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     

超塑性变形微观结构变化的研究

本文研究了A1-10Si-1Mg合金在超塑性拉伸过程中微观组织的变化。揭示出该合金在超塑性变形中随应变量增加,晶内位错密度增加,是由两方面原因造成的:一是晶粒长大和晶界上第二相粒子给晶界滑移造成困难,使晶内位错调节作用增强;二是晶粒内的第二相粒子阻碍了晶内位错运动使位错堆积在第二相粒子周围。     

5A90铝锂合金超塑性变形机理的定量研究

通过聚焦离子束在5A90铝锂合金试样表面蚀刻微米尺寸高分辨网格,在温度480℃、初始变形速率1×10~(-3)s~(-1)的变形条件下,定量研究其超塑性变形过程中晶界滑移和晶内位错滑移对总变形的贡献量,并采用扫描电镜、电子背散射衍射观察合金超塑性变形的组织演变作为佐证。结果表明:位错运动在超塑性变形初期(ε0.65)的贡献量约为60%～80%,为主要变形机制,在该阶段条带状晶粒逐渐细化和等轴化,平均晶粒尺寸减小约40%,晶粒转动作为协调机制;随着应变量的增大,发生明显的动态再结晶,晶粒尺寸开始增大,晶内位错滑移的作用逐渐减小,晶界滑移成为变形的主要机制。     

超硬铝LC9合金的超塑性研究

微细晶粒超硬铝LC9合金在470～530℃温度范围内,速率为8.33×10~(-4)～1.66×10~(-2)s~(-1)条件下拉伸呈显出良好的超塑性。在最佳超塑性条件下(T=515℃,ε=1.66×10~(-3)s~(-1))获得延伸率δ=1300％、流变应力δ=1.7MN/M~2应变速率敏感性指数m=0.66 金相和电镜观察表明,在超塑流变过程中,除发生晶界滑动,扩散蠕变外,还发生明显的动态再结晶以及晶内结晶学滑移,晶内位错密度随变形量增大而增加。扩散蠕变导致在横向晶界上形成新的条带区,出现晶界迁移和无沉淀区,同时存在晶内和晶界扩散。空洞在三角晶界处萌生,沿横向晶界方向的扩展连结,导致突然断裂。     

对Mg—5Zn—0.6Zr合金超塑性协调变形机制的讨论

本文利用透射电镜观察Mg—5Zn—0.6Zr舍金的薄膜发现,经超塑性变形后,在晶界附近有明显的位错滑移和孪生产生,在个别晶界上有晶界迁移现象,在大部分晶粒内部发生动态再结晶。作者认为,位错滑移是晶界滑动的主要协调机制。孪生是位错滑移协调的辅助机制。晶界迁移可间接起到协调变形的作用。晶界迁移与晶界滑动配合有助于保持变形中晶粒间的连续性。动态再结晶是超塑性变形中的伴生现象。     

5A90铝锂合金超塑性变形的组织演变及变形机理

采用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射以及高温拉伸实验研究了工业化制备的5A90铝锂合金超塑性板材变形过程中的组织演变及变形机理。结果表明:在高温拉伸前对板材进行450℃/30min再结晶退火后,在温度为475℃、应变速率为8×10-4s-1的适宜超塑性变形条件下,可使伸长率由原始状态的480%提高至880%。整个超塑性变形过程展现出不同的变形机制:初始阶段(ε≤0.59),板材以形变组织为主,晶粒取向差逐渐增大,位错运动为该阶段的主要变形机制。当真应变达到0.59时,动态再结晶开始发生,晶粒取向差继续增大,晶界滑动开始启动。当真应变大于1.55时,晶粒继续长大,但长大幅度不大且保持等轴状,该阶段变形机制以晶界滑动为主。     

TC18钛合金的超塑性行为与变形机制

通过高温拉伸实验研究TC18钛合金在温度为720~950℃,初始应变速率为6.7×10~(-5)~3.3×10~(-1)s~(-1)时的超塑性拉伸行为和变形机制。结果表明:TC18钛合金在最佳超塑性变形条件下(890℃,3.3×10~(-4)s~(-1)),最大伸长率为470%,峰值应力为17.93MPa,晶粒大小均匀。在相变点Tβ(872℃)以下拉伸,伸长率先升高后下降,在温度为830℃,初始应变速率为3.3×10~(-4)s~(-1)时取得极大值373%,峰值应力为31.45MPa。TC18钛合金在两相区的超塑性变形机制为晶粒转动与晶界滑移,变形协调机制为晶内位错滑移与攀移;在单相区的超塑性变形机制为晶内位错运动,变形协调机制为动态回复和动态再结晶。     

Al-6Cu-0.5Zr合金超塑变形后微观结构的研究

相分析表明该合金由Al基固溶体和CuAl_2、ZrAl_3两种粒子所组成。合金超塑性变形后,利用标记线法测定了晶界滑移量对总变形量的贡献为60％左右。在δ≈30％的试样上观察到晶界变宽,在晶界上呈现折皱区,并在遇到第二相时改变方向。透射电镜分析表明,晶界滑移时出现晶界位错,在三晶交界处或晶界坎处向晶内激发位错,晶界是位错源与壑,激活的晶内位错通过滑移和攀移会形成位错亚晶界,晶内位错的激活与运动是晶界滑移的重要协调机制,晶界滑移与晶界位错运动有关。合金超塑性变形时,在晶界和CuAl_2相界处有空洞形成,研究了空洞面积分数与面缩率的关系。靠近断口处,空洞数和面积分数急剧增加,说明空洞的增殖、扩展和连接导致断裂。     

喷射成形超高碳钢超塑性变形后的微观组织

研究了喷射成形超高碳钢的超塑性及其变形前后的显微组织.变形前,喷射态超高碳钢的组织为典型珠光体组织,而变形后,珠光体中的条状碳化物逐渐发生碎化和球化,并弥散分布于晶界处,此外,在铁素体基体中以及碳化物颗粒周围出现了高密度位错亚结构,而基体铁素体晶粒也有所伸长.喷射成形超高碳钢超塑性微观机制是以晶界滑动为主,晶内变形以及位错蠕变起了协调作用.     

AZ31镁合金连续变断面挤压变形行为及组织演变

采用大变形量的连续变断面循环挤压工艺对铸态AZ31镁合金进行不同道次的挤压变形,分析了其在变形到断裂过程中的受力情况和微观组织变化。研究表明:随着变形次数的增加,铸态AZ31镁合金晶粒不断被细化,10道次变形后,晶体内的不均匀变形被消除,粗大的晶粒全部变为细小的等轴晶,晶界上的第二相和杂质也均匀地分布在晶粒间;变形过程中发生了动态再结晶,原始粗大晶粒在形成细小等轴晶的同时仍能保持原有晶体位置的遗传性;变形过程中主要以孪晶为主,锥形裂纹末端为沿晶和穿晶结合型断裂,侧面为单一型穿晶断裂,并且裂纹两边显微组织存在较大差异性。     

40CrNiMoA钢超塑流变初期形变诱发连续再结晶过程的研究

用 TEM 研究了40CrNiMoA 钢超塑变形初期的动态回复、动态再结晶过程,结果发现:随应变量的增加,多边化形成的小角度亚晶界不断吸收晶格位错而逐渐转变为大角度晶界,为晶界滑动提供了条件.     

5083铝合金的热变形组织演变及晶粒度模型

通过等温压缩实验、光学显微镜与透射电镜研究了变形温度300~450℃、应变速率0.01~1s-1、真应变0.36~1.2范围内变形条件对5083铝合金热变形组织演变的影响。结果表明:升高热变形温度或降低应变速率均可促进5083铝合金的动态再结晶发生,使变形后5083铝合金位错密度降低,再结晶晶粒尺寸增大;随着应变量的增加,变形后合金的位错密度降低,动态再结晶程度增大。根据唯象理论的指数模型,利用线性回归方法建立了5083铝合金动态再结晶晶粒度模型,模型计算值与实测值吻合良好,平均相对误差仅为4.6%。     

QAL_(10—3—1.5)铝青铜超塑变形机制分析

本文研究了硬度相差较大的两相合金QA110-3-1.5铝青铜超塑变形机制。其中的α相较硬,晶粒不易变形,β相较软,晶粒易于塑性变形,且没有固定形状。晶界滑动是超塑变形的主要机制,晶内位错滑移和扩散蠕变则对晶界滑动起着协调作用。     

压下率对轧制单层晶极薄带晶界滑移特性的影响

采用退火态单层晶轧制铜箔为原料,进行不同压下率的箔轧.以多晶体位错滑移及塑性流动机制为基础,建立了考虑潜在硬化和晶格转动效应的率相关晶体滑移本构模型,分析了压下率对轧制单层晶极薄带晶界附近区域变形分布特性、取向演化和滑移系激活规律的影响,并探讨其机理.确定了合理的材料本构参数,铜箔拉伸实验与晶体塑性有限元模拟得到的应力-应变曲线一致.所建立的晶体塑性有限元模型,可很好的模拟最大压下率达到80%时轧制单层晶铜箔的变形过程.结果表明:1)由于晶粒形状、晶界及晶粒取向的作用导致晶内-晶间变形分布非均匀性;2)由于晶粒间复杂的相互作用导致晶粒取向主要绕横向(TD)进行旋转,且旋转角度和取向分散度随压下率的增加而增大;3)在晶内-晶间不同区域的滑移系启动存在显著差异,启动滑移系随压下率的增加而增多,当压下率小于等于60%时,在晶粒表层和晶界处,滑移系成对发生启动,当压下率达到80%时,表层和晶界处为多滑移系启动情形;4)滑移最先从晶粒表层和晶界处开始,然后向晶粒内部延伸.     

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.     

D6A钢在轧制过程中的强韧化机理EI北大核心CSCD

通过轧制-热处理工艺能够使D6A钢的强度显著提高。为了探究其强韧化机理,本实验采用热轧及两相区温轧退火工艺,获得微米级D6A合金钢样品,微观组织为铁素体基体及粒状渗碳体。通过室温拉伸实验、SEM、X射线衍射、EBSD等手段对实验钢的显微组织和力学性能进行表征,结果表明:随着变形量的增加,晶粒尺寸由4.5μm细化为1.5μm,渗碳体的含量逐渐增加,小角度晶界的比例升高,屈服强度和抗拉强度不断增加,伸长率略有降低,说明轧制过程使亚晶粒的尺寸不断降低,晶界面积增加,位错滑移受到的阻力增大。同时,本研究对不同轧制变形量实验钢的位错密度进行计算,当轧制变形量为88%时,位错密度最高,此时加工硬化的程度最高。随着变形量的增加,第二相强化和晶粒细化引起的强度增量呈不断上升的趋势,位错强化引起的强度增量先升高后降低,D6A钢的主要强化方式为第二相强化、细晶强化及位错强化。     

预变形程度和变形温度对CoCrFeMnNi高熵合金的变形机制及后续再结晶行为的影响

使用电子背向散射衍射技术研究了预变形程度和变形温度对CoCrFeMnNi高熵合金的变形机制和后续再结晶行为的影响。结果表明,在低应变量条件下,变形温度对CoCrFeMnNi高熵合金的形变微观组织没有显著的影响,形变机制均以位错滑移为主导;在室温下变形,随着应变量的增大位错滑移和孪生变形共同主导变形。在低温退火条件下预变形程度对再结晶行为也没有显著的影响,难以发生再结晶。但是在高温退火条件下,变形程度的提高使再结晶晶粒显著细化和∑3晶界的比例大幅度提高。     

AZ31镁合金热锻后的组织与性能的研究

研究了变形温度和变形量对AZ31镁合金组织性能的影响.结果表明:随着变形量的增加,孪晶数量减少,在400℃变形量为10%时,出现动态再结晶晶粒.随着温度升高,孪晶减少甚至消失,当温度达到350℃时,在晶界和孪晶界观察到细小的再结晶晶粒,温度继续升高,再结晶晶粒会出现长大现象.材料的抗压强度随着温度的升高先增加后减小.     

7050铝合金高温变形过程中的微观组织特征

研究了7050铝合金在温度为460℃,应变速率分别为1.0×10-4s-1和 0.1s-1条件下的高温拉伸变形过程.结果表明:7050铝合金在高温拉伸过程中平均晶界取向差角与真应变之间保持比例关系,晶粒尺寸随变形的进行而增加.晶粒的长径比在变形条件为460℃/1.0×10-4s-1变形时基本保持不变;而变形条件为460℃/0.1s-1时,晶粒长径比则随着变形的进行而增加.微观组织结果表明,7050铝合金在460℃/1.0×10-4s-1的变形过程中,软化机制为连续动态再结晶,而变形条件为460℃/0.1s-1时,软化机制为动态回复.连续动态再结晶过程中平均晶界取向差角的持续增加与亚晶界的迁移和变形过程中晶界吸入位错有关.     

SiCW/ AZ91 镁基复合材料及AZ91镁合金的高温变形行为

利用Gleeble-1500 对SiC_W/ AZ91 复合材料和AZ91 镁合金在温度为423～723 K、应变速率为0.002～0.25s-1 、最大应变量为60 %的条件下进行高温压缩变形行为的研究。测试了其真应力-应变曲线, 观察了变形后的显微组织。结果表明: 晶须的转动和折断导致复合材料的应变软化现象较合金明显; 复合材料和合金的应变速率敏感指数(m) 和表观激活能(Q) 均随温度的升高而增大; 晶须的加入细化了晶粒, 使复合材料的m 值比合金高; 同时晶须的加入也限制了位错交滑移和晶界的迁移, 因此复合材料的Q 值比合金高; 压缩变形过程中, 合金和复合材料发生了动态回复和动态再结晶。