电流对金属超塑性变形中晶内位错形态的影响

在7475铝合金超塑性变形过程中沿拉伸方向对试样通以脉冲电镜，对变形后试样的透射电镜观察发现晶内位错呈顺电子流动方向排列的形态，而且位错密度有增加的迹象，分析认为这种位错形态的产生源于由脉冲电流而引起的电子风对位错段产生的一个类似于外加应力的电子风力，此力促进了位错的运动。由于大部分位错被合金中的沉淀相粒子钉扎住，因此位错的自由端在电子风力的推动下绕沉淀相粒子转动，直至位错线与电流方向平行，另外电子风力也会促进被阻塞在沉淀相粒子处的位错团的移动，从而促进了晶内位错的增殖，提高了位错密度。     

塑性变形中的两种损伤

本文对由微孔洞定义的损伤D~A和由弹性模量下降定义的损伤D~E进行了分析,发现两者在量值,各向同异性和不可逆性三方面均存在差异,认为它们是两个完全不同的量。文中指出现行损伤理论中的假设和模型是有缺陷的。为此,本文提出了一种二元损伤模型,使得现行损伤理论存在的一些矛盾得到了较为合理的解决。文中还讨论了受损材料的本构方程和两种损伤应变能释放率。     

超塑性变形 TiAl 基合金中的孔洞

研究了超塑性Ｔｉ－３３Ａｌ－３Ｃｒ－０．５Ｍｏ（质量分数,％）合金中孔洞的形成和发展过程及其与合金的断裂之间的关系．研究结果表明,ＴｉＡｌ基合金在超塑性变形过程中产生的孔洞有３种类型,它们分别形成于三叉晶界处、晶界上和晶粒内．三叉晶界上的孔洞一般呈Ｖ型,而晶界和晶内的孔洞则呈圆形或椭圆形．分析认为,孔洞的长大、扩展和聚集是造成ＴｉＡｌ基合金超塑性拉伸断裂的主要原因．     

不同蠕变条件下耐热钢焊接件的空洞损伤演化

针对两种马氏体耐热钢焊接接头(F92/Co3W2和Co3W2/Co3W2)在105~250 MPa和873~948 K条件下开展蠕变拉伸测试,利用Larson-Miller参数法外推不同温度下焊接接头服役100 000 h寿命对应的蠕变断裂许用应力,研究其在不同蠕变条件下的空洞损伤规律. 随着外加应力的降低,两种焊件的断裂位置、断裂模式及断裂机制均发生了转变,从位于母材的穿晶塑性断裂变为细晶热影响区的沿晶脆性断裂(即Ⅳ型断裂). 针对断口区域的空洞损伤变化规律的研究表明：(1) 当断裂模式由塑性断裂转变为脆性断裂时,断口附近空洞会出现突变,塑形断口空洞“个头大数量少”而脆性断口空洞“个头小数量多”;(2) 在相同断裂模式下,随蠕变应力的减小,空洞按照“尺寸变大、数量密度增大及面积分数增大”的规律变化;(3) Ⅳ型断口处空洞存在合并链接现象,其方向与应力方向垂直.     

塑性变形对Cu-Ni-Fe合金失稳分解组织形态的影响

通过电子显微分析研究了塑性变形对４５Ｃｕ ３０Ｎｉ ２５Ｆｅ(原子数百分数)合金失稳分解组织形态的影响·塑性变形不仅向合金组织中引入了高密度位错,还会造成大量的孪晶·固溶处理后水淬的合金,经冷轧变形７５％后再在９００℃时效２ｈ,失稳分解组织的形态变为近等轴状·固溶处理后炉冷至７００℃、并在空冷至室温后冷轧变形８０％的试样,经６００℃时效５０ｈ后,失稳分解的组织形态由变形前的编织状也转变为等轴状·同时塑性变形能够促进失稳分解组织的不连续粗化     

基于卷积神经网络的氢氦协同效应下的空洞演化预测

[目的]了解辐照引起的核结构材料的降质过程对于反应堆安全运行至关重要.然而,由于辐照损伤实验和基于物理的多尺度模拟存在时间和资源密集性的特点,无法快速评估材料的空洞演化行为.[方法]应用卷积神经网络(CNN)对空洞尺寸和数密度进行预测,并在现有的实验数据范围外,对氦和氢注入量在连续参数变化范围内的相关性进行预测.[结果]经过参数优化的CNN可以很好地克服实验数据不足的限制,仅利用元素组分和环境参数即获得准确的数值回归.[结论]这项工作证明了CNN预测氢氦协同效应下辐照损伤的可行性,对核材料的优化和反应堆安全运行具有实际意义.     

锌铝共析合金的超塑性变形组织特征

用电镜等手段对室温下超塑性变形中的Ｚｎ－２２％Ａｌ共析合金的组织变化进行了观察，发现在该合金的α相（富Ａｌ相）＋β相（富Ｚｎ相）２相组织中，在三叉晶界存在亚微观破坏区（破坏了晶粒间的连续性）和显微孔洞，在α，β晶界的某些区域存在条纹带，某些晶粒内部存在大量位错及其缠结．据此，证实该合金超塑性变形的主要机制是新晶粒挤入及晶界滑动．孔洞和位错运动松弛晶界活动引起的应力集中，能协调晶界滑动的连续进行．条纹带是晶界迁移的结果．     

两相黄铜中的形变孪晶与微空洞的形成

利用扫描电镜、透射电镜及正电子湮没技术,系统地观测了两相黄铜的形变结构,发现形变孪晶对微空洞形核与微空洞长大的影响是不同的。按照Mahajan的孪晶机制,分别讨论了这两种不同影响的微观机制,并将分析结果与微空洞的实际测试数据加以对照比较,发现两者吻合较好。     

塑性变形和热处理工艺对白口铸铁组织及性能的改善

大于2.11％C的白口铸铁中含有大块且又分布不均匀的渗碳体,其塑性和韧性很差。本文采用塑性变形及热处理等4种方法,最终得到了细小碳化物均匀分布在铁素体基体上的理想组织。具有这种球化组织的铸铁,强韧性有了提高,且在650～850℃温度范围变形表现出良好的超塑特性。     

金属超塑状态下正挤压变形力的工程计算

利用主应力法，结合金属超塑性力学方程，推出了金属超塑性正挤压变形力的计算式；对Ｔａｎｇ Ｓ提出的金属超塑性挤压模型进行了订正和改进，采用锌铝共析合金对理论计算公式进行了实验验证。     

7475铝合金超塑变形空洞长大的研究

对细晶7475铝合金在超塑变形中空洞长大行为的研究结果表明:在最佳变形条件下进行超塑拉伸时,当空洞半径r<1μm时,空洞按扩散机制长大。当空洞半径r>1μm时,空洞按幂规律长大。在空洞半径为1μm5μm时,实验得到的空洞长大速率高于理论值,并且随着空洞尺寸的增加,实验和理论的偏差值加大。     

7475高强铝合金超塑变形空洞形核研究

利用高压电镜和金相显微镜对7475高强铝合金超塑变形中的空洞形核问题进行了研究。结果表明空洞主要形成在超塑变形过程中,而不是形核于形变热处理中。空洞形核的主要原因是晶界滑移在晶界不平整处受阻,产生应力集中。     

超塑变形中的多机制效应

通过电镜观察发现:在超塑变形中由于微观组织的差异,不同晶粒的变形行为不同,因此产生了多机制效应。总应变速度为三种主要变形机制(扩散蠕变,晶界滑移和位错蠕变)产生的应变速率之和.在铝锌镁合金中测量了各机制对总变形的贡献,验证了多机制效应的存在.     

微细晶粒超塑变形模型

本文根据微细晶粒LC4合金的超塑变形试验结果,分析了超塑变形的微观过程,提出一个基于非固有晶界位错运动的超塑变形模型。根据此模型及其本构方程,当晶粒较大变形温度较高时,ε∝σ~2/d,且超塑变形过程由体自扩散所控制,变形的激活能约等于体自扩散激活能;当晶粒较小变形温度较低时,ε∝σ~2/d~2,且该过程由晶界自扩散所控制,变形的激活能约等于晶界自扩散激活能。在8.2～11.5μm 的晶粒尺寸和445～505℃条件下,根据此模型计算得到的 LC4超硬铝的超塑变形应变速率与实测数据符合得颇好。     

7475铝合金超塑变形中的显微结构变化

对质点强化型的高强度7475铝合金超塑变形中显微组织变化进行了研究。结果表明,在超塑变形中发生下面三个连续过程:(1)位错从晶界发出;(2)位错攀移越过晶内弥散分布的第二相质点;(3)位错消失于晶界。位错密度随应变的增加而增加。位错攀移越过弥散质点的过程是合金超塑变形的速控过程,超塑变形的主要机制是晶界滑移伴随晶内位错运动。     

大晶粒TiAl基合金的超塑性变形行为

研究了大晶粒Ti-47％Al-2％Mn-2％Nb-1％B合金的高温变形行为.该合金具有近等轴γ组织,其间均匀分布着少量极细的α2相.测试在空气中进行,试样用釉涂覆加以保护,温度为1025～1100℃,初始应变速率范围为(0.04～1.28)×10     

超塑性压缩变形的理论计算及比较

本文论述了超塑性压缩变形的粘塑性有限元计算方法,对硬铝压缩变形进行模拟计算,得到变形过程中的速度分布、应变率分布,应变分布、应力分布等一系列变形流动信息; 与计算圆柱体超塑性压缩流动应力的上限法、滑移线法和变分法进行比较.计算表明,有限元法和变分法的结果比较接近实验数据.     

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．