(jìn)行避免開裂現(xiàn)象的產(chǎn)生。目前,有關(guān)FGH96合金在熱壓縮變形過程中開裂行為的研究報(bào)道較少。

    本文作者通過熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96在一定溫度,不同應(yīng)變速率和不同應(yīng)變量條件的熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn),確定其在較低溫度下開裂的臨界應(yīng)變量,分析了應(yīng)變速率對宏觀開裂的影響規(guī)律,建立了試樣開裂的有限元分析模型,并觀察了宏觀裂紋和微觀組織特征。

    1 實(shí)驗(yàn)

    實(shí)驗(yàn)采用熱擠壓態(tài)粉末冶金高溫合金FGH96,合金粉末由中南大學(xué)粉末冶金研究院制備,其成分如表1所列。該合金首先通過氬氣霧化制粉得到平均粉末粒度約為150μm的合金粉末,然后將制備的合金粉末在1100℃、150 MPa條件下進(jìn)行包套熱等靜壓,采用名義擠壓比為12:1對熱等靜壓坯錠進(jìn)行包覆熱擠壓而成擠壓棒材。粉末冶金高溫合金FGH96在熱等靜壓態(tài)存在著明顯的粉末原始顆粒邊界(Prior particle boundary, PPB),經(jīng)過熱擠壓形成了大量的動態(tài)再結(jié)晶細(xì)小晶粒,PPB經(jīng)過擠壓呈現(xiàn)長條狀,并得到一定程度的消除,圖1所示分別為FGH96合金在熱等靜壓態(tài)和熱擠壓(沿?cái)D壓方向)的顯微組織。

    表1 FGH96合金的名義成分Table 1 Nominal composition of FGH96 alloy (mass fraction, %)

    采用線切割從擠壓棒材半徑1/2處切取熱壓縮試樣,尺寸為d 8mm×12mm。利用Gleeble 3180D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)在變形溫度1020~1140℃,應(yīng)變速率0.001~1.0 s-1條件下分別進(jìn)行真應(yīng)變?yōu)?.7的熱壓縮實(shí)驗(yàn)。特別地,對該合金在溫度1050℃,應(yīng)變速率0.001、0.01、0.1和1.0 s-1條件下分別進(jìn)行不同應(yīng)變量下的熱壓縮實(shí)驗(yàn),觀察熱壓縮后試樣表面的開裂情況。實(shí)驗(yàn)前,在試樣兩端均勻涂上潤滑油并且粘上厚度為0.05mm的石墨片,以減小在變形過程中試樣與壓頭之間的摩擦。實(shí)驗(yàn)在高真空的環(huán)境下進(jìn)行,每個(gè)試樣以10℃/s的加熱速率升溫至變形溫度,保溫2 min保證試樣的溫度均勻,然后進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。變形后的試樣通過快速水冷的方式保持其在高溫條件下的組織。將變形后的試樣沿著軸線切開,經(jīng)過粗磨、精磨、拋光后,采用Kallings溶液 (5 g CuCl2+100 mL HCl+100 mL C2H5OH)腐蝕90 s,利用Leica光學(xué)顯微鏡觀察變形試樣中心部位的顯微組織,利用FEI Quanta 650 掃描電鏡觀察熱壓縮后產(chǎn)生的宏觀裂紋特征。

    圖1 FGH96合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of FGH96 alloy:(a)Hot isostatically pressed FGH96 alloy;(b)Hot extruded FGH96 alloy

    2 結(jié)果與討論

    2.1真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

    圖2所示為熱擠壓態(tài)FGH96在變形溫度為1020~ 1140℃,應(yīng)變速率為0.001~1.0 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小,流變應(yīng)力明顯減小。在變形溫度低于1080℃,該合金的流變應(yīng)力在峰值之后發(fā)生了劇烈下降;而在變形溫度高于1080℃時(shí),該合金的流變應(yīng)力在峰值之后存在明顯的穩(wěn)定階段。

    圖3所示為FGH96合金的熱加工圖。由圖3(a)~(g)所示的陰影部分可以看出,隨著真應(yīng)變的增大,該合金的失穩(wěn)區(qū)逐漸的擴(kuò)大。在變形過程中,材料的失穩(wěn)區(qū)最先產(chǎn)生于低溫、中應(yīng)變速率條件下(見圖3(a)),真應(yīng)變?yōu)?.1時(shí),該合金在變形溫度1020~1040℃區(qū)間,應(yīng)變速率0.023~0.1 s-1范圍內(nèi)存在失穩(wěn)。隨著真應(yīng)變的增大,該合金的失穩(wěn)區(qū)逐漸向較高應(yīng)變速率范圍移動,并且先后在中溫、高應(yīng)變速率和高溫、高應(yīng)變速率范圍出現(xiàn)失穩(wěn)(見圖3(c)~(e))。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí),該合金的失穩(wěn)區(qū)擴(kuò)大到整個(gè)高應(yīng)變速率范圍內(nèi),失穩(wěn)區(qū)為應(yīng)變速率高于0.312 s-1的區(qū)域(見圖3(g))。

    圖4所示為熱擠壓FGH96合金變形后試樣的宏觀形貌。由圖4可以看出,經(jīng)較低溫度變形的試樣出現(xiàn)了嚴(yán)重開裂。根據(jù)試樣的變形情況,熱加工區(qū)域主要可分為3個(gè)區(qū)域:均勻變形區(qū)、微開裂區(qū)和嚴(yán)重開裂區(qū)。

    在1020℃、1050℃以及1080℃、0.01~0.001 s-1時(shí),變形后的試樣發(fā)生了嚴(yán)重開裂的現(xiàn)象,并且變形溫度越低,應(yīng)變速率越小,試樣開裂越嚴(yán)重。結(jié)合變形后的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以看出,嚴(yán)重開裂區(qū)的曲線由于裂紋的產(chǎn)生出現(xiàn)了真應(yīng)力劇烈下降的現(xiàn)象;在1080℃、0.1~1.0 s-1和1110℃、0.01~1.0 s-1區(qū)域,試樣出現(xiàn)了輕微開裂;在1110℃、0.001 s-1和1140℃區(qū)域,壓縮后試樣變形均勻,試樣表面沒有產(chǎn)生裂紋。

    2.2合金的開裂行為

    2.2.1應(yīng)變速率與開裂臨界應(yīng)變量的關(guān)系

    熱擠壓態(tài)FGH96合金在進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)時(shí),發(fā)現(xiàn)在變形溫度低于1080℃時(shí),熱壓縮后的試樣表面嚴(yán)重開裂的現(xiàn)象。針對此現(xiàn)象,對變形溫度為1050℃時(shí)產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量的進(jìn)行研究。圖5所示為變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001~1.0 s-1條件下熱壓縮實(shí)驗(yàn)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖5可以看出,在相同條件下,不同應(yīng)變量時(shí)進(jìn)行熱壓縮的流變應(yīng)力曲線重合度較高。流變應(yīng)力在變形的初始階段由于加工硬化的作用迅速增加,在峰值應(yīng)力之后由于動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制的作用而逐漸下降。同時(shí),熱壓縮試樣開裂對流變應(yīng)力的下降也有一定的影響。其中在1050℃、0.001 s-1時(shí),在宏觀裂紋產(chǎn)生前流變應(yīng)力已經(jīng)劇烈下降。

    當(dāng)熱壓縮溫度較高時(shí),晶間結(jié)合力大大減弱,熱壓縮試樣容易出現(xiàn)晶間斷裂[15]。低應(yīng)變速率時(shí),試樣的變形時(shí)間較長,在相同變形量條件下,作用在鼓形區(qū)域的拉應(yīng)力的時(shí)間越長,發(fā)生晶間斷裂的可能性也就越大,因此,產(chǎn)生宏觀裂紋的臨界應(yīng)變量較低應(yīng)變速率時(shí)更小,熱壓縮試樣開裂對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線產(chǎn)生的影響在較低應(yīng)變速率的條件下也就明顯。在較低應(yīng)變速率(0.001和0.01 s-1),真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線下降劇烈,而在較高應(yīng)變速率(0.1和1.0 s-1)條件下,宏觀裂紋的產(chǎn)生對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線的影響明顯減弱。

    圖2 FGH96合金在1020~1140℃、0.001~1.0 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2 True stress-true strain curves of FGH96 alloy:(a)1020℃;(b)1050℃;(c)1080℃;(d)1110℃;(e)1140℃

    圖3 FGH96合金的熱加工圖(數(shù)值(%)表示能量耗散率,陰影區(qū)表示失穩(wěn)區(qū)域)Fig.3 Processing maps of FGH96 alloy (Data on line represent power dissipated efficiency(%), shaded regions correspond to instability region):(a)ε=0.1;(b)ε=0.2;(c)ε=0.3;(d)ε=0.4;?。╡)ε=0.5;(f)ε=0.6;(g)ε=0.7

    圖4 FGH96合金熱壓縮變形后的宏觀形貌Fig.4 Macrophologies of deformed specimens of FGH96 alloy

    圖5 FGH96合金在變形溫度為1050℃、不同應(yīng)變速率條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.5 True stress-true strain curves of FGH96 alloy at deformation temperature of 1050℃ and different strain rates:(a)0.001 s-1;(b)0.01 s-1;(c)0.1 s-1;(d)1.0 s-1

    圖6所示為熱擠壓態(tài)FGH96合金實(shí)際熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)試樣變形情況。該合金在應(yīng)變速率為0.001~1.0 s-1的開裂臨界應(yīng)變量分別約為0.25、0.25、0.4和0.45。由圖6可以看出,在變形溫度為1050℃時(shí),熱擠壓態(tài)FGH96合金在熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)過程中,產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量隨著應(yīng)變速率的增加而增大,產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量與應(yīng)變速率的對數(shù)近似成線性關(guān)系(見圖6虛線所示),應(yīng)變速率越低,試樣在熱壓縮變形過程中越容易開裂。圖7所示為變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001~1.0 s-1條件下開始產(chǎn)生宏觀裂紋的熱壓縮試樣。在熱壓縮變形過程中試樣與壓頭接觸的兩端變形量小,中間部位變形發(fā)生了鼓形變形,并且在鼓形表面形成了沿著熱壓縮變形方向的宏觀裂紋。

    圖6 變形溫度為1050℃時(shí)不同熱壓縮條件下試樣表面產(chǎn)生裂紋情況統(tǒng)計(jì)Fig.6 Statistics of surface cracks of specimens under different hot compression conditions and deformation temperature of 1050℃

    2.2.2熱壓縮開裂過程有限元分析

    圖7 不同條件下熱壓縮后開裂試樣的宏觀圖片F(xiàn)ig.7 Macrophotos of hot compressed specimens with cracks under different conditions:(a)1050℃, 0.001 s-1, ε=0.25;(b)1050℃, 0.01 s-1, ε=0.25;(c)1050℃, 0.1 s-1, ε=0.4;(d)1050℃, 1.0 s-1, ε=0.45

    結(jié)合對熱模擬壓縮試樣的變形情況分析,熱擠壓態(tài)FGH96合金在熱壓縮過程中宏觀裂紋產(chǎn)生模型如圖8所示。圖8(a)所示為熱壓縮試樣在不同應(yīng)變量條件下的形狀及開裂情況。在變形初始階段,試樣的中間部位首先發(fā)生變形,隨著應(yīng)變量的增加,在變形試樣的中部產(chǎn)生了凸起的鼓形,而試樣兩端沒有發(fā)生明顯的變形(見圖8(a)中ε<εc所示),ε和εc分別為應(yīng)變量和產(chǎn)生裂紋的臨界應(yīng)變量。當(dāng)ε≈εc時(shí),鼓形表面開始有少量細(xì)小的宏觀裂紋萌生,這些小裂紋與軸向方向基本一致。隨著熱壓縮變形量的增大,鼓形表面的宏觀裂紋開始擴(kuò)展,裂紋數(shù)量增多,開裂程度增大。到最終應(yīng)變量時(shí),熱壓縮試樣的鼓形面嚴(yán)重開裂。在熱壓縮變形過程中,根據(jù)變形程度的不同可以將試樣分成3個(gè)變形區(qū):難變形區(qū)A、小變形區(qū)B、易變形區(qū)C,如圖8(b)所示。由于難變形區(qū)A與易變形區(qū)B的變形量存在較大的差異,使得在熱壓縮過程中在試樣小變形區(qū)B處產(chǎn)生了鼓形變形,并且在鼓形區(qū)域受拉應(yīng)力作用。在變形過程中易變形區(qū)C逐漸向外部擴(kuò)展,鼓形區(qū)域增加,鼓形區(qū)域的局部拉應(yīng)力逐漸增大,而鼓形變形區(qū)變形量小不能及時(shí)消除內(nèi)部對鼓形區(qū)域的應(yīng)力作用,最終造成熱壓縮試樣表面嚴(yán)重開裂。

    圖9所示為基于DEFORM-3D有限元軟件對變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001~1.0 s-1的熱壓縮進(jìn)行有限元模擬的情況。圖9(a)~(d)所示分別為0.001~1.0 s-1開裂臨界應(yīng)變量的等效應(yīng)變分布情況。可以看出,試樣可根據(jù)變形情況的不同分為明顯的3個(gè)區(qū)域:試樣的中心位置為容易變形區(qū),試樣的鼓形變形區(qū)域?yàn)樾∽冃螀^(qū),試樣的上下端面區(qū)域?yàn)殡y變形區(qū)。試樣的中部的變形量較大,而試樣兩端的變形量較小。

    圖9(e)~(h)所示為對應(yīng)的最大主應(yīng)力分布情況??梢钥闯?,在試樣的鼓形區(qū)域均受到較大的拉應(yīng)力作用,在較大的拉應(yīng)力作用下,最終在鼓形區(qū)域形成了沿?zé)釅嚎s方向的宏觀開裂紋。應(yīng)變速率為0.001、0.01、0.1、1.0 s-1的最大拉應(yīng)力值分別為122、173、292和349 MPa,應(yīng)變速率越大,開裂臨界應(yīng)變量時(shí)試樣所受的最大拉應(yīng)力值也越大。在低應(yīng)變速率條件下,拉應(yīng)力作用的時(shí)間越長,所需要的開裂臨界拉應(yīng)力也就越小,說明裂紋產(chǎn)生的臨界拉應(yīng)力與應(yīng)變速率有關(guān)。特別地,當(dāng)應(yīng)變速率為0.001和0.01 s-1時(shí),在試樣的中心位置上下區(qū)域附近受較大的拉應(yīng)力作用,并且在低應(yīng)變速率條件下拉應(yīng)力作用的時(shí)間長,這可能導(dǎo)致在熱壓縮變形過程中試樣內(nèi)部出現(xiàn)晶間開裂。

    2.2.3裂紋形貌與微觀組織分析

    圖10所示為熱擠壓態(tài)FGH96合金在變形溫度1050℃、0.001~1.0 s-1條件下熱壓縮變形后試樣表面宏觀裂紋的SEM像,在該溫度條件下熱壓縮試樣的開裂形式均為沿晶斷裂。在應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí),試樣斷后表面發(fā)生了一定程度的氧化;在應(yīng)變速率分別為0.01和0.1 s-1時(shí),斷口處的晶粒形狀規(guī)則,棱角分明;而在應(yīng)變速率為1.0 s-1,斷口處的晶粒形狀更加尖銳。

    結(jié)合DEFORM數(shù)值模擬情況,對變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001 s-1實(shí)際熱壓縮的試樣的不同位置的微觀組織進(jìn)行研究。圖11所示為變形溫度為1050℃、應(yīng)變速率為0.001 s-1在真應(yīng)變0.25時(shí)不同位置的顯微組織。分別觀察了試樣上端、中心、鼓形區(qū)域以及內(nèi)部最大拉應(yīng)力處。與數(shù)值模擬結(jié)果較吻合,在數(shù)值模擬的大拉應(yīng)力處,出現(xiàn)了嚴(yán)重的晶間開裂,形成了大量孔洞;在試樣變形量最大的中心位置同樣形成了大量孔洞,而在試樣上端的難變形區(qū)域的微觀組織則未發(fā)生明顯的變化。圖12(a)~(c)所示為1050℃、0.001 s-1條件下不同應(yīng)變量的試樣中心的顯微組織,可以看出,試樣內(nèi)部均發(fā)生了晶粒間開裂而形成了微觀孔洞,并且隨著變形量的增加晶間開裂越嚴(yán)重。其中,在ε=0.15條件下的試樣并未產(chǎn)生宏觀開裂,其中心的顯微組織已經(jīng)出現(xiàn)了明顯的微觀孔洞(見圖12(a))。這說明,當(dāng)應(yīng)變速率為0.001 s-1時(shí),在宏觀裂紋產(chǎn)生之前,試樣內(nèi)部晶粒之間已經(jīng)產(chǎn)生了開裂的現(xiàn)象,這導(dǎo)致流變應(yīng)力曲線在宏觀裂紋產(chǎn)生之前已經(jīng)出現(xiàn)了劇烈的下降。

    圖12(d)~(f)所示為0.01~1.0 s-1開裂臨界應(yīng)變量變形試樣的顯微組織,隨著應(yīng)變速率的增加,試樣中心位置晶間開裂的現(xiàn)象逐漸消失。在應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí),仍然可以觀察到晶間開裂的現(xiàn)象,相比0.001 s-1時(shí)明顯減少;而應(yīng)變速率為0.1和1.0 s-1的試樣中心在晶界處形成了一些動態(tài)再結(jié)晶小晶粒,無晶間開裂現(xiàn)象。因此,隨著應(yīng)變速率的增加,宏觀裂紋產(chǎn)生之前由于試樣內(nèi)部組織微觀開裂對真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線下降的影響逐漸減弱。在較低應(yīng)變速率條件下(0.01和0.001 s-1),變形后的微觀組織的內(nèi)部晶粒之間產(chǎn)生了明顯的開裂現(xiàn)象,形成了大量的孔洞,這造成流變應(yīng)力的明顯下降;而在應(yīng)變速率較高(0.1和1.0 s-1)時(shí),變形后的微觀組織沒有觀察到明顯的孔洞,僅在鼓形區(qū)域出現(xiàn)了明顯的晶間斷裂,流變應(yīng)力受試樣開裂的影響較小,流變應(yīng)力軟化還受到動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制的影響。

    圖9 熱擠壓態(tài)FGH96合金在不同應(yīng)變速率條件下變形的等效應(yīng)變和主應(yīng)力分布圖Fig.9 Effective strain and max principle stress contours for hot extruded FGH96 alloy deformed under different deformation conditions:(a), (e)ε=0.25, 1050℃, 0.001 s-1;(b), (f)ε=0.25, 1050℃, 0.01 s-1;(c), (g)ε=0.40, 1050℃, 0.1 s-1;(d), (h)ε=0.45, 1050℃, 1.0 s-1

    圖10 變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001~1.0 s-1變形后裂紋的SEM像Fig.10 SEM images of fractures formed at deformation temperature of 1050℃ and strain rates of 0.001-1.0 s-1:(a)0.001 s-1;(b)0.01 s-1;(c)0.1 s-1;(d)1.0 s-1

    圖11 熱擠壓FGH96合金在變形溫度1050℃、應(yīng)變速率0.001 s-1、真應(yīng)變0.25時(shí)試樣各部位的顯微組織Fig.11 Microstructures in different positions of specimen of hot extruded FGH96 alloy at deformation temperature of 1050℃, strain rate of 0.001 s-1and strain of 0.25

    圖12 熱擠壓態(tài)FGH96合金變形之后中心位置的顯微組織Fig.12 Microstructures in center of hot extruded FGH96 alloy of deformed specimens:(a)1050℃, 0.001 s-1, ε=0.15;(b)1050℃, 0.001 s-1, ε=0.25;(c)1050℃, 0.001 s-1, ε=0.30;(d)1050℃, 0.01 s-1, ε=0.25;(e)1050℃, 0.10 s-1, ε=0.40;(f)1050℃, 1.0 s-1, ε=0.45

    3 結(jié)論

    1)當(dāng)變形溫度低于1080℃時(shí),熱擠壓FGH96合金的流變應(yīng)力在峰值之后發(fā)生了劇烈下降;而當(dāng)變形溫度高于1080℃時(shí),其流變應(yīng)力在峰值之后存在明顯的穩(wěn)定階段。

    2)當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí),在變形溫度1050~1090℃、應(yīng)變速率0.0018~ 0.0566 s-1的條件下為能量耗散峰值區(qū)域,即合金穩(wěn)定變形區(qū)域;在1073℃、0.0093 s-1的條件下,合金能量耗散達(dá)到峰值61%,即合金最佳變形條件;在應(yīng)變速率大于0.312 s-1的條件下,為合金變形失穩(wěn)區(qū)。

    3)熱擠壓態(tài)FGH96合金在1050℃時(shí),試樣在熱壓縮變形過程中發(fā)生鼓形變形,產(chǎn)生沿著變形方向呈沿晶斷裂的宏觀裂紋,裂紋產(chǎn)生的臨界應(yīng)變量隨著應(yīng)變速率的增加而增大,熱壓縮試樣在低應(yīng)變速率條件下開裂越嚴(yán)重。

    4)當(dāng)應(yīng)變速率為0.001和0.01 s-1時(shí),在開裂臨界應(yīng)變量前試樣內(nèi)部發(fā)生晶間開裂而形成大量微觀孔洞,并且導(dǎo)致流變應(yīng)力曲線在宏觀開裂之前嚴(yán)重下降;當(dāng)應(yīng)變速率為0.1和1.0 s-1時(shí),試樣中心位置無明顯晶間開裂,流變應(yīng)力曲線下降主要受動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化機(jī)制影響。

    REFERENCES

    [1] 張義文, 上官永恒.粉末高溫合金的研究與發(fā)展[J].粉末冶金工業(yè), 2004, 14(6):30-43.ZHANG Yi-wen, SHANGGUAN Yong-heng.Research and development in P/M superalloy[J].Powder Metallurgy Industry, 14(6):30-43.

    [2] VISWANATHAN G, SARAOSI P, HENRY M, WHITIS D, MILLIGAN W, MILLS M.Investigation of creep deformation mechanisms at intermediate temperatures in René 88 DT[J].Acta Materialia, 2005, 53(10):3041-3057.

    [3] 程茜, 董建新, 張麥倉.三代粉末高溫合金的特征及發(fā)展[J].世界鋼鐵, 2011, 11(5):43-51.CHENG Xi, DONG Jian-xin, ZHANG Mai-cang.Characteristics and development of three generations of powder metallurgy superalloys[J].World Iron & Steel, 2011, 11(5):43-51.

    [4] 張瑩, 劉明東, 孫志坤, 張義文.顆粒間斷裂在P/M鎳基高溫合金低周疲勞斷口上的特征[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 23(4):987-996.ZHANG Ying, LIU Ming-dong, SUN Zhi-kun, ZAHNG Yi-wen.Charateristics of inter-particle rupture on LCF fractograph of P/M nickel-based superalloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(4):987-996.

    [5] MUGHRABI H, OTT M, TETZLAFF U.New microstructural concepts to optimize the high-temperature strength ofγ′-hardened monocrystalline nickel-based superalloys[J].Materials Science and Engineering A, 1997, 234–236:434-437.

    [6] ALNIAK M O, BEDIR F.Change in grain size and flow strength in P/M Rene 95 under isothermal forging conditions[J].Materials Science and Engineering B, 2006, 130(1/3):254-263.

    [7] TIAN G F, JIA C C, LIU J L, HU B F.Experimental and simulation on the grain growth of P/M nickel-base superalloy during the heat treatment process[J].Materials & Design, 2009, 30(3):433-439.

    [8] 柴國明, 陳希春, 郭漢杰.FGH96高溫合金中一次碳化物形成規(guī)律[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(8):2205-2213.CHAI Guo-ming, CHEN Xi-chun, GUO Han-jie.Formation mechanism of primaty carbides in FGH96 superalloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(8):2205-2213.

    [9] FANG B, JI Z, LIU M, TIAN G F, JIA C C, ZENG T T.Critical strain and models of dynamic recrystallization for FGH96 superalloy during two-pass hot deformation[J].Materials Science and Engineering A, 2014, 593(21):8-15.

    [10] 中國航空材料手冊編委會.中國航空材料手冊[M].北京:中國標(biāo)準(zhǔn)出版社, 2002:46.Editorial Committee of China Aeronautical Materials Handbook.China aeronautical materials handbook[M].Beijing:Standard Press of China, 2002:46.

    [11] 劉建濤, 張義文.FGH96合金粉末的俄歇分析及預(yù)熱處理[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(10):2497-2804.LIU Jian-tao, ZHANG Yi-wen.AES analysis and pre-heat treatment of FGH96 superalloy powders[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(10):2497-2804.

    [12] FANG B, JI Z, LIU M, TIAN G F, JIA C C, ZENG T T.Study on constitutive relationships and processing maps for FGH96 alloy during two-pass hot deformation[J].Materials Science and Engineering A, 2014, 590:255-261.

    [13] PRASAD V, GEGEL H, DORAIVELU S, MALAS J, MORGAN J, LARK K, BARKER D.Modelling of dynamic material behavior in hot deformation:Forging of Ti-6242[J].Metallurgical Transactions A, 1984, 15(10):1883-1892.

    [14] GEGEL H.Synthesis of atomistic and continuum modeling to describe microstructure:Computer Simulation in Materials Science[M].Metal Park, OH:ASM International, 1987:291-344.

    [15] GEGEL H, MALAS J, DORAIVELU S, SHENDE V.Modelling techniques used in forging process design:Metals handbook, forming and forging (Vol.14)[M].Metal Park, OH:ASM International, 1988, 14:417-438.

    [16] 張仁鵬, 李付國, 王曉娜.FGH96合金的熱變形行為及其熱加工圖[J].西北工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào), 2007, 25(5):652-656.ZHANG Ren-peng, LI Fu-guo, WANG Xiao-na.Detemining processing maps of FGH96 superalloy[J].Journal of Northwestern Polytechnical University, 2007, 25(5):652-656.

    [17] 劉建濤, 陶宇, 張義文, 張國星.FGH96合金的熱塑性變形行為和工藝[J].材料熱處理學(xué)報(bào), 2009, 30(6):103-107.LIU Jian-tao, TAO Yu, ZHANG Yi-wen, ZHANG Guo-xing.Hot deformation behavior and process of FGH96 superalloy[J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2009, 30(6):103-107.

    [18] NING Y Q, YAO Z K, LI H, GUO H Z, TAO Y, ZHANG Y W.High temperature deformation behavior of hot isostatically pressed P/M FGH4096 superalloy[J].Materials Science and Engineering A, 2010, 527(4):961-966.

    [19] KRUEGER D, KISSINGER R, MENZIES R.Development and introduction of a damage tolerant high temperature nickel-base disk alloy, René 88DT[C]//Superalloys 1992.Warrebdale, PA:TMS, 1992:277-286.

    [20] 王超淵, 東赟鵬, 王淑云, 宋曉俊.擠壓態(tài)鎳基粉末高溫合金熱變形行為與組織研究[J].鍛壓技術(shù), 2014, 39(4):126-132.WANG Chao-yuan, DONG Yun-peng, WANG Shu-yun, SONG Xiao-jun.Study on hot deformation behavior and microstructure characteristics of extruded Ni-base powder metallurgy superalloy[J].Forging & Stamping Technology, 2014, 39(4):126-132.

    [21] 西北工業(yè)大學(xué)有色金屬鍛造編寫組.有色金屬鍛造[M].北京:國防工業(yè)出版社, 1979:13-15.Editorial Committee for Nonferrous Metals Forging of Northwestern Polytechnical University.Forging of nonferrous metals[M].Beijing:National Defence Industry Press, 1979:13-15.

    [22] 朱艷春, 曾衛(wèi)東, 彭雯雯, 張賦升.Ti40合金熱壓縮變形過程的開裂行為研究[J].稀有金屬材料工程, 2013, 42(10):2088-2093.ZHU Yan-chun, ZENG Wei-dong, PENG Wen-wen, ZHANG Fu-sheng.Cracking behavior of Ti40 titanium alloy in hot compression[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2013, 42(10):2088-2093.

    [23] ZHU Y C, ZENG W D, ZHAO Y Q, PENG W W.Damage and fracture mechanism of as-cast Ti40 titanium alloy during hot compression[J].Advanced Materials Research, 2013, 750/752:721-724.

    [24] ZHANG X M, ZENG W D, SHU Y, ZHOU Y G, ZHAO Y Q, WU H, YU H Q.Fracture criterion for predicting surface cracking of Ti40 alloy in hot forming processes[J].Transaction of Nonferrous Metals Society of China, 2009, 19(2):267-271.

    [25] KAILAS S V, PRASAD Y, BISWAS S.Flow instabilities and fracture in Ti-6Al-4V deformed in compression at 298 K to 673 K[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1994, 25(10):2173-2179.

    (編輯龍懷中)

    Processing map and cracking behavior of powder metallurgy superalloy FGH96 during hot compression

    YANG Chuan1, 2, LIU Xiao-tao2, SI Jia-yong2, 3, LIU Feng2, JIANG Liang2
    (1.School of Aeronautics and Astronautics, Central South University, Changsha 410083, China;2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;3.College of Mechanical and Electrical Engineering, Central South University of Forestry and Technology, Changsha 410004, China)

    The hot compression tests were carried out for hot extruded FGH96 alloy in the temperature range of 1020-1140℃ and strain rate range of 0.001-1.0 s-1by using Gleeble 3180D thermal simulation system.The true stress-true strain curves were analyzed, and the processing maps were developed.And for the phenomenon that the hot extruded powder metallurgy superalloy FGH96 cracked severely at the hot compression temperatures below 1080℃, the critical strains of cracking were determined during hot compression at deformation temperature of 1050℃ and strain rates of 0.001-1.0 s-1.The fractures and microstructures of deformed specimens were observed, and the hot compression was simulated by using finite elemental method.The results show that the specimens occur barrel deformation that is affected by tensile stresses in the middle of specimens, beyond the critical strains of cracking, fractures form with intergranular cracks, and the critical strains increase with increasing the strain rate.At low strain rate, the micro-cracks form between inner grains before formation of macro-fractures, and the flow stress decreases.

    powder metallurgy superalloy;FGH96 alloy;processing map;hot extrusion;hot compression;barrel deformation;macro-fracture

    V256

    A

    1004-0609(2015)10-2707-13

    國家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2012AA03A514);國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51401242,61271356,51205031,51301209)

    2015-02-25;

    2015-08-20

    劉鋒,助理研究員,博士;電話:0731-88830937;E-mail:liufengehe@126.com

    猜你喜歡
    晶間宏觀合金
    30%HNO3環(huán)境下2195鋁鋰合金應(yīng)力腐蝕開裂研究
    加熱溫度對15CrMo鋼晶間氧化行為的影響
    鉬鎢合金燒結(jié)致密化行為
    焊接參數(shù)對Q235A碳素結(jié)構(gòu)鋼焊接接頭晶間組織的影響分析
    Zr-Nb-Fe合金在LiOH溶液中的腐蝕行為
    宏觀與政策
    Hastelloy C-2000合金的焊接工藝
    焊接(2016年8期)2016-02-27 13:05:16
    宏觀
    河南電力(2016年5期)2016-02-06 02:11:23
    蘇里格氣田東區(qū)盒8段致密砂巖氣藏孔隙結(jié)構(gòu)特征研究
    地球(2015年8期)2015-10-21 19:30:08
    宏觀
    五月开心婷婷网| 美女国产视频在线观看| 亚洲性久久影院| 精品99又大又爽又粗少妇毛片| 插阴视频在线观看视频| 91在线精品国自产拍蜜月| 久久综合国产亚洲精品| 精品国产乱码久久久久久小说| 26uuu在线亚洲综合色| 亚洲激情五月婷婷啪啪| 亚洲欧美精品自产自拍| 久久av网站| 老女人水多毛片| 国产69精品久久久久777片| 亚洲欧美日韩另类电影网站 | 亚洲精品日本国产第一区| 一本一本综合久久| 亚洲精品日本国产第一区| 简卡轻食公司| 国产精品一区www在线观看| 人妻少妇偷人精品九色| 99热6这里只有精品| 亚洲国产色片| 欧美日韩国产mv在线观看视频 | 九九爱精品视频在线观看| 成年人午夜在线观看视频| 激情五月婷婷亚洲| av免费在线看不卡| 亚洲精品自拍成人| 欧美日韩一区二区视频在线观看视频在线| 日韩在线高清观看一区二区三区| av黄色大香蕉| 午夜激情福利司机影院| 欧美日韩国产mv在线观看视频 | 一级爰片在线观看| 中文字幕免费在线视频6| 亚洲欧美一区二区三区国产| 老司机影院成人| 激情 狠狠 欧美| 99热网站在线观看| 高清午夜精品一区二区三区| av福利片在线观看| 日本免费在线观看一区| 人妻夜夜爽99麻豆av| 午夜福利高清视频| 日本av免费视频播放| 亚洲精品,欧美精品| 少妇人妻一区二区三区视频| 欧美日韩精品成人综合77777| 精品国产三级普通话版| 日日啪夜夜撸| 久久久久久久久久人人人人人人| av视频免费观看在线观看| a级毛片免费高清观看在线播放| 久久精品久久久久久噜噜老黄| 在线观看av片永久免费下载| 色综合色国产| 国产在线男女| 极品少妇高潮喷水抽搐| 亚洲av综合色区一区| 亚洲欧美日韩另类电影网站 | 狂野欧美白嫩少妇大欣赏| 亚洲高清免费不卡视频| 狂野欧美激情性xxxx在线观看| 少妇人妻久久综合中文| 这个男人来自地球电影免费观看 | 久久久久精品性色| 啦啦啦中文免费视频观看日本| 久久ye,这里只有精品| 18禁在线播放成人免费| 亚洲aⅴ乱码一区二区在线播放| 久久久久人妻精品一区果冻| 欧美精品国产亚洲| 午夜激情久久久久久久| 18禁裸乳无遮挡动漫免费视频| 九九久久精品国产亚洲av麻豆| av国产免费在线观看| 久久99蜜桃精品久久| 只有这里有精品99| 亚洲精品久久久久久婷婷小说| 亚洲激情五月婷婷啪啪| 男女边摸边吃奶| 精品熟女少妇av免费看| 欧美区成人在线视频| 五月开心婷婷网| 日本黄色日本黄色录像| 午夜免费男女啪啪视频观看| 精品亚洲成国产av| 亚洲精品国产av蜜桃| 韩国高清视频一区二区三区| 男人和女人高潮做爰伦理| 下体分泌物呈黄色| 99久国产av精品国产电影| 亚洲欧美一区二区三区国产| 99热这里只有精品一区| 美女中出高潮动态图| 亚洲色图av天堂| 午夜日本视频在线| 久久99蜜桃精品久久| 一级片'在线观看视频| 久久精品久久精品一区二区三区| 久久久久国产精品人妻一区二区| 国产久久久一区二区三区| 久久av网站| 肉色欧美久久久久久久蜜桃| 久久人妻熟女aⅴ| 永久网站在线| 国产免费一级a男人的天堂| 日韩欧美 国产精品| 久久久午夜欧美精品| 亚洲欧洲国产日韩| 亚洲国产精品专区欧美| 国产精品秋霞免费鲁丝片| 久久久成人免费电影| 亚洲内射少妇av| a级毛片免费高清观看在线播放| 精品久久国产蜜桃| 午夜激情久久久久久久| 在线观看三级黄色| 少妇裸体淫交视频免费看高清| 亚洲精品国产色婷婷电影| 久久久国产一区二区| 我的女老师完整版在线观看| 搡女人真爽免费视频火全软件| 日本色播在线视频| freevideosex欧美| 欧美精品一区二区大全| 制服丝袜香蕉在线| 人体艺术视频欧美日本| 伦理电影大哥的女人| 天天躁夜夜躁狠狠久久av| 精品国产露脸久久av麻豆| 内射极品少妇av片p| 一个人看视频在线观看www免费| 熟女av电影| 久久女婷五月综合色啪小说| 久久久久久久久久人人人人人人| 熟女电影av网| 亚洲精品视频女| 亚洲欧美日韩无卡精品| 国产男人的电影天堂91| 人妻 亚洲 视频| 精品一品国产午夜福利视频| 成人免费观看视频高清| 日韩一本色道免费dvd| 亚洲av成人精品一二三区| 亚洲人成网站高清观看| 美女中出高潮动态图| 亚洲中文av在线| 日韩av不卡免费在线播放| 精品久久久久久电影网| 一级毛片久久久久久久久女| 久久 成人 亚洲| av不卡在线播放| 久久精品夜色国产| 日韩一区二区三区影片| 欧美 日韩 精品 国产| 成年av动漫网址| 直男gayav资源| 大又大粗又爽又黄少妇毛片口| 国产午夜精品一二区理论片| 欧美激情极品国产一区二区三区 | 久久久a久久爽久久v久久| 在线播放无遮挡| 人妻制服诱惑在线中文字幕| av福利片在线观看| 1000部很黄的大片| 国产亚洲5aaaaa淫片| 草草在线视频免费看| av一本久久久久| 成人无遮挡网站| 国产精品熟女久久久久浪| 韩国av在线不卡| 在线观看一区二区三区激情| 高清视频免费观看一区二区| 边亲边吃奶的免费视频| av免费在线看不卡| 久久99热这里只频精品6学生| 日韩 亚洲 欧美在线| 国产亚洲av片在线观看秒播厂| 人人妻人人爽人人添夜夜欢视频 | 久久久久久久亚洲中文字幕| 在线精品无人区一区二区三 | 免费大片18禁| 欧美成人一区二区免费高清观看| 高清欧美精品videossex| 成年人午夜在线观看视频| 少妇 在线观看| 亚洲精品456在线播放app| 亚洲精品中文字幕在线视频 | 美女xxoo啪啪120秒动态图| 久久97久久精品| 五月天丁香电影| 免费看日本二区| 成人综合一区亚洲| 中文资源天堂在线| 国产熟女欧美一区二区| 精品人妻偷拍中文字幕| 亚洲成人中文字幕在线播放| 色吧在线观看| 免费不卡的大黄色大毛片视频在线观看| 久久久久人妻精品一区果冻| 国产av国产精品国产| 熟女人妻精品中文字幕| 纯流量卡能插随身wifi吗| 中文字幕久久专区| 十八禁网站网址无遮挡 | 免费看光身美女| 夜夜看夜夜爽夜夜摸| 亚洲精品日韩在线中文字幕| 一区二区av电影网| 又粗又硬又长又爽又黄的视频| 高清不卡的av网站| 99热这里只有是精品在线观看| 国产精品麻豆人妻色哟哟久久| 国产午夜精品一二区理论片| 色网站视频免费| 欧美精品一区二区免费开放| 菩萨蛮人人尽说江南好唐韦庄| 夫妻午夜视频| 国产免费一区二区三区四区乱码| 精品人妻熟女av久视频| 免费在线观看成人毛片| av线在线观看网站| 国产成人一区二区在线| 高清黄色对白视频在线免费看 | 亚洲av男天堂| av卡一久久| 国产91av在线免费观看| 人妻制服诱惑在线中文字幕| 亚洲真实伦在线观看| 日韩强制内射视频| 亚洲人与动物交配视频| 成人综合一区亚洲| 成年美女黄网站色视频大全免费 | 欧美97在线视频| 在线天堂最新版资源| 色吧在线观看| 少妇裸体淫交视频免费看高清| 一本久久精品| 国产精品伦人一区二区| 成人综合一区亚洲| 大陆偷拍与自拍| 久久久久久久久大av| 久久6这里有精品| 人妻系列 视频| 蜜桃在线观看..| 只有这里有精品99| 久久综合国产亚洲精品| 青春草国产在线视频| 久久这里有精品视频免费| 国产伦在线观看视频一区| 日韩一本色道免费dvd| 精品午夜福利在线看| 免费观看的影片在线观看| 国产v大片淫在线免费观看| tube8黄色片| 久久久久久久久久人人人人人人| 2018国产大陆天天弄谢| 国产精品久久久久久久久免| 熟女电影av网| 在线观看国产h片| 久久精品国产鲁丝片午夜精品| av网站免费在线观看视频| 国产综合精华液| 又黄又爽又刺激的免费视频.| 男人舔奶头视频| 国产免费一区二区三区四区乱码| 成人美女网站在线观看视频| 中文欧美无线码| 毛片女人毛片| 亚洲在久久综合| 亚洲av.av天堂| 毛片一级片免费看久久久久| 性色av一级| 日韩一区二区视频免费看| 大香蕉久久网| 国产黄色免费在线视频| 国产精品免费大片| 好男人视频免费观看在线| 性色av一级| 青春草视频在线免费观看| 国产永久视频网站| 男女边吃奶边做爰视频| 国产精品久久久久久精品电影小说 | 在线观看美女被高潮喷水网站| 99久国产av精品国产电影| 亚洲精品国产av蜜桃| 欧美变态另类bdsm刘玥| 国产熟女欧美一区二区| 日本av免费视频播放| 五月玫瑰六月丁香| 久久6这里有精品| 建设人人有责人人尽责人人享有的 | 国产精品国产三级国产专区5o| 国产色爽女视频免费观看| 成人高潮视频无遮挡免费网站| 久久热精品热| 中文精品一卡2卡3卡4更新| 久久国产亚洲av麻豆专区| 久久精品久久久久久久性| 青春草视频在线免费观看| 国产精品.久久久| 欧美精品一区二区免费开放| 国产视频首页在线观看| 国产淫片久久久久久久久| 高清在线视频一区二区三区| 久久久久久久久久成人| 日韩av不卡免费在线播放| 各种免费的搞黄视频| 啦啦啦视频在线资源免费观看| 99热6这里只有精品| 夜夜爽夜夜爽视频| 国产熟女欧美一区二区| 亚洲美女视频黄频| 午夜免费鲁丝| 久久精品国产亚洲网站| 蜜桃在线观看..| 日韩一本色道免费dvd| 夫妻午夜视频| 水蜜桃什么品种好| 中文字幕久久专区| 三级国产精品欧美在线观看| 九色成人免费人妻av| 国语对白做爰xxxⅹ性视频网站| av在线老鸭窝| 精品熟女少妇av免费看| 我的女老师完整版在线观看| 一区二区三区乱码不卡18| 国产日韩欧美亚洲二区| 成人亚洲精品一区在线观看 | 久久ye,这里只有精品| 国产成人aa在线观看| kizo精华| 午夜福利在线在线| 91久久精品国产一区二区三区| 一级黄片播放器| 97超碰精品成人国产| 汤姆久久久久久久影院中文字幕| 国产视频首页在线观看| 99热这里只有是精品在线观看| 麻豆成人av视频| 深夜a级毛片| 美女内射精品一级片tv| 久久久久久久久久久丰满| 三级经典国产精品| 日韩制服骚丝袜av| 中文字幕精品免费在线观看视频 | 精品视频人人做人人爽| 日韩av不卡免费在线播放| 深爱激情五月婷婷| 妹子高潮喷水视频| 大香蕉久久网| 亚洲av.av天堂| 久久久久网色| 色5月婷婷丁香| 五月伊人婷婷丁香| 在线观看免费高清a一片| 九九爱精品视频在线观看| 国产精品久久久久久久电影| 亚州av有码| 成年人午夜在线观看视频| 免费人成在线观看视频色| 亚洲精品乱码久久久久久按摩| 成人18禁高潮啪啪吃奶动态图 | 人人妻人人爽人人添夜夜欢视频 | 成人高潮视频无遮挡免费网站| 黄片wwwwww| 亚洲婷婷狠狠爱综合网| 97在线人人人人妻| 国产有黄有色有爽视频| 国产精品一及| 国产中年淑女户外野战色| 99久久精品一区二区三区| 男女边摸边吃奶| 噜噜噜噜噜久久久久久91| 妹子高潮喷水视频| 久久鲁丝午夜福利片| 精品国产三级普通话版| 色婷婷久久久亚洲欧美| 秋霞伦理黄片| 国产亚洲5aaaaa淫片| 久久6这里有精品| 观看免费一级毛片| 男的添女的下面高潮视频| 一级二级三级毛片免费看| 欧美高清性xxxxhd video| av在线蜜桃| 偷拍熟女少妇极品色| 久久精品国产a三级三级三级| 亚洲第一区二区三区不卡| 精品一区在线观看国产| 国产精品久久久久久久久免| 全区人妻精品视频| 国国产精品蜜臀av免费| 亚洲精品成人av观看孕妇| 国产成人freesex在线| 99久久中文字幕三级久久日本| 国产亚洲精品久久久com| 亚洲人成网站在线观看播放| 中文欧美无线码| 毛片一级片免费看久久久久| av在线老鸭窝| 日韩av不卡免费在线播放| 国产黄片视频在线免费观看| 中文在线观看免费www的网站| 婷婷色麻豆天堂久久| 日韩成人av中文字幕在线观看| 亚洲不卡免费看| 成年美女黄网站色视频大全免费 | 久久国产精品男人的天堂亚洲 | 国产 一区精品| av在线app专区| 男女免费视频国产| 深爱激情五月婷婷| 丝瓜视频免费看黄片| 寂寞人妻少妇视频99o| 成人影院久久| 欧美成人午夜免费资源| 亚洲国产高清在线一区二区三| 狂野欧美激情性xxxx在线观看| 亚洲精品国产av蜜桃| 九九在线视频观看精品| 亚洲精品国产色婷婷电影| 久热久热在线精品观看| 国产熟女欧美一区二区| 久久久精品94久久精品| 91精品国产九色| 亚洲成色77777| 啦啦啦在线观看免费高清www| 97精品久久久久久久久久精品| 麻豆成人av视频| www.色视频.com| a 毛片基地| 久久精品国产亚洲av涩爱| 十分钟在线观看高清视频www | 国产成人免费观看mmmm| 国产人妻一区二区三区在| 尾随美女入室| 日韩不卡一区二区三区视频在线| 99久国产av精品国产电影| 国产成人午夜福利电影在线观看| 黄片wwwwww| 久久久色成人| 91精品一卡2卡3卡4卡| 免费播放大片免费观看视频在线观看| 亚洲av免费高清在线观看| 赤兔流量卡办理| 日韩精品有码人妻一区| 老司机影院成人| 91狼人影院| 亚洲综合色惰| 亚洲人与动物交配视频| 国产精品.久久久| 2018国产大陆天天弄谢| 亚洲精品中文字幕在线视频 | 直男gayav资源| 久久热精品热| 日本av手机在线免费观看| 国产亚洲av片在线观看秒播厂| freevideosex欧美| 亚洲欧美清纯卡通| 在线精品无人区一区二区三 | 欧美成人精品欧美一级黄| av.在线天堂| 久久久国产一区二区| 精品一区二区三区视频在线| 99re6热这里在线精品视频| 爱豆传媒免费全集在线观看| 最新中文字幕久久久久| 女人十人毛片免费观看3o分钟| 中文字幕久久专区| 亚洲成人中文字幕在线播放| 亚洲四区av| 在线精品无人区一区二区三 | 成年av动漫网址| 男的添女的下面高潮视频| 国精品久久久久久国模美| av视频免费观看在线观看| 日韩不卡一区二区三区视频在线| 在线 av 中文字幕| 久久久久国产网址| 免费久久久久久久精品成人欧美视频 | 日韩人妻高清精品专区| 午夜福利视频精品| 国产在线男女| 亚洲国产精品专区欧美| a级毛色黄片| 国产免费福利视频在线观看| 国产高清有码在线观看视频| 成年女人在线观看亚洲视频| 最新中文字幕久久久久| 99热全是精品| 美女脱内裤让男人舔精品视频| 一级毛片久久久久久久久女| 亚洲av成人精品一区久久| 亚洲精品日韩av片在线观看| av一本久久久久| 国产午夜精品一二区理论片| 我要看日韩黄色一级片| 内射极品少妇av片p| av国产精品久久久久影院| 亚洲精品一二三| 一级毛片久久久久久久久女| 伊人久久精品亚洲午夜| 一区二区三区四区激情视频| 亚洲国产日韩一区二区| 欧美成人a在线观看| 欧美区成人在线视频| 在现免费观看毛片| av网站免费在线观看视频| 国产中年淑女户外野战色| 亚洲美女黄色视频免费看| 妹子高潮喷水视频| 日韩中字成人| 中文字幕免费在线视频6| 菩萨蛮人人尽说江南好唐韦庄| 97超碰精品成人国产| 国产男人的电影天堂91| 一级爰片在线观看| xxx大片免费视频| 观看免费一级毛片| 久久久成人免费电影| 亚洲人成网站在线播| 成人黄色视频免费在线看| 99热全是精品| 国产精品av视频在线免费观看| 亚洲欧美一区二区三区国产| 全区人妻精品视频| 亚洲高清免费不卡视频| 黄色一级大片看看| 色视频在线一区二区三区| 久久亚洲国产成人精品v| 欧美精品国产亚洲| 亚洲第一av免费看| 日日撸夜夜添| 国产在线一区二区三区精| 国产一区二区三区av在线| 午夜激情福利司机影院| 成人毛片a级毛片在线播放| 亚洲欧美清纯卡通| 99精国产麻豆久久婷婷| 国产成人a∨麻豆精品| 久久久久久久久久久免费av| 日韩成人av中文字幕在线观看| 日韩在线高清观看一区二区三区| 男女边吃奶边做爰视频| 中文字幕久久专区| 国产精品人妻久久久影院| 国产 一区 欧美 日韩| www.色视频.com| 亚洲精品乱码久久久v下载方式| 亚洲成人中文字幕在线播放| 青春草国产在线视频| 国内少妇人妻偷人精品xxx网站| 男人和女人高潮做爰伦理| 国产熟女欧美一区二区| 嫩草影院入口| www.av在线官网国产| 国产成人免费无遮挡视频| 欧美激情极品国产一区二区三区 | 一边亲一边摸免费视频| 日韩视频在线欧美| 亚洲av福利一区| 99热这里只有是精品50| 国产精品国产三级国产av玫瑰| 久久精品国产a三级三级三级| 亚洲精品日韩av片在线观看| 国产精品一二三区在线看| 2022亚洲国产成人精品| 免费黄色在线免费观看| 国产极品天堂在线| av不卡在线播放| 黄色日韩在线| 欧美成人a在线观看| 亚洲经典国产精华液单| 91精品伊人久久大香线蕉| 成人亚洲精品一区在线观看 | 婷婷色av中文字幕| 免费人妻精品一区二区三区视频| 青春草国产在线视频| 欧美精品一区二区免费开放| 成年免费大片在线观看| 蜜臀久久99精品久久宅男| a级毛色黄片| 国产精品无大码| 欧美成人精品欧美一级黄| 日韩中字成人| 成年av动漫网址| 草草在线视频免费看| 高清在线视频一区二区三区| 我的女老师完整版在线观看| 99热这里只有是精品50| 国产男人的电影天堂91| 欧美97在线视频| 色哟哟·www| 欧美日本视频| 久久国产精品男人的天堂亚洲 | 美女主播在线视频| 国产欧美日韩一区二区三区在线 | 麻豆成人午夜福利视频| 亚洲av欧美aⅴ国产| 国产人妻一区二区三区在| 久久久亚洲精品成人影院| 欧美3d第一页| 久久久久精品久久久久真实原创| 国产爽快片一区二区三区| 精品久久久久久电影网| 高清在线视频一区二区三区| 99久久中文字幕三级久久日本| 国产亚洲av片在线观看秒播厂| 亚洲国产欧美在线一区| 亚洲丝袜综合中文字幕| 亚洲精品国产成人久久av| 久久亚洲国产成人精品v|