温轧态Fe3Al-Ti合金的低温超塑性

采用拉伸试验研究了温轧态 Fe3Al- Ti合金 Fe- 2 8Al- 2 Ti的低温变形行为 .发现当应变速率为 1.2 5× 10 - 4 s- 1和 2 .5× 10 - 4 s- 1时 ,该合金在 6 0 0～ 70 0℃具有超塑性 .70 0℃时断裂延伸率可达 389%,根据试验数据计算出应变速率敏感指数一般低于 0 .3.金相组织观察表明 ,变形过程中发生了动态回复和动态再结晶 ,从而导致了温轧态 Fe3Al- Ti合金的超塑性 .     

中温压力容器钢12CrMo的高温塑性研究

通过热模拟试验对中温压力容器钢12CrMo连铸坯的高温塑性进行研究.在不同的变形温度下采用10-3 s-1的应变速率对试样进行拉伸变形,测量拉伸断口的面缩率,并对拉伸断口的显微组织和析出物进行分析.结果表明, 当变形温度高于900 ℃时,试样在拉伸过程中发生动态再结晶,其面缩率大于85%,表现出优良的高温塑性;当变形温度为850 ℃时,有大量细小的AlN在12CrMo钢中弥散析出,其尺寸约为10 nm;当变形温度降至800 ℃时,大量的先共析铁素体沿奥氏体晶界析出,形成网状结构,试样面缩率降至36%,12CrMo钢的高温塑性显著下降.     

含Sc铝镁合金超塑变形行为与显微组织特征

研究了含微量Ｓｃ元素的ＡｌＭｇ合金在超塑变形过程中的力学行为和显微组织．结果表明：合金可在较宽温度和应变速率范围内获得良好的超塑性．在温度为５２０℃,初始应变速率为１６７×１０－３ｓ－１条件下拉伸变形时最大延伸率可以达到３９６％．显微组织分析发现,合金的超塑性效应是由变形初期的动态再结晶诱发产生,其超塑变形过程可分为亚晶超塑性阶段、过渡阶段和细晶超塑性阶段．     

工业态AZ31B镁合金薄板的拉伸性能与组织变化

对厚度为0.8 mm的工业态AZ31B镁合金薄板在室温至400℃条件下进行了轴向拉伸实验,研究了变形过程中的组织与性能变化.结果表明,室温至100℃变形时,显微组织中出现少量孪晶;而200℃及以上变形时发生了动态再结晶.室温下AZ31B镬合全薄板具有较高的强度和较好的塑性;随着变形温度的升高,塑性增加,并呈现出低温超塑性或高应变速率超塑性特征.     

ZE10镁合金板的超塑变形行为

为研究ZE10镁合金板的超塑性能及超塑性变形过程中的组织演化特征,在200~400℃下以5.5×10-4~2.2×10-2s-1的应变速率对ZE10镁合金板进行了高温拉伸试验,并对其微观组织进行了分析.结果表明:ZE10镁合金板在350和400℃拉伸时具有良好的超塑性.在350和400℃下以5.5×10-4s-1的应变速率拉伸,延伸率分别为227%和270%.ZE10镁合金板的原始晶粒大小为25~30μm,在超塑性变形过程中晶粒大小无显著变化,显微组织为等轴晶组织.超塑性试样拉断时,断口具有典型的空洞形貌特征.     

C19210铜合金热变形行为的研究

为实现C19210铜合金连续挤压的数值模拟和合理地制定其成型工艺参数,试验采用Zwick/Roell Z100电子万能试验机对固溶和热轧两种状态的C19210铜合金进行了高温拉伸测试.结果表明,在试验范围内,C19210铜合金高温拉伸时都发生明显的动态再结晶;利用Arrhenius方程求得各自的热变形激活能,并建立了本构方程.     

高温变形时Al67Mn8Ti25的动态回复和动态再结晶

采用透射电子显微术研究了Ａｌ６７Ｍｎ８Ｔｉ２５金属间化合物高温拉伸变形后的显微组织．结果表明,该合金在１１７３Ｋ和８．３５×１０－５ｓ－１条件下的塑性变形过程是以动态回复为主,变形后晶粒内存在较高密度的位错、位错墙和位错网络;而在１１７３Ｋ及３．３４×１０－５ｓ－１条件下合金则发生了动态再结晶,变形后的组织为动态再结晶形成的新晶粒,晶粒内包含有稳定的亚晶界．Ａｌ６７Ｍｎ８Ｔｉ２５合金高温塑性变形是一典型的速率控制过程．由于该合金中的位错运动及与原子扩散有关的过程进行较为困难,故只有在足够高的温度和低的应变速率条件下才发生动态回复和动态再结晶,同时合金获得较高的拉伸塑性．     

高温超导材料塑性成形的可能性及研究现状

综合分析了目前国内外高温陶瓷超导材料塑性成形的各种方法,提出了诱发高温陶瓷超导材料塑性甚至超塑性的几种可能途径。     

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。     

TWIP钢高温变形行为的研究

通过单道次压缩试验,对Fe-Mn-C系孪生诱导塑性钢(TWIP钢),在800~1 000℃,应变速率0.01~10.0 s-1条件下的热变形行为及组织演变规律进行了研究.实验结果表明,升高温度和降低应变速率均可促进奥氏体发生动态再结晶.根据实验所得流变应力曲线,由热变形方程计算得到了TWIP钢热变形激活能Q=421.37 kJ/mol.并在此基础上得到了TWIP钢高温变形的热加工方程.采用Z参数预测了动态再结晶的临界条件,当Z≤9.94×1018时TWIP钢易发生动态再结晶,具有较好的热加工性能.     

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。     

基于40Cr高温动态力学性能的磨削表面动态再结晶行为

通过分离式霍普金森压杆(SHPB)实验得到了40Cr合金钢在高温高应变率下真应力-真应变曲线，据此确定了材料发生动态再结晶的临界条件.采用解析法和实验法分别求解了磨削强化层的温度场和塑性应变场分布.结果表明，磨削强化层在磨削深度方向具有较大的温度和塑性应变梯度;150μm强化层内会发生奥氏体转变;磨削表面最高温度可达1060℃.在磨削亚表面60μm内会产生剧烈的塑性变形，达到了再结晶的临界条件.较大的磨削深度使磨削强化层塑性应变增大，再结晶现象越充分，微观组织细化程度越高.     

含稀土镁合金的热拉伸变形行为及性能研究

本文在结合镁合金常用塑性加工工艺基础上,采用Gleeble一1500D热模拟机,在温度分别为573K、633K、693K,应变速率在0．05—10．8s^-1之间的条件下,对ME21镁合金进行高温快速拉伸试验。结果表明：合金的稳态流变应力随温度的升高而降低,随应变速率的增大而增大。同一应变速率下,峰值应力随温度的增高而出现得更晚。从应力应变曲线上也能反映合金在变形阶段产生了动态再结晶。在试验条件范围内合金的高温拉伸性能强度随变形温度的升高而减小,伸长率随变形温度的升高而增大。     

挤压比对AZ31B镁合金组织和室温力学性能的影响

研究了不同挤压比对AZ31B镁合金显微组织?力学性能的影响?采用光学显微镜观察了挤压棒材显微组织,通过材料万能试验测试了拉伸和压缩性能,并配合扫描电镜观察了拉伸试样的断口处显微组织和形貌?结果表明,随着挤压比的增加,组织由部分动态再结晶向完全动态再结晶过渡;合金拉伸断口由混合断裂转变为明显韧性断裂,压缩断口由解理断裂转变为准解理断裂?大挤压比可以获得良好的综合性能和细致均匀的组织,抗拉强度为310MPa,屈服强度为200MPa,延伸率为14%,并且拉伸压缩不对称性得到缓解,有利于镁合金的二次塑性加工?     

铝青铜的准超塑性变形行为

通过恒速度拉伸试验,对一种生产保持架用铝青铜的准超塑性进行研究.由正交试验法确定出最佳超塑性条件;分析了变形温度、初始应变速率和保温时间对其影响,并测定其力学性能.结果表明:此种铸态铝青铜,在860℃,保温10 min后以.1×10-3s-1拉伸的最佳条件下,得到最大延伸率290%,m值曲线近似覆钟形.     

Si3N4陶瓷颗粒增强铝基复合材料压缩超塑性研究

采用热压法制备出了体积分数为20%的Si3N4陶瓷颗粒增强的2124铝基复合材料,对该材料的压缩超塑性进行了研究,确定了该复合材料压缩超塑成形工艺参数,并对其超塑性机理进行了初步研究。研究表明,该复合材料在一定的工艺条件下可实现压缩超塑性,其最佳超塑压缩温度为515℃,最佳初始应变速率范围为1.225×10-4~1.225×10-3/s,其超塑性压缩变形机制为适量的液相和动态再结晶共同调节的晶界滑动。     

温度、应变率和晶粒对Mn18Cr18N钢高温塑性的影响

通过拉伸热模拟试验研究了温度、应变率和晶粒尺寸对Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢高温塑性的影响。结果表明:在800℃~1 200℃温度范围内,Mn18Cr18N高氮奥氏体不锈钢的塑性随温度升高而升高,1 200℃时达到最好,然后开始下降;应变率通过再结晶的作用而影响塑性;当温度低于1100℃时,细晶粒尺寸材料的塑性优于粗晶粒尺寸,而温度高于1 100℃时中等晶粒尺寸材料塑性最好。     

5A90铝锂合金的超塑性变形行为

采用光学显微镜、电子背散射衍射、电导率测试以及超塑性高温拉伸实验研究5A90铝锂合金超塑性变形行为和变形机理。研究结果表明:经450℃/30 min再结晶退火后,在变形温度为500℃、应变速率为8×10~(-4)s~(-1)的超塑性变形条件下,可使伸长率由未退火状态的630%提升至1 120%;在超塑性变形过程中,晶粒由长条状逐渐变为等轴状,而退火后的晶粒更加细小且等轴化程度更高,再结晶退火还可以提高材料内部的空位浓度并增加大角度晶界所占的比例,这都有利于伸长率提高;在最适宜超塑性变形条件下,该材料的应变速率敏感性指数m为0.63,因此,其主要变形机制为晶界滑移,但在变形后期扩散机制成为一种协调机制。     

Superplastic Behavior and Deformation Mechanisms of AI-12.7Si-0.7Mg Alloy

对Al-12.7Si-0.7Mg合金在Instron5500电子万能材料试验机上进行超塑性拉伸实验.通过对该合金超塑性过程中延伸率δ,应变速率敏感性指数m值的计算,获得了不同变形温度、不同应变速率下δ和m值的变化规律.该合金在温度为793 K,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的应变速率敏感性指数和延伸率均达到最大值,分别为0.44,379%.分别构建了该合金的功率耗散率图以及铝合金RWS变形机理图.运用功率耗散率图预报该合金的超塑性变形区域;应用铝合金变形机理图并结合该合金超塑性拉伸前后显微组织变化规律,根据不同温度下Al-12.7Si-0.7Mg合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸值、模量补偿的应力值预报该合金的超塑性拉伸变形机理.     

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。