粗晶粒铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能

研究了具有较大晶粒尺寸铸轧态AZ31镁合金的高温拉伸性能。通过热处理获得晶粒尺寸d=27.8μm的板材,对不同试样,在温度分别为300,350,400,450℃恒温条件下,以10^-3s^-1和10^-2s^-1恒定拉伸速率对试样进行拉伸至失效实验。结果表明,粗晶粒AZ31镁合金在450℃和10^-3s^-1条件下达到最大的延伸率106.7%。拉伸试样断口形貌的分析表明,450℃时出现丝状物质是合金出现液态Zn的结果。少量的液相可以释放应力集中和协调此时的变形过程。与细晶粒铸轧态AZ31相比,在拉伸条件相同和晶粒尺寸不同的情况下,粗晶粒的塑形较低,其原因是晶界滑移在变形时所作贡献少。     

应变速率对Fe-11Mn-2Al-0.2C中锰钢变形行为的影响

对Fe-11Mn-2Al-0.2C中锰钢进行不同应变速率(2×10^-4~200s^-1)下的拉伸试验,探讨其力学性能和变形机制.结果表明:随应变速率的增加,抗拉强度由1456MPa逐渐降低到1086MPa;在应变速率为2×10^-4~20s^-1时,总伸长率由48.2%降低到38.2%;在应变速率为20~200s^-1时,由38.2%上升至44.0%.随应变速率的增加,试样的显微组织被拉长、扭曲、切断;韧窝形态由深的等轴韧窝向浅的卵形韧窝转变;试样受力由正应力为主导逐渐转变为剪切应力为主导.变形机制与应变速率有关,低应变速率(2×10^-4~2×10^-3s^-1)下TRIP效应明显;中应变速率(2×10^-2~2s^-1)下TRIP效应受到抑制,出现TWIP效应;高应变速率(2~200s^-1)下TRIP和TWIP效应都增强.     

水平集法模拟PCrNi3MoV钢奥氏体晶粒长大组织演变

为了探索PCrNi3MoV钢加热或高温下晶粒长大规律,采用水平集法进行数值模拟,研究其在不同加热条件下的晶粒长大组织演变行为,同时使用Gleeble-1500D热模拟试验机对PCrNi3MoV钢进行1 000～1 100℃下保温10～2 000 s的一系列等温条件下奥氏体晶粒长大试验。采用Burke-Turnbull晶粒长大模型,利用反算法求得材料参数中间变量M_bγ_b终值在1 000℃、1 050℃和1 100℃时分别为7.51×10^-6 mm²s^-1、2.03×10^-5 mm²s^-1和4.26×10^-5 mm²s^-1,时间指数n终值分别为0.532 4、0.802 6和0.771 1,这表明1 000℃下晶粒长大趋势显著低于1 050℃和1 100℃的长大趋势。为了解决n值不一致的问题,改进了Burke-Turnbull晶粒长大模型,改进模型的决...     

粗晶粒铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能

研究了具有较大晶粒尺寸铸轧态AZ31镁合金的高温拉伸性能。通过热处理获得晶粒尺寸d=27.8μm的板材,对不同试样,在温度分别为300,350,400,450℃恒温条件下,以10~(-3)s~(-1)和10~(-2)s~(-1)恒定拉伸速率对试样进行拉伸至失效实验。结果表明,粗晶粒AZ31镁合金在450℃和10~(-3)s~(-1)条件下达到最大的延伸率106.7%。拉伸试样断口形貌的分析表明,450℃时出现丝状物质是合金出现液态Zn的结果。少量的液相可以释放应力集中和协调此时的变形过程。与细晶粒铸轧态AZ31相比,在拉伸条件相同和晶粒尺寸不同的情况下,粗晶粒的塑形较低,其原因是晶界滑移在变形时所作贡献少。     

应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响

采用Gleeble-1500热模拟试验机,对GH625合金进行了以不同变形温度、不同应变速率变形到真应变值为0.7的热压缩试验,以研究其热变形过程的动态再结晶组织演变.利用光学显微镜（OP）和透射电镜（TEM）分析了应变速率对GH625合金热变形过程中的组织演变及动态再结晶形核机制的影响.结果表明:应变速率·ε=10.0s^-1时,实际变形温度高于预设温度,产生变形热效应.GH625合金热变形过程的组织演变是一个受应变速率和变形温度控制的过程,在应变速率·ε≤1.0s^-1时,GH625合金动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数随着应变速率的升高而降低,动态再结晶形核机制是由晶界弓弯的不连续动态再结晶机制和亚晶旋转的连续动态再结晶机制组成;在应变速率·ε=10.0s^-1时,由于变形热效应使动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数迅速升高,动态再结晶机制则是以弓弯机形核的不连续动态再结晶机制为主.     

Ti微合金化汽车大梁钢510L动态再结晶行为

采用单道次压缩实验和阶梯试样热轧-淬火实验研究了低成本的Ti微合金化汽车大梁钢510L的动态再结晶行为.结果表明,应变速率为0.1s^-1时,变形温度为850~1050℃时均发生动态再结晶,应变速率为0.2s^-1时,只有在变形温度高于950℃时发生动态再结晶.变形温度的升高和变形量的增大会逐渐细化奥氏体晶粒,并使再结晶体积分数趋于增大.回归得到实验钢的动态再结晶激活能仅为211.43kJ/mol,说明Ti的添加几乎没有抑制高温奥氏体的动态再结晶,并建立了动态再结晶临界应变模型和动力学模型.     

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.     

Fe-11Mn-4Al-0.2C中锰钢动态变形行为及其本构模型

基于准静态和动态拉伸实验，建立Fe-11Mn-4Al-0.2C中锰钢在2×10^-3~200s^-1应变速率下变形行为的Johnson-Cook(J-C)本构模型.结果表明，应变速率对弹性变形阶段无影响.在塑性变形初期，实验钢强度随应变速率增加而增加，在塑性变形中后期，实验钢强度随应变速率增加而减少.实验钢应变速率敏感性(SRS)指数m随着应变的增加，由0.013逐渐转变为-0.018.基于实验数据建立J-C本构模型，拟合效果不佳，存在5.1%的相对误差;通过改变应变速率强化系数，提出修正J-C模型，模型具有更好的拟合效果，表现出更小的相对误差，约为1.6%.     

GCr 15轴承钢的超塑性

本文对供应状态的GCr 15轴承钢实现超塑性的工艺作了比较全面的探索。其中就热处理的工艺对细化晶粒的作用;晶粒度、变形温度和速度对超塑性拉伸时延伸率的影响作了系统的试验。试验结果表明,重复二次油淬处理的实用价值最大,它的延伸率已大于500%。金属和合金的超塑性变形温度和速度,在一定范围内是相互影响的。因此GCr 15轴承铜在680～730℃之间和应变速率在1.2×10~(-2)～2×10~(-3)分~(-1)范围内都有较大延伸率的超塑性,其最小延伸率均大于400%,这就为它的采用超塑性成形创造了良好的条件。它在680℃ε=1.2×10~(-2)分~(-1)时最大的应变速率敏感性指数m=0.4。     

AZ31镁合金的超塑性研究

在温度为400～440℃、应变速率为10-2～10-4 s-1的范围内研究AZ31镁合金的超塑性.结果表明,当应变速率不小于5×10-3 s-1时,AZ31镁合金的超塑性伸长率随着温度的升高而增大.对应变速率敏感指数和拉伸试样的宏观断裂特征分析表明,应变速率敏感指数是影响超塑性的主要因素.当应变速率不大于5×10-4 s-1时,AZ31镁合金在420℃时具有最大伸长率.对断裂试样的颈缩现象和断口空洞的SEM分析表明,空洞是影响超塑性的主要因素.     

花岗岩动态劈裂拉伸实验及动力作用机制

岩石作为一种常见的工程材料,其动态拉伸力学性能的准确核定及其破坏机理至关重要。借助霍普金森压杆(split Hopkinson pressure bar, SHPB)实验装置,对75块花岗岩试样进行了不同冲击速度下的动态劈裂拉伸实验,分析其动态强度与变形的应变率效应,以及冲击劈裂后的破坏形态,进而得到花岗岩试样的应变率、应力峰值、弹性模量等相关力学参数之间的关系。研究表明,在动态劈裂实验中,应变率约在100 s^-1左右,花岗岩试样开始出现裂纹;应变率在100～150 s^-1内,花岗岩试样在冲击后为破碎状态;当应变率超过150 s^-1后花岗岩在冲击加载后试样为粉碎的状态。随着应变率的逐渐增大,动态拉伸弹性模量逐渐增加,但峰值应变却随着应变率的增大而逐渐减小,表明随着应变率的提高,花岗岩的变形能力变差,更易破坏。同时提出了动态拉伸敏感性指标,该指标物理意义明确,能够准确反映岩石类准脆性介质在动态拉伸受力情况下的率效应。进而通过数值模拟,分析验证了冲击劈裂实验的应力波传播三阶段、试样破坏特性及裂纹衍生规律。进一步地,基于Hop...     

钒(Ⅳ)-槲皮素极谱络合物吸附波的研究

在pH5.2的醋酸盐缓冲底液中,用单扫示波极谱法可获得灵敏的V(Ⅳ)-槲皮素络合物吸附波。钒浓度在1.0×10^-7 mol/L--1.0×10^-5 mol/L范围内与二阶导数波峰高成正比关系,检测下限为7.0×10^-8 mol/L。测得电活性络合物组成为V(Ⅳ)∶Qu=1∶1,条件稳定常数为3.3×10⁵。表面电极反应速率常数ks=3.9 s^-1。     

铟-荧光镓极谱络合吸附波的研究

在pH 5.5的0.1mol/L(CH₂)₆N₄-HCl底液中可获得铟(Ⅲ)-荧光镓体系灵敏的络合吸附波。测定铟的线性范围为1.0×10^-7～1.0×10^-5mol/L,检测限达8×10^-8mol/L, 测得电活性络合物的组成为铟∶荧光镓=1∶2,条件形成常数β=3.6×10¹³,表面电极反应速率常数k_s1、k_s2、k_s3分别为4.4、1.74、10.8s^-1,并研究了电极反应机理。     

氨基磺酸镍体系电沉积纳米镍的力学性能及热稳定性研究

采用氨基磺酸镍体系镀镍液代替瓦特型镀镍液,应用脉冲电沉积技术,制备了平均晶粒尺寸为16.7 nm的纳米镍.在静拉伸应变速率范围(5×10-5~10-2s-1)内,纳米镍的强度和塑性均随应变速率的增加而增加,断裂形式表现为韧窝韧性断裂,获得的最高断裂强度和最大断裂延伸率分别为1 332MPa和5.31%.在退火温度为100、150和200℃保温1 h后,室温应变速率为10-3s-1时,纳米镍的强度和塑性随退火温度的升高而显著下降,原因为退火过程中晶内硫元素向晶界强烈偏聚引起材料变脆,断裂形式表现为晶间脆性断裂.XRD和TEM的观测结果表明,纳米镍在250℃退火时,晶粒发生显著长大,硬度快速下降.热分析仪测得的放热峰表明,275℃以后,大量的纳米晶粒发生异常长大.     

铸态Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金热拉伸力学性能及断裂行为

运用Gleeble-1500D热模拟试验机对铸态Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金进行高温拉伸实验,利用光学显微镜(OM)观察断口附近的微观组织,用扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌。结果表明,变形温度在340℃~420℃,应变速率为0.01 s-1时,随着温度升高,峰值应力、峰值应变、断裂应变、断面收缩率、延伸率均下降;变形温度为360℃,应变速率为0.1 s-1~1 s-1时,随着应变速率的增大,峰值应力、峰值应变均增大,断裂应变减小,断面收缩率和延伸率有下降的趋势。该合金高温拉伸过程中的软化机制主要为动态回复。高温拉伸的断口形貌为韧性断裂。断口表面的粗大脆硬相对材料的性能有严重影响。     

钛(Ⅳ)-槲皮素-氯酸盐体系极谱催化波的研究

在pH3.2氯乙酸盐缓冲底液中,用单扫极谱法可获得灵敏的钛(Ⅳ)-槲皮素-氯酸盐催化波,其二阶导数检测限达7.0×10^-9mol/L。已成功地应用于纯金属镁中10^-4%钛的测定,并测得电活性络合物的组成为Ti(Ⅳ)∶槲皮素＝1∶1,平行催化反应的速率常数k=4.8×10⁵(mol/L)^-1·s^-1。     

DP980钢激光拼焊接头动态拉伸力学性能研究

针对DP980双相高强钢激光拼焊接头进行动态拉伸实验,对比分析不同应变速率下接头的力学性能和变形规律.结果表明:接头热影响区存在明显马氏体回火软化,接头抗拉强度与母材相当,屈服强度稍高于母材,但断后延伸率降低50%左右.在1×10~(-3)~1×10~3 s~(-1)应变速率范围,接头强度随应变速率增加而增大,断后延伸率呈先上升后下降趋势;在1×10~(-3)~1×10~1 s~(-1)应变速率范围,接头拉伸断裂位置位于热影响区外边缘;在1×10~2~1×10~3 s~(-1)高应变速率范围,断口位于软化区,接头不同分区组织性能差异是主要原因.     

再结晶退火对ECAP变形5083铝合金力学性能的影响

为改善5083铝合金的力学性能,先后对其进行一道次等通道转角挤压处理及再结晶退火处理,再进行拉伸实验,分析变形温度、变形速率对合金伸长率和抗拉强度的影响,并观察合金的断口形貌.结果表明,在拉伸温度为100℃,应变速率为6.67×10-4 s-1时,合金的抗拉强度最高,达到319.7 MPa;当拉伸温度为300℃,应变速率为1.67×10-4 s-1时,合金的伸长率最大,达到75.8％.在拉伸变形过程中,合金出现应变硬化和应变软化现象,并且伴随有锯齿形流变现象.拉伸试样的断裂形式宏观表现为韧性断裂,微观形式为穿晶断裂,断口形貌由韧窝组成.随着变形温度的升高,韧窝的数量增多,尺寸变大,分布变均匀.     

重离子辐照下石墨烯力学性能的分子动力学研究

利用分子动力学方法研究了不同剂量的碳离子辐照石墨烯产生损伤后对其拉伸力学性能的影响, 包括应力?应变曲线、杨氏模量以及拉伸强度等。入射离子能量为1 keV, 入射剂量分别为2.00×10¹³, 6.01×10¹³, 1.00×10¹⁴ and 2.00×10¹⁴cm^-2。结果表明, 离子辐照后产生了单空位缺陷、双空位缺陷及复杂缺陷等, 这些缺陷对石墨烯的力学性能产生了显著影响, 如剂量为2.00×10¹³cm^-2时, 石墨烯中只存在两个单空位缺陷, 但与完美石墨烯相比, 杨氏模量却从780.19 GPa减小到128.77 GPa, 拉伸强度也从161.81 GPa变为30.85 GPa, 并且缺陷个数越多, 力学性能越差。另外, 对辐照导致样品变形以及断裂的物理机制也进行了讨论。     

合成条件对In2O3纳米线阵列结构及气敏性能的影响

用SBA-15硬模板复制技术在不同温度下制备具有纳米线阵列结构的In₂O₃系列样品.利用X射线衍射仪、场扫描电子显微镜和紫外可见光光度计对样品的晶体结构、晶粒尺寸、晶胞参数、形貌及带隙宽度等进行表征,并测试分析样品对乙醇气体的气敏性能.结果表明：样品均为球形纳米In₂O₃晶粒有序排列生长组成的三维纳米线阵列结构;随着烧结温度的增加,样品的晶粒尺寸和纳米线直径增大,纳米线间距减小;当烧结温度为450～650℃时,样品的晶胞参数和带隙宽度随烧结温度的增加分别呈增大和减小趋势;当乙醇气体质量浓度为1×10^-4 mg/L,测试温度为320℃时,450℃烧结In₂O₃样品的灵敏度最大为50.59.