AZ31镁合金高温蠕变特征及组织演化

通过测定蠕变曲线，对蠕变不同阶段组织形貌的SEM、TEM观察，及结合蠕变期间高温显微镜的原位动态观察，研究了AZ31镁合金蠕变期间的组织演化和断裂特征．结果表明：该合金在蠕变期间具有较高的应变速率，应变产生的高密度位错，在热激活作用下可发生合金的动态再结晶；晶内多取向滑移是稳态蠕变后期的形变机制；在蠕变第三阶段，裂纹在晶界处产生，并沿晶界韧性撕裂扩展是该合金的蠕变断裂机制；而远、近断口处均发生晶内滑移和沿晶界韧性撕裂扩展是致使合金具有较高总应变量的直接原因．     

CP276铝锂合金的高温拉伸性能

研究了ＣＰ２７６合金薄板材料在１００￣２５０℃时的高温拉伸性能和高温变形组织特征，实验结果表明：ＣＰ２７６合金在２００℃拉伸时的屈服强度可达室温屈服强度的７０％以上，显示良好的高温性能；高温变形时的强化与被切割的δ粒子重新恢复有序结构以及热激活形成的交滑移障碍有关；随着变形温度提高，时效前的预变形引起的强化作用减弱；高温变形时，由于位错交滑移和动态回复的结果，形成了以位错网络和胞状亚结构为特征的变     

轧制工艺对8090合金超塑变形的影响

研究了３５０℃热轧和室温冷轧对８０９０合金超塑性的影响，变形结果表明。热轧态的８０９０合金的最佳延伸率为５３０％，而冷轧的达到６３０％。透射电镜观察及晶界度测量结果表明，冷轧试样获得了较小尺寸的位错胞。在超塑变形初期冷轧试样中的应变诱发再结晶比热轧的快，在δ＝２５％时，冷轧试样的大角度晶界（≥１０°）分数为０．６７，而热轧的只有０．４８研究指出，应变诱发再结晶对比晶粒和提高大角度晶界分数的作用明显     

大晶粒NiAl超塑性变形及其机理的研究

为解决本质脆性NiAl金属间化合物超塑性加工问题,研究了在高温条件下大晶粒度等原子比NiAl的超塑性变形行为及其机理.结果表明在1 000和1 100℃下,应变速率为1.67×10-4s-1～1.67×10-2s-1,该材料表现出超塑性行为.拉伸延伸率普遍超过200%,应变速率敏感性指数大于0.30.对拉伸试样的金相及TEM分析表明,在高温变形过程中,位错的运动包括滑移和攀移两种方式,超塑性是由动态回复及再结晶过程来实现的.     

初始动态再结晶过程中的位错动态行为

从研究位错动态行为出发，提出了一种新的动态再结晶理论，并通过求解发生初始动态再结晶时位错攀移速率与滑移速率之比的临界值，建立了相应的热变形参数之间的物理关系。     

热连轧GH4169合金组织结构与蠕变变形及断裂机制

为了研究直接时效对热连轧GH4169合金组织结构及蠕变行为的影响,通过对热连轧合金直接时效、蠕变性能测试和组织形貌观察,分析了热连轧直接时效合金的组织结构与蠕变变形及断裂机制.结果表明：经直接时效热连轧合金组织由细小晶粒构成,且具有明显的孪晶特征,细小γ″相在合金中弥散析出;在蠕变期间,合金的变形特征是形成三取向孪晶变形和位错在基体中发生单双取向滑移、起形变强化作用、使合金具有较高蠕变抗力和较长蠕变寿命的原因;随着蠕变的进行,位错逐渐在晶界处堆积并产生应力集中,促使裂纹在晶界处萌生;在蠕变后期,合金的蠕变断裂机制表现为裂纹沿晶界扩展并发生断裂.     

LF6铝合金超塑变形机理的研究

借助于高放大倍率的二次复型组织，观察了ＬＦ６铝合金超塑变形后的表面晶粒组织。对目前公认的晶界滑动（ＧＢＳ）、扩散蠕变（ＤＣ）、位错滑移（ＤＳ）三种变形机理在不同应变速率下变形时各自所占的比例进行了测定和计算。根据计算结果，讨论了三种变形机理在变形过程中的相互作用和协调关系。     

GH169合金疲劳与蠕变裂纹萌生及扩展的微观动态物理过程研究

研究了镍基高温合金GH169的疲劳,疲劳蠕变复合作用下裂纹萌生、扩展的微观动态物理过程,结果表明,高温疲劳裂纹在滑移带与晶界相交处萌生,以晶内驻留滑移带处微裂纹连接方式扩展。疲劳蠕变复合作用下裂纹在垂直于应力轴方向的晶界处萌生,以晶界滑动方式扩展。疲劳蠕变复合作用使裂纹扩展方式由切变型转变为止应变型。晶粒大小对疲劳/蠕变复合作用下材料断裂寿命的影响远大于第二相的作用。晶粒越小,其断裂寿命越长。     

热连轧403Nb棒材的组织结构与蠕变性能

为了获得403Nb钢更好的加工工艺及优异的高温蠕变性能,借助扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、x射线衍射仪（XRD）等分析手段,并通过蠕变性能测试,对热连轧403Nb钢蠕变前后的组织结构及行为进行了研究.结果表明：403Nb钢在热连轧期间发生了动态回复及动态再结晶,其组成相包括：α Fe、（Fe,Cr）23C6及（Fe,Cr,Nb）C,其中,（Fe,Cr）23C6多分布于晶界,（Fe,Cr,Nb）C主要分布于晶内.在实验条件下,热连轧403Nb钢具有极强的温度敏感性和应力敏感性,其蠕变激活能Q=287.5kJ/mol.蠕变期间发生了大量的交滑移,碳化物通过阻碍位错运动以及“钉扎”晶界起到提高蠕变抗力的作用.     

2060铝锂合金薄板组织特征及疲劳损伤行为

通过带有原位观察设备的疲劳试验机、金相显微镜、EBSD、SEM以及TEM等设备对进口2060-T8E30铝锂合金薄板的组织特征、疲劳损伤行为以及疲劳试验过程中微观组织的演变过程进行了系统研究。结果表明,2060铝锂合金薄板为完全再结晶的块状嵌套组织,织构类型以立方织构和高斯织构为主,晶内析出相主要为T_1相,长度在50～60 nm左右;轴向加载疲劳试验时,裂纹在试样边部缺口附近晶粒中沿最大Schmid因子方向萌生并向晶内扩展,在到达并穿过第一个晶界后裂纹发生偏折,变为垂直于加载方向扩展,继续扩展时,裂纹遇到其他晶界后发生小的偏折,但基本方向不变,直至最终发生瞬断。裂纹萌生和扩展过程中,裂纹尖端出现了较大范围的塑性变形区,该区域中T_1析出相被位错切过,降低了尖端的应力集中。合金中较大的晶粒取向差以及小尺寸可被位错切过的T_1析出相,是疲劳裂纹呈"锯齿"状穿晶扩展并获得良好耐损伤性能的主要原因。     

1420铝锂合金超塑性行为

以1420铝锂合金作为实验材料,通过改变应变速率来探求最佳的超塑性变形条件,即延伸率大幅度提高和获得变形均匀的细小微观组织。研究发现当温度为480℃,应变速率为3×10-4s-1时可以获得最佳超塑性变形状态,此时延伸率δ=550％,流变应力σ=1.9MPa。同时通过金相分析以及TEM微观组织观察发现,在此条件下的组织等轴性好同时晶粒分布细小均匀,出现了细小的再结晶亚晶粒,有助于超塑性变形的进行。     

快凝PM Al—Li合金高应变速率超塑性变形机制

对PM－Al-Li合金在高应变速率超塑性变形行为进行了研究,对其变形机制进行了讨论,研究表明,PM－Li合金在超塑变形过程中晶粒会发生形变诱发动态长大,其长大速率主要受应变速率所控制;在变形过程中,随着就变速率的增加,晶界滑动的协调机制由晶内位错滑移协调逐步向晶粒变形协调转变;PM－Al-Li合金在570℃以上变形时,绝热加热现象的发生会导致液相的产生,并且液相的体积分数随应速率的增加而增大,合金的延伸率随着液相体积分数的增加而急剧下降。     

预回复退火对3104铝合金再结晶织构和显微组织的影响

退火工艺对金属和合金的组织和性能有很大影响 ,再结晶退火是工业生产中控制和改变冷变形金属与合金组织结构及性能的一种重要手段。应用取向分布函数 (ODF)和透射电镜 (TEM )分析研究了预回复退火对310 4铝合金再结晶织构及显微组织。结果表明 :预回复退火对 310 4铝合金再结晶织构及显微组织有重大影响 ,在低温 (15 0℃ )预回复退火时立方织构取向密度增加 ,但较高温度 (2 2 0℃ )预回复退火时 ,立方织构取向密度则有所减小 ;TEM形貌像表明 ,15 0℃预回复退火后 ,大量形状比较规则的晶粒已经形成 ,但在一些晶粒边界处依然伴有层错出现 ,在极少部分区域大量位错聚集成高密度的位错墙 ,形成了较明显的胞状结构 ,大部分晶内位错密度较低 ,这也说明预回复退火促进再结晶进行。     

单相LAZ532-2RE镁锂合金拉伸蠕变性能

试验研究了铸态LAZ532-2RE合金在温度为398K～448K和压力为60～100 MPa的范围内的压蠕变行为.结果表明,在398、423和448K温度蠕变测试时,应力指数n值分别为4.25、4.98和6.23,蠕变激活能Qc值在60、80和100 MPa的应力条件时分别为104、118和134 kJ/mol,其对应的蠕变机制,应力指数在4.25～4.98之间时,蠕变机制是位错攀移型蠕变.当n大于6时,属于受非基面位错运动控制的蠕变,稀土相在高温蠕变过程中阻碍了位错运动,提高了该合金的高温蠕变性能.     

退火温度对ECAP挤压两道次Fe基形状记忆合金微观组织的影响

对不同退火温度时ECAP两道次Fe17.80Mn4.73Si7.80Cr4.12Ni合金的微观组织进行分析,研究变形后组织对形状恢复率的影响机理.研究结果显示,ECAP挤压后300 ℃退火,合金恢复率只有33%,提高退火温度,形状恢复率迅速升高,最佳退火温区600～650 ℃,此时恢复率高于固溶态试样.TEM分析显示挤压后晶粒明显细化,但是较低温度时,退火晶粒中包含大量的位错和亚结构,不利于肖克莱不全位错的滑移,导致恢复率很低.500 ℃退火时变形组织已经部分回复,晶内位错仍然存在,但是数量已大大减少,开始出现一些低位错密度的区域.600～650 ℃之间退火时,变形带来的位错等回复完成,层错组织仍存在,恢复率达到最大值.700 ℃退火30 min后晶粒再结晶完成,新生成晶粒在0.3～2.5 μm左右,固溶态试样晶粒100 μm,相比晶粒明显细化.     

PMAl—Li合金高应变速率超塑变形过程中的孔洞行为

用扫描电子显微镜及拉伸试验研究了ＰＡＭＡｌ－Ｌｉ合金高应变速率超塑型变形过程中孔洞的形核，长大及其影响因素，结果表明，孔洞主要有三角晶界和晶界突起处形核，其篚由周围的塑性变形控制，随应变速率的提高，孔洞的形核率和篚速率增加随变形温度的升高，孔洞的长大速率增加，材料对孔洞容纳性提高。     

基于递归法Cu-Zr合金的强化机理及导电性

为了研究Cu-Zr合金强化机理及导电性能,采用递归法计算Cu-Zr合金电子结构,并用电子结构参数解释了合金的强化与导电机理.研究发现,在Cu基体原子中Zr原子间相互作用能为正,互相排斥形成有序相,以化合物形式从基体析出.环境敏感镶嵌能的计算结果显示,稀土元素Y从晶粒内向晶粒表面扩散,并填补在生长中的Cu晶粒表面缺陷处,阻碍晶粒长大,使晶粒细化.Y在Cu晶粒表面互相排斥形成有序相,能阻止晶界或位错的运动,使合金的强度增加.电子的偏移使合金原子带负电荷,而周围的Cu基体带正电荷,进而在合金内部产生微电场.微电场的存在对电子产生散射作用,使合金电阻增大,降低导电能力.     

镁合金复合变形微观组织和力学性能研究

对AZ31镁合金压痕-压平复合变形进行实验研究。研究结果表明,镁合金材料在低温塑性变形时,孪晶及孪生变形是主要变形机制;变形温度越高,孪晶组织越少;复合变形系数越大,孪晶组织越多,在晶粒内部产生了大量的孪晶组织;并且在晶界处开始发生动态再结晶,产生细小的动态再结晶晶粒;随着塑性变形程度的增大,晶粒取向开始发生变化,动态再结晶晶粒开始长大,直到覆盖初始的粗大晶粒,晶粒得到细化。当压缩率达到29%后,发生完全动态再结晶,晶粒得到充分的细化,晶粒平均尺寸达到8μm。当复合变形系数0.2时,组织中的孪晶数量较少,晶粒平均尺寸达到20μm。经过复合变形的AZ31镁合金板材的屈服强度达到212MPa,抗拉强度达到298MPa,延伸率提高至17.2%,分别提高20.1%、25.4%、34.3%。     

应用Zener－Hollomon因子探讨Ti－17的高温压缩行为

用热模拟压缩方法测得Ｔｉ－１７合金在温度为８０５～９４５℃、应变速率ε为１０－３～８０ｓ－１、变形程度。在５０％范围内的真应力─应变曲线，研究了不同温度、不同应变速率下的流动应力及组织变化规律。发现：β区变形是以扩散国复型变形机制占主导地位，在高温、低应变速率下易发生连续再结晶；在（α＋β）两相区变形以位错滑移机制为主，低温、高应变速率时发生动态再结晶；近β区是两种机制的综合作用。试验还应用Ｘｉｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ因子确定了发生连续再结晶的临界因子ｌｏｇＺｃ＝４１．２，从而表明连续再结晶与高温回复形成亚结构有关。     

等通道转角挤压AZ81镁合金超塑性变形行为

等通道转角挤压是细化晶粒、提高镁合金性能的一种有效途径，研究等通道转角挤压AZ81镁合金的超塑性行为对其工程应用具有重要的意义.为此，采用路径A对AZ81镁合金进行了2道次等通道转角挤压，并通过超塑拉伸试验研究了等通道转角挤压AZ81合金在200～300 ℃温度范围内的超塑性变形行为.结果表明，在250 ℃下，当应变速率为1×10^-3 s^-1时，等通道转角挤压AZ81合金的伸长率达到了731%，表现出了相当好的低温超塑性.此外，塑性流变激活能的计算结果和超塑拉伸试样的表面形貌观察揭示，等通道转角挤压AZ81合金的超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑移机制.