Pb-Sn共晶合金超塑变形时晶粒三维重排物理模型的建立

利用动态定点观察和对界面易动性的测试,发现 Pb—62Sn 双相(α+β)合金的超塑性变形是借助晶粒三维重排和转动而实现晶粒沿拉伸轴方向重新排列的过程。由于α相和β相晶粒易动性的程度不同,导致各自的重排方式有很大差别。文中提出了一个双相合金超塑性变形晶粒三维重排模型。作者认为:在超塑性变形初期,晶界滑动主要是以晶界位错运动实现的,当晶界产生微空洞时,则由晶界位错运动和晶界空洞运动共同实现的;不同界面对晶界滑动的协调方式不同:β/β界面是以晶界迁移的方式协调,而α/β界面则以β相一侧晶界附近区域的塑性变形方式进行协调。     

超塑20钢的空洞与断裂行为

本文在获取２０钢超塑性的基础上，对其空洞与断裂行为进行了研究，通过观察空洞的产生和测定空洞的长大，提出了一种超塑材料空洞的形核模型。研究确认，超塑２０钢的断裂由沿晶和穿晶两种断裂类型组成。     

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。     

铍青铜(QBe2)超塑性与动态再结晶

本文研究了硬化态铍青铜(QBe~2)的超塑性与动态再结晶。试验表明,合金在550℃和ε=1.75×10~(-4)s~(-1)条件下拉伸变形,获得最高延伸率780％,流动应力为0.075kg/mm~2。合金通过动态再结晶(ε≈0.3)形成等轴晶粒(等轴比1.12～1.22)。高速变形时晶粒尺寸会超细化,这可能是发生连续动态再结晶所致,但延伸率不高。第二相粒子会促进动态再结晶形核和通过钉扎晶界来保持细晶粒组织。     

TC6钛合金的超塑变形机制研究

提出了一种全新的超塑性研究方法：基于m值的高效超塑变形机制。采用该方法对TC6钛合金进行高温拉伸实验,研究其超塑性能,并与最大m值法超塑性进行比较分析。实验结果表明,细晶组织的该合金具有优良的超塑性,最佳变形温度在900℃,最大m值超塑变形可以获得20倍的最大延伸率;基于m值的高效超塑变形可以显著提高超塑成形效率,在获...     

QBe2铍青铜合金固溶工艺与组织性能研究

为了研究固溶保温时间对QBe2铍青铜合金组织性能的影响规律, 对QBe2铍青铜合金进行790 ℃固溶处理, 保温时间为30～120 min, 并在流动清水中快速冷却以使富铍相充分固溶于基体中, 获得可以产生沉淀强化的过饱和固溶体, 分析了不同固溶保温时间对合金力学性能、电性能及微观组织的影响.结果表明, 当固溶保温时间...     

30CrMnSiA钢超塑流变中的力学行为和显微组织的研究

经两次调质热处理细化的30CrMnSiA 钢在770℃以■=2.78×10~(-4)·S~(-1)的应变速率拉伸下呈现了良好的超塑性:δ=867%,σ=34.3MN/m~2,m=0.41。在拉伸时,经预处理的非平衡组织会经碎化而变成微细等轴的晶粒组织,并具有两相体积分数近似相等的α+v 双相组织。这种组织在超塑性流变过程中具有很高的稳定性。此钢对空洞的敏感性比较低,但在变形后期,由于空洞的形成、长大和连接而导致试样呈空洞型沿晶断裂。     

稀土元素对铍青铜(QBe2)组织和性能影响的研究

本文研究了不同含量稀土元素对铍青铜(QBe_2)组织和性能的影响,并对稀土在QBe_2合金中的存在形式及其对时效过程的影响机理作了初步的探讨。试验证明,稀土可微量溶入α固溶体,而后出现富稀土的新相,其数量随稀土量的增加而增多,在新相周围有一富Ni区。微量稀土的加入可使QBe2_合金的晶粒粗化,β相减少,明显地抑制晶界反应,且提高时效初期的扩散激活能。在QBe_2合金中加入适量的稀土可使其抗拉强度、弹性极限、高温硬度、导电率和在NaCl溶液(3％水溶液)、1NH_2SO_4溶液中的耐蚀性均有所提高,适量加入稀土的QBe_2合金可在生产中推广使用。     

超塑性研究的进展、方向及变形机理

本文介绍了超塑性研究的进展和在工艺与理论上取得的重要成果。对超塑性研究指出三个重要方向。对超塑性变形提出“显微多重效应”的可能性和合金按相数和两相强度分类进行机理研究。     

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。     

双相合金超塑性变形晶粒长大的模式

由应变促进晶粒长大是双相(α+β)合金超塑性变形中的重要组织效应。晶粒长大的驱动力来自界面滑动而造成的界面能升高。由于双相合金各界面的易动性和迁移性的不同,致使β相以晶界迁移的方式长大;α相以相遇合并的方式长大。两相晶粒的长大规律均符合下式: d=Aε~B+d_0 本文提出一个双相合金超塑性变形晶粒长大模型。     

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。     

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。     

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。     

铝锌镁锆合金超塑变形后位错结构与空洞长大的研究

本文对铝锌镁锆合金超塑变形后位错结构及空洞长大规律进行了研究。实验证明该合金在晶界滑移中存在位错蠕变的协调机制。在超塑变形中出现了品界位错并参与了品界滑移,它们是由晶界吸附晶格位错而形成的,或由晶界结构本身在品界滑移中形成的。各种应变速率下测定了空洞长大速率的参数η,探讨了η与 m 值的关系。     

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.     

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