温轧态2618A铝合金高应变速率超塑性的研究

对温轧态２６１８Ａ铝合金在不同温度（４７０～５５０℃）和应变速率为１０￣（－３）～１０￣（０）ｓ￣（－１）范围内的超塑性进行了研究，确定了最佳超塑性变形规范：在５００～５３０℃温度范围内，应变速率为２．８×１０￣（－１）ｓ￣（－１）的条件下，可获得大于２３０％的延伸率，表明该合金具有高应变速率超塑性的特性。     

双相组织TiAl合金在共析温度以下的超塑性

研究了双相组织ＴｉＡｌ合金在温度淡９５０－１０７５℃,应变速度为２×１０＾－４－８×１０＾５１／ｓ的超塑性行为。结果表明,该合金在上述条件下表现出良好的超塑性,拉伸延伸率最高达到４６７％。在温度高于１０２５℃及应变速度不大于７×１０＾５１／ｓ时,应变速率敏感指匀高于０．５,最大值为０．８以上。     

MB26合金超塑性的研究

研究了新型高强度镁合金ＭＢ２６超塑性拉伸、压缩的变形行为。结果表明，热挤压态ＭＢ２６合金不经过任何预处理即具有很好的超塑性。超塑性拉抻时，在４００℃、ε０＝１．１７×１０＾－２ｓ＾－１的变形条件下δ＝１４５０％，σ＝８．７ＭＰａ，ｍ值为０．６；超塑性压缩时，在４００℃、ε０＝８．３×１０＾３ｓ＾－１变形条件下，压缩真应变ε高达２．１８以上，σ＝１８ＭＰａ，ｍ值在０．４以上。     

SiCp／202Al复合材料的超塑性能及断口形貌

熔铸法（ＩＭ）制备的ＳｉＣ颗粒（１４μｍ）增强２０２４Ａｌ复合材料经轧制成材后，在４９０、５１０、５２０和５３０℃，初始应变速率在１．６７￣１０＾－４￣１．６７×１０＾－３ｓ＾－１的范围内进行了超塑拉伸试验。结果表明，在５２０℃、初始变速速率为８．３３×１０＾－４ｓ＾－１，超塑延伸率最大，为２９０％，ｍ值约为０．４９。同时，利用扫描电镜观察断口形貌，分析了变形机理。     

高强度50SiMnVB钢的动态变形行为

在１０＾－５￣１０＾３ｓ＾－１应变速率范围内研究了５０ＳｉＭｎＶＢ钢的变形行为，应变速率增加，流变应力增大，塑性和应变硬化指数无显著改变，提出试验钢具有σ＝Ａ形式的本构方程。     

30CrMnSiA钢的恒温相变超塑性

本文研究了７１０－８４０℃之间的３０ＣｒＭｎＳｉＡ钢的恒温超塑性。重点测试了在共析转变点Ａｃｌ点附近的超塑性指标。研究结果表明，３０ＣｒＭｎＳｉＡ钢具有恒温相变超塑性特性，在Ａｃｌ点温度附近材料延伸率有明显增长，流动应力最低。当初始应变速率为４．２×１０＾－４ｓ＾－１时，经预先调质处理的３０ＣｒＭｎＳｉＡ钢最大延伸率为６０８％，最低流动应力为５５ＭＰａ，与７１０－７４０℃温度区间内的研究结果相比延     

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。     

热轧态TiAl基金属间化合物超塑性研究

热轧态ＴｉＡｌ基金属间化合物在高温下拉伸时可以产生超塑性变形。材料在１１０００℃，初始应变速率５＊１０＾－４ｓ＾－１条件拉伸时，最大延伸率δＦ达到３４０％。     

Ti—47Al—2Mn—2Nb—0.8TiB2合金的动态拉伸性能

采用自制的Ｈｏｐｋｉｎｓｏｎ拉杆装置,在２０＾－１０＾３ｓ＾－１应变速率范围内了近全片层组织Ｔｉ－４７Ａｌ－２Ｍｎ－２Ｎｂ－０．８ＴｉＢ２合金的拉伸力学性能。发现动态强度明显高于静态强度,前者与应变速度之间遵循线性关系,后者遵循半对数线性关系;室温塑性随应变速率变化而波动,变化范围不大。     

金属材料拉伸的高应变率增塑现象及分析

用动态拉伸法研究了三种金属材料塑性随应变率的变化而变化的情况,应变率范围为１０＾－４￣１０＾３ｓ＾－１研究发现,随着应变率的升高,三种金属的塑性都有不同程度的提高。其中３０ＣｒＭｎＳｉＮｉ２Ａ淬火态在０．５ｍｍ·ｍｉｎ＾－１加载速率时延伸率仅为７０％,而在４０ｍ·ｓ＾－１时为１４．５％,提高了一倍多,表现出典型的高应变率增塑现象,微观实验及分析表明,高应变率增塑现象的机理和高应变率导致的温度升高,     

喷雾沉积法制造的铝基复合材料的超塑性

喷雾沉积法制造的ＳｉＣＰ／ＬＹ１２复合材料经热压和热正挤压后，晶粒得以细化，ＳｉＣＰ分布的均匀性大大改善。超塑性拉伸试验结果表明：ＳｉＣＰ／ＬＹ１２复合材料具有超塑性；变形温度、应变速率对极限延伸率和应变速率敏感性指数ｍ值均有较大的影响。在变形温度为５００℃和初始应变速率为１．０×１０－３ｓ－１时，获得的极限延伸率为３４５％。     

铝基复合材料的超塑性EI

采用新型的喷雾沉积法制备了１０ｖｏｌ％ＳｉＣｐ／ＬＹ１２铝基复合材料，并进行超塑性变形研究。结果表明：喷雾沉积法制备的铝基复合材料晶粒细小、组织均匀、致密，所以微观结构较好；该材料经热等静压和等温热正挤压后，具有良好的超塑性；该复合材料超塑性变形时的最佳条件是变形温度为４８０℃和初始应变速率为１．０×１０－３ｓ－１此时的应变速率敏感性指数为０．５３，最大延伸率为３４５％。     

室温应变速率及Al含量对FeAl合金拉伸性能的影响

研究了初始应变速率在１．３９×１０＾４￣６．９５×１０＾－１ｓ＾－１范围内Ｆｅ－４０Ａｌ的室温拉伸性能。结果发现，应变速率对ＦｅＡｌ合金室温下的断裂延伸率屈服强度和抗拉强度均有不同程度的影响，其中对断裂延伸率的影响最为显著。应变速率对ＦｅＡｌ合金力学性能的影响程度还与Ａｌ含量有关，Ｆｅ－３６．５Ａｌ较Ｆｅ－４０Ａｌ合金受应变速率的影响更大，研究结果还表明，Ａｌ含量还影响着ＦｅＡｌ合金拉伸断口中穿晶     

热轧态TiAl基金属间化合物超塑性研究

热轧态ＴｉＡｌ基金属间化合物在高温下拉伸时可以产生超塑性变形。材料在１１００℃、初始应变速率５×１０－４ｓ－１条件拉伸时，最大延伸率δＦ达到３４０％。本文研究了热轧态ＴｉＡｌ基金属间化合物在超塑性变形过程中组织的演变过程以及其与力学参数ｍ、γ之间的关系，并讨论了试验条件对材料超塑性性能的影响。     

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     

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     

聚氨酯泡沫塑料冲击力学性能的实验研究

通过落锤冲击试验，研究了硬质聚氨酯泡沫塑料的冲击力 学性能，得到了初始应变率为１０＾１￣１０＾２ｓ＾－１的应力－应变曲线，并且同低应变率下材料的应力－应变特性进行了比较，针对不同密度的泡沫塑料，确定了它们的冲击强度模量，比较了它们的吸能特性。     

钇铝榴石晶体的超高温强度和流变性

在温度高达２０２３Ｋ，可控氧分和不同应变速率条件下，对钇铝榴石晶体进行了蠕变实验，研究表明，钇铝榴石晶体的脆－延性转变温度高达１８３３Ｋ，在温度低于２０２３Ｋ和应变速率大于１０＾－５．ｓ＾－１的条件下，其蠕变流动强度高于３０００ＭＰｑ对钇铝榴石晶体蠕变机制的研究表明，其高温塑性变形起因于晶体的位错滑移，晶体在高温下的高强度与其很高的Ｐｅｉｅｒｉｓ力相关，钇铝榴石晶体在高温晶体稳定性和超高强度使其菜     

压力浸渗SiCW/LY12复合材料的超塑性

对压力浸渗、小挤压比挤压以及进一步扎制制备的β－ＳｉＣ晶须增强ＬＹ１２铝基复合材料的超塑性变形行为进行了研究。研究表明：该复合材料在温度７８８￣８０８Ｋ、初始应变再率为３．３×１０＾－３￣３．３×１０＾－２ｓ＾－１的条件下超塑性变形时,延伸率为２００％￣３７０％。     

25SiCW／LD2复合材料超塑变形过程中的组织形态及其变化

采用挤压铸造法制成复合材料并进行了热挤压，对上述材料进行了超塑拉伸实验，当拉伸温度为５７０℃，应变速率为２．０×１０＾－３ｓ＾－１时得到２８０％的延伸率，用ＴＥＭ观察了超塑变形过程的组织结构，结果表明，在变形过程中晶粒始终保持等轴状，位错珠形态随变形量的增大不断变化，逐渐形成缠结及胞状结构，江变形量超过５０％时出现层错与孪晶，它们对超塑变形起一定的作用。