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.     

轧制AZ91镁合金超塑性研究

研究了轧制态AZ91镁合金在实验温度为350℃－425℃（0．67Tm-0.76Tm）以及应变速率为10^-3s^-1－10^0s^-1下的超塑性变形能力及其特征。实验发现，轧制态AZ91镁合金在350℃（0.67Tm）以及应变速率为10^-3s^－1时获得最大延伸率455．05％，应变速率敏感系数达到0．64。通过分析表明，高应变速率下的超塑性变形过程中主要的变形机制为晶界滑移机制，但其主要的协调机制则是孔洞扩散聚集机制。     

Cu—Zn—Al形状记忆合金的超塑性研究

用超塑性拉伸试验方法，研究了加入晶粒化剂Ｚｒ的冷变形Ｃｕ－２２．６７％Ｚｎ－４．５９％ａｌ形状记忆合金的短暂超塑性变形。在６００℃，以初始应变速率ε＝５．５５×１０＾－４ｓ＾－１进行拉伸试验可获得优良的超塑性性能，延伸率δ４６０％。超塑性变形过程中激活能为７４．４ＫＪ／ｍｏｌ，与铜沿晶自扩散激活能值接近，从而认为该合的超塑性变形机制为晶界的滑移和迁移过程，这上结论与金相观察及断口分析相一致。     

Cu－Zn－Al形状记忆合金的超塑性研究

用超塑性拉伸试验方法，研究了加入晶粒细化剂Ｚｒ的冷变形Ｃｕ－２２．６７％Ｚｎ－４．５９％Ａｌ形状记亿合金的短暂超塑性变形．在６００℃，以初始应变速率ε＝５．５５×１０－４ｓ－１进行拉伸试验可获得优良的超塑性性能，延伸率δ＝４６０％．超塑性变形过程中激活能为７４．４ＫＪ／ｍｏｌ，与铜沿晶自扩散激活能值接近．从而认为该合金的超塑性变形机制为晶界的滑移和迁移过程，这一结论与金相观察及断口分析相一致     

5CrMnMo钢超塑性变形特性的研究

本文对工业用5CrMnMo钢超塑性变形特性进行了研究。测定了不同晶粒尺寸的lgσ—lgε关系曲线。研究了温度,应变速率与延伸率之间的关系。在晶粒尺寸为8.53μm的试样上、在700℃下、以4.9×10~(-4)s~(-1)的应变速率拉伸时,获得了最大延伸率、其值为582％。对变形后试样的组织分析结果表明:5CrMnMo钢在超塑性变形时有扩散蠕变、晶界滑移和位错滑移三种变形机制同时发生。晶界滑移为主要变形机制。     

一种高强耐热锌合金模具材料的超塑性的研究

本文研究了一种含混合稀土的Zn—12％Al的锌合金,它可作为高强耐热的模具材料使用。本文重点研究了此合金的超塑性变形特性,并绘制和分析合金中富锌相(β)(1101)面的全极图。合金在超塑性变形中显示出晶界滑动和晶内位错滑移的特征。析出相粒子是晶内的重要位错源。合金在340℃和ε=3.33×10~(-3·s-1)的应变速率下拉伸变形,得最高延伸率1100％。     

异步轧制AZ31镁合金板材的超塑性工艺及变形机制

经过异步轧制工艺获得AZ31镁合金薄板。在300~450℃范围内,分别通过5×10-3,1×10-3s-1和5×10-4s-1不同应变速率进行高温拉伸实验研究其超塑性变形行为,计算应变速率敏感指数m值、超塑性变形激活能Q及门槛应力σ0值。通过EBSD分析和扫描电镜观察拉伸断裂后的断口形貌,分析AZ31镁合金的超塑性变形机制。结果表明:AZ31镁合金的塑性变形能力随着变形温度的升高及应变速率的降低而增强。当拉伸温度为400℃、m=0.72、应变速率为5×10-4s-1时,AZ31具有良好的超塑性,伸长率最大为206%。温度为400℃时,异步轧制AZ31镁合金的超塑性变形是以晶格扩散控制的晶界滑移和基面滑移共同完成的。     

工业铝合金LD10棒材的超塑性变形特性

本文通过拉伸试验研究了供应状态的LD10铝合金经简单预处理后所表现出的超塑性变形特性。在温度420～460℃,初始应变速率1.67—8.33×10~(-3)s~(-1)的范围内,可获得300％以上的延伸率。最佳变形温度为460℃,在此温度下以8.33×10~(-3)s~(-1)的初始应变速率变形时,延伸率达448.5％,流动应力为11MPa,m值为0.49。扫描电镜观察表明变形过程中空洞的长大与连接是导致拉伸试样断裂的直接原因。     

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。     

Crl2MoV钢焊接区表面高频淬火后的超塑性焊接

对Crl2MoV钢进行表面高频淬火后超塑性焊接,选用的工艺参数为：加热温度为800℃,焊接时间t=5min,预压应力σ0=56．6MPa,初始应变速率ε0=2．5×10^-4s^-1。对接头组织进行了观察和分析。试验结果表明,焊接区局部高频淬火后的Crl2MoV钢在其超塑变形温度及应变速率范围内,经短时间超塑焊接,其接头抗拉伸强度可以达到母材值。     

纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料的超塑性

研究了用电沉积方法制备的纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料的超塑特性,在试验温度410℃和450℃,应变速率为8.3×10-4s-1～5×10-2s-1的条件下,纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料均表现出超塑性.当温度为450℃、应变速率为1.67×10-2s-1时,在Ni/SiCp中获得最大延伸率为836%;在同样的温度下应变速率为1.67×10-3s-1时纳米Ni获得最大延伸率为550%.对超塑性变形后组织的分析表明,晶界滑移是主要变形机制,晶粒长大至亚微米/微米量级后,变形机制是位错协调晶界滑移和位错滑移塑性.     

微观组织演变对细晶Mg-Y-Nd合金超塑性性能的影响

在初始应变速率为2×10^-2~4×10^-4 s^-1,温度为683~758 K的条件下,对用水下搅拌摩擦加工制备的细晶Mg-Y-Nd合金进行高温拉伸实验,研究了微观组织演变对其超塑性性能的影响。结果表明:因为具有细小均匀的微观组织和良好的热稳定性,Mg-Y-Nd合金在733 K和3×10^-3 s^-1初始应变速率下表现出最大的伸长率(967%),在758 K和2×10^-2 s^-1条件下表现出最优的高应变速率超塑性(900%)。在高温下暴露时间过长导致α-Mg晶粒和第二相颗粒显著长大,使试样的伸长率明显降低;因为第二相颗粒与镁基体之间有良好的变形协调性,在相界处不会产生明显的应力集中,裂纹主要在晶界生成。     

热轧态Al-Li合金的超塑性研究

本研究运用动态再结晶诱发超塑性的原理,对未经细化晶粒预处理的常规生产热轧态2091Al-Li合金直接进行高温拉伸,试验结果表明合金在470～530℃温度范围和2×10~(-4)～1×10~(-3)应变速率范围内具有超塑性,最大断裂延伸率达405％。根据光镜和电镜组织观察和真应力—真应变曲线的单一峰值和变形激活能随应变量增大而下降等特征,讨论了动态再结晶诱发超塑性的机制。     

2A97 铝锂合金超塑变形规律及其本构方程

目的研究2A97铝锂合金在390~470℃温度范围和3×10-4~3×10-2s-1应变速率范围内的超塑变形行为,揭示温度和应变速率对延伸率和峰值应力的影响规律,并建立超塑拉伸变形本构方程。方法采用单轴超塑拉伸试验方法进行研究。结果当变形应变速率低于3×10-3s-1时,2A97铝锂合金真应力-真应变曲线呈现稳态流变特征;当应变速率高于3×10-3s-1时,则呈现软化特征。在450℃,应变速率为1×10-3s-1条件下,达到最大延伸率600%。结论 2A97铝锂合金具有良好的超塑变形性能,其应变速率敏感性指数m平均值为0.35,超塑变性激活能Q值为145.87 k J/mol,远高于纯铝自扩散激活能65.6 k J/mol,表明此时铝锂合金变形机制仍以晶内滑移为主。     

粗晶粒LY-12超塑性变形及断裂机制研究

对粗晶LY 12材料进行单轴拉伸 ,在 75 3K ,应变速率为 10 - 1 s- 1 和 10 - 4s- 1 下得到大的破坏延伸率 ,而在应变速率为 10 - 2 s- 1 、10 - 3s- 1 、5× 10 - 4s- 1 时的破坏延伸率较小。断口SEM分析表明 ,高应变速率下 ,晶界上的粘性层很薄 ,在晶粒的相互挤压和转动中很容易细化 ,使材料的超塑性变形能力增强 ;低应变速率下 ,晶界上粘性层厚度增大 ,晶粒被厚的粘性物质包围 ,使晶界滑移更容易进行 ,超塑性变形能力也会增强。处于中间应变速率下 ,晶粒没有足够细化 ,粘性层也不够厚 ,所以超塑性变形能力略低。从力学角度解释断裂机制 ,高应变速率下 ,当晶粒间的正应力大于晶界的结合强度时导致断裂 ,断口表面平齐 ;应变速率较低时 ,晶界面的剪应力大于晶界的剪切强度导致断裂 ,断口有撕裂的齿牙状特征 ,较为粗糙     

Zn—4%Al合金超塑性变形性能及添加Cu、Mg的影响

本文研究了Zn—4％Al合金的超塑性拉伸性能,板材成型性以及合金元素Cu、Mg对上述性能的影响。结果表明:在350℃以下的温度区间和1.38 ×10~(-3)/s以上的应变速率区间内,该合金的延伸率随温度的升高和应变速率的降低而提高;合金元素Cu、Mg可同时提高该合金的超塑性变形性能和室温强度;经超塑性变形后合金的室温强度明显提高。     

Mg-5.26Zn-0.45Zr合金超塑性变形的力学特性及显微组织的研究

本文研究了 Mg—5.26Zn—0.45Zr 合金的力学和显微组织参数对超塑变形的影响。合金在最佳变形条件(300℃,ε=1.67×10~3S~(-1))变形,获得最高延伸率680％,流动应力1.79MN/m~2,应变速率敏感性(m)为0.49。结果表明,为了获得最佳超塑性,应控制微细晶粒尺寸,晶粒的等轴比(dl/dt)和微细亚稳的第二相对晶界的钉扎。合金在高应变速率的变形中通过动态再结晶可获得更细的晶粒尺寸,其断裂时总延伸率在135％左右。     

700℃超超临界锅炉材料GH4700镍基合金组织演变研究

通过热压缩实验、组织分析同时结合热力学和动力学计算方法,对700℃超超临界锅炉材料GH4700镍基合金组织演变进行研究,结果表明:GH4700镍基合金具有较高的变形温度和应变速率敏感性,随着变形温度的下降和应变速率的增大,合金的流变应力迅速升高,其动态再结晶形核方式为典型的应变诱导晶界迁移形核;其热变形激活能及晶粒长大激活能分别为345.0948kJ/mol和252.05kJ/mol。     

地毯窗帘阻燃整理用涂料制法

本发明配方含一种乳液具有Tg-20℃-10℃．增塑剂沸点300℃以上,其中的交链乳液能提供的熟化涂膜,伸长率1000—1500％,抗张强度2．0×10^5-4．9×10^5N／m^2及100％的模量0．98×10^4-2．0×10^4N／m^2。实例：将含丙烯酸丁酯550份、甲基丙烯酸甲酯380份、甲基丙烯酸缩水甘油酯10份、丙烯酸10份、磷酸三芳酯50份、表面活性剂Hitenol18E的20％水溶液150份、     

冷轧态SiCp/LY12复合材料超塑性及变形机制

研究了冷轧态ＳｉＣ颗粒（ｄｐ＝１０μｍ）增强ＬＹ１２复合材料（ＳｉＣｐ／ＬＹ１２）的超塑性,着重探讨了变形机制。研究表明：（１）在温度Ｔ＝８０３Ｋ（比熔点高２６Ｋ）,初始应变速度ε０＝４．８×１０＾－４ｓ＾－１时,应变速度敏感系数ｍ值为０．４９,延伸率达２４０％;（２）超塑性变形后的晶粒尺寸约为１０μｍ;（３）该事材料超塑性变形的主要机制是晶界液相和基体中动态回复调节的但却受界面液相和界面扩散流释