工业纯锆的室温压缩变形行为

采用φ=105°模具在室温下对工业纯锆进行两道次ECAP变形,制备细晶工业纯锆试样。利用Gleeble-3500热模拟机分别对粗晶和细晶工业纯锆进行不同应变速率的室温压缩试验,获得其相应的真应力-真应变曲线,研究粗晶和细晶工业纯锆的压缩变形行为。结果表明:细晶工业纯锆屈服强度高于粗晶;但是由于变形机制的不同导致两者加工硬化能力不同,细晶工业纯锆稳态流变应力低于粗晶;粗晶和细晶工业纯锆的流变应力在变形初期随应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳,但两者峰值应变相差较大;流变应力随应变速率的增加而增大,呈现正的应变速率敏感性;在室温下,应变速率敏感性指数m值变化较小;SEM结果显示压缩后试样表面除了与压缩轴呈45°的大小不一的裂纹外,还有大量由于剧烈变形而产生的试样表面起伏形貌。与粗晶工业纯锆相比,细晶的应变速率敏感性指数有所升高,且压缩变形后细晶试样表面无明显裂纹,说明细晶工业纯锆具有更好的塑性变形能力。     

双相TiAl基合金的室温孪生变形机制

研究了Ｔｉ－４８Ａｌ双相合金在室温下以不同压缩量变形后的微观组织结构。试验结果表明，形变孪笺是双相ＴｉＡｌ合金的重要变形机制，孪生系统为「１１１」〈１１２。随着变形量的增加，形变孪晶数量均多，但即使经历较大变形，形变孪晶仍然很薄。     

双相TiAl基合金的室温孪生变形机制

研究了Ｔｉ－４８Ａｌ双相合金在室温下以不同压缩量（２％、８％、１５％、２０％）变形后的徽观组织结构。试验结果表明，形变挛生是双相ＴｉＡｌ合金的重要变形机制，孪生系统为｛１１１｝＜１１２］。随着变形量的增加，形变李晶数量增多，但即使经历较大变形，形变孪晶仍然很薄。理论分析表明，在有序Ｌｌ＿ｏ结构中，形变不可能导致伪孪晶。     

温度对CT20合金孪生变形行为的影响

在不同温度(20~300 K)下对CT20钛合金的拉伸变形行为进行研究,并采用金相显微镜、SEM和TEM观察变形组织及断口,揭示温度对CT20孪生变形行为的影响规律.结果表明,随温度降低,CT20合金的抗拉强度提高,伸长率下降,拉伸断口的颈缩程度逐渐减小;220 K的变形组织内出现孪晶,且孪晶数量和尺寸随温度降低均有所增加;300 K温度下合金的拉伸变形以位错滑移为主导,220 K和20 K下为滑移和孪生共同作用.     

层片状γ—TiAl合金室温循环变形中的孪生行为

利用透射电子显微镜研究了层片状 γ－ＴｉＡｌ合金室温压－压循环变形中的孪生行为。结果表明：在变形后的层片组织中出现了大量的｛１１１｝〈１１２　］型形变孪晶,这些形变孪晶对层片位向有明显的依赖性,在一些位向的片层内可大量产生,而在另一些位向的片层内却难以发现,且产生的李晶和片展边界呈一定的夹角关系;同时,在同一片层内观察到了两组切变方向相反的形变孪生类型,根据孪生切变的单向性和位向三角形 内孪生切变的Ｓｃｈｍｉｄ因子分析,发现这两组孪生类型分别为　　　　　　　型孪生和　　　　　型孪生;孪生切变与位错滑移有一定的互补关系,在孪生切变受阻的片层内,出现了平行于孪生切变方向的位错滑移。孪生切变的多样性和孪生与滑移的互补关系大大缓解了各向异性层片组织中的应力集中,从而有效地抑制了裂纹萌生,使 γ－ＴｉＡｌ合金循环塑变能力提高。     

氧含量对纯钛动态变形行为的影响

通过准原位EBSD和SEM观察研究了纯钛、Ti-0.2% O和Ti-0.4% O（质量分数）多晶体在高应变速率下的变形行为。结果表明：在5%应变的动态压缩变形下,纯钛中的孪生行为非常活跃,多数晶粒内的孪生系被激活,且半数晶粒中出现多种孪生变体;而滑移迹线分析表明,仅有50%的晶粒内开动了滑移系。随着氧含量的增加,孪生晶粒比例及孪晶面积占比均呈下降趋势,同时发生多滑移与交滑移。XRD分析表明,溶质氧原子导致晶格畸变,提高了α-Ti的c/a,有利于位错滑移。活跃的位错滑移行为抑制了孪晶的形成,并且氧原子钉扎位错也会阻碍孪晶界的扩展,导致孪生行为不再活跃。此外,氧含量每增加0.2%（质量分数）,纯钛的动态屈服强度就能增加约390 MPa。这种固溶强化现象主要源于晶格畸变,也受到被钉扎位错及多滑移和交滑移产生的割阶影响。     

Zn元素对3003铝合金热处理过程中相变及力学性能的影响

通过金相显微镜、扫描电镜、能谱和拉伸机等手段研究了Al-Mn-Fe-Si系3003铝合金加Zn后,对其热处理过程中Al_6(Fe,Mn)相向α-Al_(12)(Fe,Mn)_3Si相转变及力学性能的影响。结果表明:Zn的添加可以促进3003铝合金热处理过程中Al_6(Fe,Mn)相向α-Al_(12)(Fe,Mn)_3Si相转变,并且析出相更加细小、弥散,分布更加均匀。添加Zn还可以显著提高3003铝合金的强度,降低其塑性。     

薄壁纯钛管室温力学性能的研究

通过单向拉伸试验研究了四种规格薄壁纯钛管在三种拉伸速率下的室温基本力学性能。结果表明:随着管壁晶粒尺寸的减小,材料的抗拉强度、硬化指数增大;随拉伸速率的增大,抗拉强度逐渐增大,伸长率、硬化指数逐渐减小;薄壁纯钛管的应变速率敏感性指数总体较小,且随着应变的增大而逐渐减小。     

变形方式对工业纯钛室温ECAP组织及性能影响

采用2通道夹角Φ=120°,外圆角ψ=20°的模具,在室温分别采用A方式(相邻道次间试样不旋转)、B方式(相邻道次间,沿试样长度方向旋转90°进入下一道次)及C方式(相邻道次间,沿试样长度方向旋转180°进入下一道次)成功实现工业纯钛2道次等径弯曲通道变形(ECAP),观测分析试样显微组织和力学性能.结果表明:在室温下按不同变形方式进行ECAP变形2道次后,工业纯钛的强化效果基本相同.第1道次所形成的变形组织在第2道次变形时的变形机制及变形组织的演变规律因采取的变形方式而不同,从而使得形成的组织形貌不同,B、C方式皆可形成等轴胞状组织.     

镁合金塑性变形过程中孪生行为的研究

结合国内外对镁合金塑性变形过程中孪生行为的研究进展,阐述了孪生的晶体学以及几何位向学;分析了孪晶与孪晶之间以及孪晶与滑移之间的相互作用;探讨了影响孪生的几方面因素,包括应变路径、形变温度、应变速率、晶粒尺寸以及晶粒取向。     

腐蚀产物中Zn5(OH)8Cl2对纯Zn腐蚀行为的影响

目的 探究纯Zn腐蚀产物中碱式氯化锌(Zn5(OH)8Cl2,ZHC)对其腐蚀防护性能的影响以及腐蚀防护机理。方法 通过原位生长法在纯Zn表面制备一层ZHC膜。通过X射线光电子能谱仪(XPS)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS),分析了样品的物相组成和微观形貌。通过电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线(Tafel),评估了ZHC膜对纯Zn腐蚀防护性能的影响。结果 纯Zn表面先形成了一层致密细小的ZHC纳米片,铺满整个纯Zn表面后,在第一层ZHC上形成第二层较大尺寸的ZHC纳米片。预制备的ZHC膜可以使纯Zn的腐蚀电流密度从78.23 μA/cm²降低到2.08 μA/cm²,腐蚀电位从‒1.050 V(vs. SCE)提升到‒0.998 V(vs. SCE),并且随着ZHC制备时间的增加,阴极斜率(βc)逐渐增大,这表明ZHC可以有效阻碍电荷转移,抑制阴极的氧还原,减缓纯Zn的腐蚀速率,对Zn基体的腐蚀起到防护作用。在浸泡腐蚀过程中,ZHC可以抑制HZ的生成,减少絮状腐蚀产物的生成。在短期浸泡过程中,纯Zn的阻抗值随着预制备ZHC的增加而逐渐增大,这是因为生成的腐蚀产物填补ZHC纳米片的空隙,使腐蚀产物膜致密,ZHC膜对Zn基体能起到较好的防护作用。在长期浸泡过程中,ZHC/Zn的阻抗值下降,这是因为ZHC膜破裂,提供了新的腐蚀通道,导致ZHC膜对纯Zn的防护作用下降。结论 ZHC膜可以减缓纯Zn的腐蚀速率。对比纯Zn和ZHC/Zn在浸泡过程中的腐蚀行为可知,在短期浸泡过程中,随着预制备ZHC的增加,对纯Zn的防护性能逐渐提高;在长期浸泡腐蚀过程中,ZHC膜对纯Zn腐蚀的防护作用逐渐下降。     

通道截面形状对纯钛室温ECAP变形影响的有限元分析

采用有限元软件Deform-3D对室温纯钛等径弯曲通道变形(ECAP)过程进行数值模拟,分析了不同等通道截面形状条件下载荷变化、变形行为以及等效应变分布情况。结果表明:不同截面形状试样随着通道截面圆角增大,端部效应有所增加,试样与出口通道上壁之间的缝隙增大;不同通道截面挤压的行程载荷曲线趋势一致,常用的方形截面(R=0 mm)ECAP挤压时载荷最大;ECAP挤压后,试样纵向上等效应变从中部向两端递减,竖直方向上等效应变从上到下逐渐下降;方形(R=0 mm)和圆形(R=10 mm)截面ECAP挤压的等效应变较高,特别是圆形截面ECAP挤压心部等效应变要高于外表,这有别于其他塑性变形形式。     

高压扭转变形对纯W再结晶行为的影响

在较低温度条件下完成了难熔金属烧结纯W高压扭转实验,通过改变扭转圈数,利用EBSD、XRD、DSC等多种检测与计算方法分析了高压扭转变形纯W在后续加热过程中再结晶组织及行为的变化。结果表明:高压扭转变形后,纯钨组织的形变储存能增大,激活能降低,但变形后组织的再结晶温度仍处于高值。DSC测试后,原始烧结组织发生明显的晶粒长大情况,而由高压扭转法(HPT)变形产生的细晶钨再结晶组织仍较为细小,平均晶粒尺寸为4～6μm,且随着扭转圈数增大晶粒尺寸未发生明显变化,变形组织的热稳定性较好。     

微量硼和应变速率对变形TiAl合金室温力学性能的影响

以形变Ｔｉ４７Ａｌ２Ｍｎ２Ｎｂ合金为对象,研究了微量硼合金化和应变速率对ＴｉＡｌ合金室温力学性能的影响。发现添加微量（１．０％,摩尔分数）硼就能有效地细化形变Ｔｉ４７Ａｌ２Ｍｎ２Ｎｂ合金的近全片层组织,显著提高其室温强度,并在一定程度上改善室温塑性;变形ＴｉＡｌ合金不论添硼与否,其室温强度均随应变速率的升高而升高,而延伸率对应变速率不太敏感;微量硼合金化和应变速率对变形ＴｉＡｌ合金室温断裂方式无明显影响。     

Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金组织及室温变形行为

以Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金为对象,研究其组织形貌及相组成.并利用UTM5305电子万能试验机对其进行了不同应变速率以及不同变形量的室温压缩实验,获得真应力-应变曲线,构建合金的室温变形本构方程.研究压缩前后合金的微观组织和压缩性能演变规律.结果 表明,Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn...     

轧制变形对体育器材用纯钛组织和力学性能的影响

对商业纯钛板材沿轧制方向进行了25%、50%变形量的冷轧,随后进行了单轴拉伸试验,研究了轧制变形对体育器材用纯钛组织和性能的影响。结果表明,轧制大大细化了晶粒,材料强度获得极大提高。然而随着轧制变形程度增大而塑性下降,这主要是由于位错运动引起的。     

基于晶体塑性有限元的AZ31镁合金室温变形过程织构及孪生演化

研究了AZ31镁合金塑性变形过程中因不同晶体取向导致的各向异性和拉压不对称性,探索了塑性变形过程中织构演变规律、孪生和力学性能之间的关系。采用晶体塑性有限元建立具有不同晶体取向的AZ31镁合金模型,通过室温单轴压缩和拉伸实验相结合的方法,发现晶体的塑性变形行为在很大程度上取决于晶体取向,不同的晶体取向导致了镁合金塑性变形行为的各向异性,轴向屈服强度和抗拉强度高,径向屈服强度和抗拉强度低。镁合金塑性变形过程中,随着应变量的增加,孪晶激活体积分数不断上升,因不同加载方向导致晶粒c轴发生不同转动,径向孪晶激活体积分数高,轴向孪晶激活体积分数低;孪晶的激活直接导致了织构的极密度发生偏移,径向孪晶激活体积分数高,所以径向的织构的极密度偏移更大。在镁合金塑性变形过程中,出现明显孪晶的点与应力突变的点相吻合,当孪晶激活体积分数达到一定值时,应力发生突变,此时晶体取向发生变化,新的滑移系启动,反映了滑移和孪晶机制耦合对力学性能的影响。     

初始织构对AZ31镁合金室温拉伸变形行为的影响

研究了初始织构对AZ31镁合金室温拉伸变形的影响。选择具有很强基面织构的商用AZ31热轧板材,设计了三类不同初始织构的拉伸样品,取其拉伸轴分别与板材方向成0°、45°和90°,分别命名为0ND、45ND和90ND样品。利用电子背散射衍射技术,定量表征样品在拉伸变形过程的组织及织构演变。研究表明:在室温拉伸变形过程中,0ND样品主要以{1012}拉伸孪生为主,45ND样品主要以{1012}孪生和滑移为主,而90ND样品主要以滑移为主。     

预孪生纯镁及AZ80镁合金退火过程力学性能演变及其机制

对同一加工工艺得到的挤压态纯镁和AZ80镁合金分别进行6%预压缩,之后对无预压缩和预压缩试样在180 ℃退火20 h,采用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜及压缩试验机等对其组织和强度进行了观察和测定,以研究预孪生纯镁及AZ80镁合金退火过程的性能演变及其机制。结果表明:6%预压缩纯镁经180 ℃退火20 h后,屈服强度较未退火试样降低,不存在退火硬化效应。无预压缩AZ80镁合金直接退火处理后,屈服强度与退火处理前几乎不变;而6%预压缩AZ80镁合金经180 ℃退火20 h后,因组织中有较多的白色第二相颗粒在孪晶和孪晶界析出,阻碍位错的运动和孪晶扩展,屈服强度较退火前提高了20 MPa,出现了明显的退火强化效应。     

120°模具室温ECAP制备工业纯钛的热压缩变形行为

在Gleeble-1500热模拟机上对室温120°模具等径弯曲通道变形(ECAP)制备的平均晶粒尺寸为200nm的工业纯钛(CP-Ti)进行等温变速压缩实验,研究超细晶(UFG)工业纯钛在变形温度为298～673K和应变速率为10-3～100s-1条件下的流变行为。利用透射电子显微镜分析超细晶工业纯钛在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:流变应力在变形初期随应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;峰值应力随温度的升高而减小,随应变速率的增大而增大;随变形温度的升高和应变速率的降低,应变速率敏感性指数m增加,晶粒粗化,亚晶尺寸增大,再结晶晶粒数量逐渐增加;超细晶工业纯钛热压缩变形的主要软化机制随变形温度的升高和应变速率的降低由动态回复逐步转变为动态再结晶。