不同形态第二组织低碳钢的铁素体动态再结晶

借助热模拟压缩变形实验以及SEM，TEM，EBSD技术，研究了基体为铁索体、第二组织形态分别为片层状珠光体及颗粒状渗碳体的低碳钢在600-700℃，形变速率为10^-^3-10s^-^3范围内铁索体相区的热变形特征及铁索体动态再结晶组织演变规律，并对机理进行了初步探讨．结果表明：第二组织形态分别为片层状珠光体和弥散分布的颗粒状渗碳体的低碳钢均可发生铁索体动态再结晶；与颗粒状渗碳体相比，珠光体存在时动态再结晶开始发生和进入稳态所需的形变量都较高，再结晶进入稳态阶段后铁索体平均晶粒截径较大，说明微米级颗粒状渗碳体促使铁索体动态再结晶形核及发展的能力，其钉扎铁索体再结晶晶粒晶界，抑制长大作用明显．     

强动载荷下粒状珠光体T8钢的微观组织与硬度

利用分离式霍普金森压杆(SHPB)装置对原始组织为粒状珠光体的T8钢进行高应变速率变形实验,借助SEM、TEM及显微硬度计对变形后粒状珠光体钢的微观组织和硬度变化进行分析。高应变速率变形条件下的应力-应变曲线表明,随着应变速率的增加,粒状珠光体钢流变应力随之增大,表现出正的应变速率敏感性;冲击区域内的微观组织得到了明显细化,制备出了晶粒尺度在亚微米量级的超微细复相(铁素体+渗碳体)T8钢组织;当应变速率为3078.2 s-1时,铁素体晶粒尺寸为500~700 nm,渗碳体颗粒粒径为100~250 nm,硬度值由原始态的195 HV增至270 HV。     

温压缩变形过程中渗碳体的球化行为

在Gleeble-3500热模拟试验机上对原始组织为层片状珠光体的高碳钢进行温度为640～700℃、应变速率0-01～10s-1,最大真应变为1的温压缩变形.采用扫描电镜研究了该过程中渗碳体片层的组织演变情况,并用DEFORM-3D软件模拟了温变形过程中试样内部等效应变的分布情况.结果表明,温压缩变形过程中存在着形变不均匀性,使得试样心部和边缘组织形态有明显差异,随着应变速率的降低,边缘层片状珠光体组织球化为粒状珠光体;在变形过程中珠光体组织主要发生渗碳体片层的球化,随着应变量、应变速率以及变形温度的增加,渗碳体球化率明显增大.     

高应变速率下共析珠光体钢的微观组织演变

利用分离式霍普金森压杆(SHPB)对原始组织为层片状珠光体的高碳钢进行了高应变速率变形实验,借助SEM、TEM对变形后珠光体的微观组织演变规律进行了分析研究。结果表明:在高应变速率变形条件下,共析珠光体钢发生绝热剪切现象,原始珠光体组织中存在着绝热剪切带,绝热剪切带的宽度约为1.5μm,绝热剪切带外部区域存在着高密度位错、位错胞以及亚晶,而绝热剪切带内部区域则在动态回复和动态再结晶的作用下演变成晶粒尺度均在亚微米量级的超微细复相组织(铁素体+渗碳体)。     

中碳钢回火马氏体热变形过程中的铁素体动态再结晶

利用热压缩实验, 研究了中碳钢回火马氏体在700 ℃/0.01 s^-1条件下变形时的组织演变规律, 分析了渗碳体粒子状态的影响. 实验结果表明: 中碳钢回火马氏体热变形过程中, 发生了渗碳体粒子粗化和铁素体动态再结晶, 形成由微米级的等轴铁素体晶粒与均匀分布的渗碳体粒子组成的超细化(α+θ)复相组织. 与静态回火相比, 形变促进Fe原子和C原子的扩散, 使渗碳体粒子粗化动力学提高2-3个数量级. 渗碳体粒子的粗化主要来自铁素体晶界上粒子尺寸的增加, 铁素体晶粒内部的细小粒子尺寸无明显变化但数量减少, 前者有助于以多粒子协同方式实现粒子激发形核, 后者减小了晶界迁移的阻力, 两者均有利于铁素体动态再结晶的发生. 随着初始组织中渗碳体粒子尺寸的减小, 发生动态再结晶所需应变量增大, 但所得复相组织更加均匀、细化.     

共析钢的过冷奥氏体动态相变和组织超细化

通过在Gleeble-1500热模拟试验机上进行单轴热压缩实验,研究了共析钢中过冷奥氏体在A1-Ar1之间变形时的组织演变,探讨了共析钢中复相组织球化超细化的机理.结果表明:随着应变量的增加,片层珠光体在原始奥氏体晶界形成的铁素体生长前沿形核长大,并向原始奥氏体晶内推进,直至相变完成.片层珠光体生成后继续变形,发生渗碳体的溶断和球化,及铁素体的动态回复再结晶等轴化等过程.渗碳体的球化有两种机制,其一是由于Gibbs-Thomson效应,珠光体中片层状渗碳体发生溶断和球化,生成的大颗粒渗碳体主要分布在铁素体晶界;其二是纳米级渗碳体粒子伴随铁素体动态再结晶在晶内重新析出.实验证实,在合适的变形工艺条件下可以得到亚微米级铁素体与亚微米、纳米级颗粒状渗碳体的双相组织.     

ECAP温变形高碳珠光体钢中亚微米级铁素体的力学性能

采用多道次ECAP温变形实现了高碳珠光体钢组织的超细化,利用透射电镜(TEM)和原子力显微镜(AFM)观察了变形前后珠光体的演变情况,并用纳米压痕技术表征了铁素体相的纳米力学性能.结果表明:经历大应变温变形之后,制备出了晶粒尺度均在亚微米量级的超微细复相组织(铁素体+粒状渗碳体),珠光体的组织形态发生由二维层片状向三维等轴状的转变;等轴状亚微米级铁素体相的纳米压痕硬度和Young's模量分别为4.4 GPa和200 GPa,都略高于原始珠光体组织,当压痕深度超过100 nm之后,纳米压痕硬度呈现出明显的基底效应,而Young's模量则趋于一致,对基底效应不敏感.     

TC16钛合金的高温塑性变形行为研究

针对TC16钛合金,进行等温恒应变速率高温压缩变形试验,研究该合金在700~950℃,应变速率为1~10s~(-1)条件下的应力-应变及组织演变,通过应力-应变曲线建立了合金的流变应力方程,并利用其应变硬化率θ与应变ε的θ-ε曲线确定其发生动态再结晶的临界应变ε_c。结果表明,当应变速率一定时,流变应力在700~850℃温度区间变形时比850~950℃变形时的递减幅度大;当合金变形量达到50%时,在较高应变速率(如6)ε=10s~(-1))下变形,可使组织中的再结晶晶粒尺寸进一步细化。     

TA15合金高低温恒应变速率拉伸变形行为对比研究

为进一步研究钛合金超塑性变形行为,对TA15合金在变形温度700~900 ℃、应变速率1×10?2~1×10?4 s?1条件下进行恒应变速率拉伸实验,对比不同温度、不同应变速率下合金的变形行为。结果表明:TA15合金在初生等轴α相平均尺寸15 μm的条件下,拉伸试样的伸长率为73.3%~250.0%;在850 ℃、1×10?4 s?1变形条件下,试样伸长率最高;在700~750 ℃下,合金表现出的峰值应力较大;在750 ℃、1×10?4 s?1变形条件下,试样伸长率为183.3%。合金试样仅在高温及低应变速率条件下出现稳态流变阶段,该阶段持续时间越长,合金的伸长率越高。变形后的TA15合金组织均发生不同程度的长大,经高温、低应变速率的变形,试样组织粗化现象最为明显。     

一种实现低合金超高强钢超塑变形的新思路

将Mn-Si-Cr系低合金高强钢在过冷奥氏体状态下进行适当预变形,水冷后的组织主要由铁素体、球状碳化物和马氏体组成。研究表明：700℃时的低速率小变形可使上述组织转变为（铁素体＋球状碳化物）复相组织,对超塑性变形有利;预变形后水冷的试样在700℃应变速率为10-4 s-1～2×10-4 s-1范围时的m值可达0.48,流变抗力为40～60 MPa,激活能约158 kJ/mol,属于晶界滑动变形机制,具有超塑性变形的特征。     

Effect of initial structure on the mechanical properties of specimens of titanium alloy VT6 joined in the superplastic state

The mechanical properties in tensile tests of specimens of double-phase titanium alloy VT6 differing in grain size and in temperature of solid-phase joining by pressure welding in the state of superplasticity are studied. __________ Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 2, pp. 11–13, February, 2006.     

喷射成形GCr15钢的超塑性研究

用射成形技术制备GCr15轴承钢,对其超塑性进行了研究,选取喷射成形铸态及经过二次油淬超塑处理两种状态试样进行拉伸试验,得到伸长率分别为119％和328％,由TEM照片上获得：喷射成形铸态试样的珠光体平均片间距为85nm;经过二次油淬超塑处理试样的马氏体平均宽度仅为0．15μm,碳化物尺寸范围为0．12－0．58μm。研究表明,材料的超塑性与其显微组织关系密切,并对影响超塑性的几个可能因素作了分析。     

NiAl基多相金属间化合物的显微组织,超塑性研究

本文研究了金属间化合物Ni—25Al—25Cr的显微组织和超塑性及其变形机理.该合金的显微组织由NiAl则基体和α-Cr,β-Ni（Al,Cr）;γ'-Ni3（Al,Cr）的三元共晶体组成,在NiAl基体中还均匀分布着大量弥散的α-Cr沉淀相在1123—1223K之间以22×10-43．3×10－2S－1的应变速率拉伸变形时．该合金表现出高达480％的超塑性超塑性变形的断裂主要是由于晶界滑移和晶粒转动所产生的空洞和晶内解理所致.本文还对超塑性变形的机理进行了初步讨论.     

分步拉伸变形对TA15合金超塑性的影响

采用分步变形法对TA15合金在10 kN高温电子拉伸试验机上进行了超塑性拉伸试验,研究了变形温度和预变形量对该合金超塑性性能及微观组织演变。结果表明:变形温度为850~950℃和预变形量为100%~200%时,TA15合金呈现出良好的超塑性;变形温度为900℃和预变形量为150%时,该合金的超塑性能最好,最大延伸率为1456%;变形温度为950℃时,该合金的超塑性能降低,延伸率仅为188%。TA15合金的微观组织状态显示:该合金在拉伸变形过程中微观组织保持等轴状,但是随着变形温度的升高,晶粒开始长大,变形温度越高,晶粒长大越显著。     

SUPERPLASTIC DEFORMATION BEHAVIOR OF SUPERHARD Al ALLOY LC4

The superplasticity of high strength superhard A1 alloy LC4 was improved to a great extent by modified thermomechanical treatment.Its maximum elongation may be up to 2100% un- der deformation at initial strain rate of 8.33×10~(-4) S~(-1) at 510℃.Observations of the microstructure changes revealed that with the increase of the deformation,the grain grows and the alloy exhibits strain hardening.The excellent elongation of the alloy seems due to the in- crease of grain stability under deformation.     

变形温度对2A12铝合金超塑性的影响

试验并讨论了不同变形温度对2A12铝合金超塑性的影响，总结了2A12合金伸长率的变化规律，得出在470℃拉伸时超塑性最佳，通过对断口形貌和显微组织观察，分析了试样断裂机理。     

Formation of microstructure and the superplasticity of Al–Mg-based alloys

The influence of a 3–10% content of magnesium in Al–Mg–Mn(Cr) alloys on the characteristics of the microstructure of sheet blanks and their superplasticity has been examined. It has been shown that the minimum size of grains and the best superplasticity are characteristic of the alloy that contains about 7% magnesium and is additionally alloyed simultaneously with manganese and chromium. An increase in the content of magnesium leads to the formation of conglomerates of particles of a chromium–manganese phase and, as a result, to a coarsening of the grain structure and a deterioration of superplasticity.     

APPLICATION OF GLEEBLE 1500 ON SUPERPLASTICITY

1.~nonSuperylasticityisakindofphenomenonthatdefonnationresistanceisreducedrelnalkablyandplasticity----especiallyelongation----isremarkablyincreased.Therehasbeenoaly30years'historyforsuperplasticityresearchintheworld.Anewsubjectandanewtechnologyofsuperplasticityincludingbranchesofmaterials,mechanism,mechhocs,forminghavebeenfoundedyet.Superplasticityisbasicallyanexperimentalsubject.Itstheoryandresultsareestablishedonthebaseofexperiments.Superplasticexperimentsmainlyincludetwokinds----mechwhcala…     

THE SUPERPLASTICITY AND DEFORMATION MECHANISM OF ULTRALIGHT BINARY Mg-8wt%Li ALLOY

1.IntroductionMagnesium--lithiumalloysarethelightestalloysamongthenonpoisonousmetalsandalloystll.Becauseoftheirlowdellsityandhighspecificstiffness,theyhavethepotentialforuseinaerospacesarmoredvehicle,automobileandelectricindustry.InordertoturnMg--Lialloysintospecificcomponentswithminimumamountofmachiningandjoining,itisdesirablethatMg-Lialloysexhibitsuperplasticity.UPtonow,superfinegraillscanbeobtainedinmagnesium-lithiumalloysbythefollowingways'(1)staticannealingafterthermomechanicaltreatment…     

SUPERPLASTIC BEHAVIOR OF HOT-FORGED TiAl-BASED ALLOY

１ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＴｉＡｌｂａｓｅｄａｌｏｙｓａｒｅｃｏｎｓｉｄｅｒｅｄｔｈｅｍｏｓｔｆａｖｏｒａｂｌｅｃａｎｄｉｄａｔｅｓａｓａｄｖａｎｃｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒａｅｒｏｓｐａｃｅａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｂｅｃａｕ...