Zn—5Al合金超塑性的表面效应

研究了Ｚｎ－５Ａｌ合金超变形的表面效应及其影响因素。初步结果表明：凡是影响表面的因素，如电镀、表面电荷等，都能影响合金的超塑性变形过程。     

Zn－5Al合金超塑性的表面效应

研究了Ｚｎ－５Ａｌ合金超塑变形的表面效应及其影响因素初步结果表明：凡是影响表面的因素，如电镀、表面电荷等，都能影响合金的超塑性变形过程     

等温锻造TiAl合金超塑拉伸断裂机理的研究

通过对等温锻造ＴｉＡｌ合金的超塑拉伸断口和组织的扫描电镜观察，研究了其超塑拉伸断裂的机理。发现等温锻造ＴｉＡｌ合金在超塑拉伸过程中，不同形态的孔洞的产生，长大和连是导致试样断裂的主要机制。     

温轧态Al─8Mg─0．2Zr合金超塑变形过程中力学行为和微观组织相关性研究

研究了温轧态Ａｌ－８Ｍｇ－０．２Ｚｒ合金超塑变形初期的形变促使连续再结晶（ＤＩＣＲ）过程．实验表明：合金在ＤＩＣＲ基本完成前后其力学行为和微观组织都发生明显变化，且两者间存在一定内在联系可以根据超塑变形过程中力学行为的宏观表现从工程上近似确定ＤＩＣＲ基本完成时的应变量。     

Zn—5Al合金反常的电塑性效应

Ｚｎ－５Ａｌ共晶合金在电场中超塑变形时，表现出反常的电塑性效应，电场对应变速率的影响幅度与电场对表面空洞的影响有关，电场在试样表面产生感应电荷，感应电荷产生表面空洞，从而影响超塑变形过程。     

温轧态Al—8Mg—0.2Zr合金超塑变形过程中力学行为和微观组织相关…

研究了温轧态Ａｌ－８Ｍｇ－０．２Ｚｒ合金超塑变形初期的形变促使连续再结晶过程，实验表明：合金在ＤＩＣＲ基本完成前后其力学行为和微观组织都发生明显变化，且两者间存在一定内在联系，可以根据超塑变形过程中力学行为的宏观表现从工程上近似确定ＤＩＣＲ基本完成时的应变量。     

Ti6Al4V合金的低温超塑性拉伸变形行为

在700℃-850℃的温度范围内对Ti-6％Al-4％V（质量分数）合金板材进行超塑性拉伸试验,研究了应变速率为3×10^-4-5×10^-3s^-1条件下的拉伸变形行为．结果表明：Ti6Al4V合金在空气中表现出良好的低温超塑性变形能力．在800℃初始应变速率ε=5×10^-4s^-1条件下,延伸率达到536％．在较低的700℃下变形（ε=5×10^-4s^-1）,延伸率仍然超过了300％．在整个变形温度区间内,应变速率敏感性指数m均为0．3左右,最大值为0．63、在850℃变形激活能与晶界自扩散激活能十分相近,表明晶界扩散控制的品界滑动是超塑性变形的主要机制．在700-750℃,变形激活能远大于晶界自扩散激活能,位错运动是激活能升高的原因．在800℃变形的激活能介于两者之间,表明随着温度的降低变形机制逐渐发生改变．     

快速凝固Al－Li合金塑韧性的改进研究

本文从合金化、粉末颗粒界面强化和断裂行为三个方面探讨了快速凝固粉末冶金（ＲＳＰ）Ａｌ－Ｌｉ合金塑韧性改进的途径，并取得了新的进展。     

Ti6A14V合金的低温超塑性拉伸变形行为

在700℃-850℃的温度范围内对Ti-6%Al-4%V(质量分数)合金板材进行超塑性拉伸试验,研究了应变速率为3×10-4-5×10-38-1条件下的拉伸变形行为.结果表明:Ti6A14V合金在空气中表现出良好的低温超塑性变形能力.在800℃初始应变速率ε=5×10-4s-1条件下,延伸率达到536%.在较低的700℃下变形(ε=5×10-4s-1),延伸率仍然超过了300%.在整个变形温度区间内,应变速率敏感性指数m均为0.3左右,最大值为0.63.在850℃变形激活能与晶界自扩散激活能十分相近,表明晶界扩散控制的晶界滑动是超塑性变形的主要机制.在700-750℃,变形激活能远大于晶界自扩散激活能,位错运动是激活能升高的原因.在800℃变形的激活能介于两者之间,表明随着温度的降低变形机制逐渐发生改变.     

细晶高强铝合金7475超塑变形行为

7475高强铝合金经过由固溶处理、轧制、再结晶组成的形变热处理工艺细化晶粒后,在适当条件下变形可呈现出良好的超塑性。在最佳变形条件下(T=510℃,ε_0=8.33×10~(-4)S~(-1)),获得最大延伸率为1700%。显微组织观察表明:Ⅲ区变形机制以晶间滑移为主,在晶内形成了位错亚结构。Ⅱ区的变形机制为晶界滑移伴随晶内位错运动。位错密度随应变的增加而增加。在Ⅰ区变形以扩散蠕度为主不包括晶间滑移。超塑变形Ⅱ区的激活能接近于体扩激散活能。基体中的体扩散是该合金超塑变形的速控过程     

基于最大m值法和恒应变速率法的Ti_3Al基合金超塑变形行为研究

分别采用最大m值法和恒应变速率法对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo合金板材进行超塑拉伸,研究了940~1000℃、5.5×10-5~1.7×10-3s-1和不同拉伸轴方向的超塑性变形行为。结果表明:采用最大m值法获得的伸长率均高于恒应变速率法的,分别在980℃、垂直轧制方向获得了1596%的最大伸长率和960℃、3.3×10-4s-1、与轧制方向成45°获得了932%的伸长率。原始纤维组织经过超塑变形后发生等轴化,并且等轴晶粒随着应变速率的减小和温度的升高,长大程度逐渐增大。最大m值法超塑拉伸可以明显减少孔洞的产生。     

7B04铝合金超塑性变形行为

针对7B04铝合金开展了变形温度为470~530℃,应变速率为0.0003~0.01s~(-1)的高温超塑性拉伸实验,研究了材料的超塑性变形行为和变形机制。结果表明,7B04铝合金的流动应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而逐渐减小,伸长率随之增加;在变形温度为530℃,应变速率为0.0003s~(-1)时,7B04铝合金的伸长率达到最大1105%,超塑性能最佳;应变速率敏感性指数m值均大于0.3,且随变形温度的升高而增加;在500~530℃的变形温度范围内,m值大于0.5,表明7B04铝合金超塑性变形以晶界滑动为主要变形机制;变形激活能Q为190kJ/mol,表明7B04铝合金的超塑性变形主要受晶内扩散控制;7B04铝合金超塑性变形中在晶界附近有液相产生,且适量的液相有利于提高材料的超塑性能。     

TiAl基合金的超塑性力学性能

超塑性力学性能是合理制定超塑性成形工艺和正确选用模具材料的理论依据。总结了国内外在TiAl基合金超塑性研究中所获得的各种条件下的超塑性力学性能。内容包括应变速率敏感性因子、超塑性延伸率和典型的真应力-真应变关系。最后，对TiAl其合金超塑性成形的应用前景进行了展望。     

AZ61镁合金薄板超塑性变形特征的SEM研究

利用扫描电镜(SEM)和超塑性拉伸实验对一次热挤压加工成型的AZ61镁合金薄板(晶粒尺寸～12μm)超塑性变形特征进行了研究.结果显示,在最佳的变形温度(623K)和应变速率(1×10-4s-1)条件下,可获得的最大的超塑性形变量为920%.在523～673 K实验温度和1×10-2～1×10-5s-1应变速率范围内,材料的应变速率敏感指数(m值)随实验温度升高和应变速率的降低而增加.较高的m值(0.42～0.46)对应于晶界滑动机制(GBS),而较低的m值(0.22～0.25)则对应于位错滑移机制.变形温度和应变速率是影响超塑性变形量和变量机制的主要因素.     

Zn—5Al合金铸态共晶结构的研究

利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜研究了Ｚｎ－５Ａｌ合金的铸态共晶结构。结果表明，Ｚｎ－５Ａｌ合金的铸态组织为典型的片层状共晶共析结构，其特征可表示为β（α│β│α）β，其中β为Ｚｎ基固溶体，α为Ａｌ基固溶体；括号外的β表示共晶结构中的较宽片层，直接来源于共晶反应，括号内的部分表示共晶结构中的较窄片层，是由α和β两相组成的共析产物，是由α和β两相组成的共析产物，其中α相包裹着β相。     

铍青铜(QBe2)超塑性预处理工艺的研究

通过工艺试验发现,供应态的铍青铜(QBe2)经一定的预处理,可获得良好的超塑性。在550℃和ε=1.67×10~(-3)s~(-1)的应变速率拉伸,合金能呈现大于1000％的高延伸率。文中提出的淬火+时效;淬火+冷轧,淬火+时效+冷轧的三种预处理工艺都能使合金获得超塑性的组织状态。分析和讨论了预处理工艺参数和所需的最佳组织条件。     

热处理对铸态Zn-5%Al合金的相变超塑性的影响

研究表明,铸态Zn-5%Al(质量分数,下同)共晶合金在20～350C热循环相变条件下进行拉伸时具有超塑性,当施加的初始外应力σ0低于1-4MPa时,铸态Zn-5%Al合金一次热循环过程中的应变增量εt与应力σ0成线性关系,符合Greenwood-Johnson的相变超塑性模型.热循环过程中,铸态Zn-5%Al合金产生的相变内应力变形主要通过α/β界面间的扩散来快速协调.未经淬火处理的铸态Zn-5?合金,共晶组织中的α相呈长条状,界面扩散协调效果较差,因而超塑性延伸率较低;而经过淬火处理以后,α相发生球化,其条状长度变短,而且淬火保温时间越长,α相的球化程度越高,在进行热循环相变拉伸时,对内应力塑性变形的扩散协调效果越好,因而更容易获得较大的应变速率和较高的断裂延伸率.