Al-2.56Li-1.29Cu合金拉伸断裂行为的扫描电镜观察

在备有拉伸装置的扫描电镜下,观察了 Al—2.56 Li—1.29Cu 合金拉伸变形及断裂过程。观察结果表明,在固溶淬火及190℃时效状态下,主要析出相为δ’相。随着时效时间的延长,拉伸断口逐渐由韧窝穿晶型向沿晶突脊型及沿晶韧窝型过渡。在固溶状态下,当拉伸应力超过届服强度以后,出现平直滑移带及交叉滑移带;拉伸裂纹在晶内滑移带及晶界处萌生,并主要沿滑移带扩展。欠时效状态下,δ’相的析出量增多,使共面滑移加剧,交叉滑移带难于形成;裂纹除沿晶界扩展外,也有少部分沿滑移带扩展。在达到峰时效以后,交叉滑移带消失;裂纹在三角晶界处萌生并沿晶界扩展。     

Al—Li—Cu—Mg—Zr合金的晶界断裂

本文通过室温拉伸试验，利用扫描电镜和透射电镜研究了Ａｌ－Ｌｉ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｒ合金不同时效状态下的拉伸性能和断裂行为，结果表明，该合金的力学性能与主要强化相δ＇（Ａｌ３Ｌｉ）的尺寸有关，其断裂行为决定于位错的共面滑移程度和滑移与晶界沉淀相的交互作用。     

Zr基块状非晶态合金变形与断裂的研究进展

近十几年来，块状非晶态合金的出现进一步提高了人们对非晶态合金的认识，也给进一步开发非晶态合金的应用带来了更加广闽的前景。简要介绍了Zr基块状非晶态合金的力学性能特点，着重叙述了其变形和断裂行为。     

Al－Li－Cu－Mg－Zr合金的晶界断裂

本文通过室温拉伸试验，利用扫描电镜和透射电镜研究了Ａｌ－Ｌｉ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｒ合金不同时效状态下的拉伸性能和断裂行为。结果表明，该合金的力学性能与主要强化相δ＇（Ａｌ３Ｌｉ）的尺寸有关，其断裂行为决定于位错的共面滑移程度和滑移与晶界沉淀相的交互作用。     

非晶态合金的局域剪切变形与断裂机制

从自由体积模型、绝热剪切模型、位错模型及力学模型等方面全面综述了非晶态合金的局域剪切变形与断裂机制,提出了“自由体积＋绝热升温”模型并解释了合金的变形与断裂过程,最后简要讨论了该领域目前存在的问题及今后的发展趋势。     

选区激光熔化AlSi10Mg合金不同温度原位拉伸变形行为及断裂机理研究

为了提高选区激光熔化AlSi10Mg合金在航空航天领域的应用,基于自主研发的原位SEM高温拉伸台,本文对比分析了原位拉伸非校准样品的选区激光熔化AlSi10Mg合金在室温、200、300 ℃条件下的力学性能与显微组织动态演化,并总结了断裂机理。结果表明,选区激光熔化AlSi10Mg合金的显微结构由α-Al基体、共晶Si和大量的气孔组成,且共晶Si呈连续网格状均匀分布在α-Al基体上。随着温度的升高,选区激光熔化AlSi10Mg合金的强度降低。屈服强度从室温的207 MPa降低到300 ℃时的52 MPa,极限抗拉强度从室温的304 MPa降低到300 ℃时的71 MPa,延伸率则随温度的升高而增大,从室温的7.4%增大到300 ℃时的59.5%。室温拉伸过程中试样并未出现明显的颈缩现象,而是随着温度的升高,试样的颈缩现象逐渐明显,表明试样经历了更加充分的塑性变形, 并且随着温度的升高,试样的断裂位置越来越偏离标距段中心。通过对试样变形行为的研究发现,200 ℃时,变形主要集中在晶内,发生晶内滑移;而300 ℃时滑移主要集中在晶界,导致晶界滑移。由于试样表面及内部存在大量缺陷,因此,室温下选区激光熔化AlSi10Mg合金的断裂机理为熔池边界的组织突变结合孔洞连通造成的准解理断裂。随着温度的升高,由于初始孔洞边缘的应力集中产生新的孔洞形核,新形核的孔洞与相邻孔洞相连通,导致试样的最终断裂。     

Mg-9Li-3Al-2.5Sr合金的热变形行为

使用Gleeble-1500D型热模拟试验机,对挤压态Mg-9Li-3A1-2.5Sr合金进行热力模拟实验(变形温度为200-350℃,应变速率为0.001-1 s^-1),分析了材料的流变应力与变形温度和应变速率的关系,建立了该合金热变形过程中的本构方程,计算了该合金的热加工图,并结合显微组织观察对加工图进行了分析.结果表明:材料的流变应力随着应变速率的增加而增加,随着温度的升高而下降;用双曲正弦函数关系式能很好地描述材料在热变形过程中的稳态流变应力;对热加工图的分析结果表明,在实验参数范围内材料的最佳理论热加工区为260-300℃和0.01-1 s^-1.材料的超塑性加工区为340-350℃和0.003-0.01 s^-1。     

Al—Li合金的晶界断裂

本文研究了两种晶粒组织的二元 Al-Li 合金拉伸性能与断裂行为。结果表明 Al-Li 合金力学性能与晶粒尺寸有关,其断裂行为决定于 PFZ 内平面滑移或晶界沉淀相与滑移的交互作用。     

1420合金的拉伸断裂行为

研究了１４０２合金在不同热处理状态的拉伸性能和拉伸断口，并考察了合金的显微组织，分析了断裂机制，结果表明，合金在各种热处理状态呈稳定的穿晶韧性断裂，原因是δ′粒子细小，晶内强度低，而且晶界没有析出平衡相和无折出带，晶界强度没有降低。     

Mg—Li合金力学性能及拉伸断裂特点

研究了Ｍｇ－Ｌｉ二元合金在两相区附近不同Ｌｉ含量时合金密度和力学性能变化，并对添加Ａｇ和稀土元素的Ｍｇ－７Ｌｉ－１４Ｚｎ正交最优合金在ｉ和Ａｇ一时力学性能变化进行了观察。     

沉淀强化奥氏体合金的氢致断裂行为

研究了未充氢和热充氢沉淀强化奥氏体合金的拉伸断裂行为,分析了其氢脆敏感性与拉伸断裂行为间的联系,研究了氢对合金局部塑性变形及微裂纹形核的影响。结果表明:氢使沉淀强化合金由单一的韧窝断裂转变为韧窝断裂、沿晶断裂和滑移带开裂的混合断裂方式。其原因是:一方面,氢促进位错平面化滑移趋势、加剧局部塑性变形;另一方面,滑移带被晶界、孪晶界以及不同取向的滑移带所阻碍,引起了位错塞积和氢聚集。     

SiC晶须增强AL—2.0wt%Li合金的拉伸变形行为

本文研究了通过压力铸造法引入体积分数为17％的SiC晶须后,对Al-2.0wt％Li合金在550℃固溶化和190℃时效条件下拉伸变形行为的影响。结果表明:17％SiCw/Al-2.0Li复合材料的起始塑变抗力主要受基体合金的时效状态所决定,而受SiC晶须的直接影响较小。SiC晶须的强化作用主要在于提高了加工硬化事。通过观察变形后位错组态的变化表明,SiC晶须的存在可以抑制位错切过δ′相而引起的共面滑移。     

GH625合金的冷变形及其对力学性能的影响

研究了冷加工变形量对GH625合金板材力学性能的影响。研究表明,随冷加工变形量的增加,GH625合金的拉伸强度增加,但塑性降低。冷加工变形量对待持久寿命和冷热疲劳性能影响显著,20％左右的冷变形量可使合金具有最挂的持久寿命和疲劳性能及良好的综合力学性能。合金冷作硬化效果与合金的回复和再结晶程度及固溶化处理温度有关。     

Al-Ti-C-B晶种合金对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金组织及力学性能的影响

目的 以近共晶Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金为研究对象,对加入了Al-Ti-C-B晶种合金的Al-12Si-4Cu- 2Ni-1Mg合金的微观组织和力学性能进行分析。方法 利用金相显微镜、扫描电镜、数显布氏硬度计和万能拉伸试验机等研究Al-Ti-C-B晶种合金对该合金显微组织和力学性能的影响。利用Al-Ti-C-B晶种合金中的陶瓷颗粒对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金进行强化,同时晶种合金中的粒子作为Al-Si多元合金中α-Al的有效形核衬底,可细化α-Al晶粒,并改善Al-Si多元合金中化合物的分布。结果 加入质量分数为0.5%的Al-Ti-C-B晶种合金后,Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中的α-Al得到细化,合金中的Si相和耐热相粒子分布更加均匀,同时力学性能明显提高,高温抗拉强度和室温抗拉强度分别提高了约12.1%和5.3%。结论 适量添加Al-Ti-C-B晶种合金可有效改善Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中耐热相的分布,使耐热相分布更为均匀,可进一步提高合金的力学性能。     

强塑性变形在铝合金中的研究进展

在过去20年中,强塑性变形技术作为制备超细晶金属及其合金的一种方法被广泛研究.主要介绍了强变形技术在铝合金中的研究进展,特别是对铝合金晶粒大小、晶界、晶体织构及第二相等微观组织参数,强度、塑性、疲劳、腐蚀及超塑性等力学性能的影响.     

Deformation Localization and Shear Fracture of a Rapidly Solidified Al-Fe-V-Si Alloy at Elevated Temperature

The tensile and fatigue behavior of a dispersoid strengthened, powder metallurgy Al-Fe-V-Si alloy at ambient and elevated temperatures was investigated. The results show that the strength and ductility of the alloy decrease significantly with increasing temperature and decreasing strain rate. Micro-structural examinations reveal that this change in mechanical behavior with increasing temperature is related to the mode of deformation of the alloy. Further observations show that localized shear deformation is responsible for the losses in both strength and ductility of the alloy at elevated temperature.