NiAl-Fe金属间化合物超塑性的研究

本文研究了金属间化合物NiAl－Fe的超塑性行为及其机理结果表明：该合金的显微组织由β－NiAl相基体和γ－Ni无序固溶体相组成．在1123—1253K,1．04×10(－4)－1．04×10(－2)s(－1)拉伸变形时,表现超塑性行为．最大伸长率233％,超塑性变形试样的断口呈韧性特征,在断裂区没有空洞产生,通过SEM分析发现,γ相在变形过程中发生碎化、β相存在动态再结晶     

00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢的低温超塑性研究

通过恒温热拉伸的方法研究了太钢生产的00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢的超塑性行为,其中重点研究了该材料的低温超塑性。在850℃的超塑性变形过程中,当初始应变速率为2.5×10~(-3)s~(-1)时,获得了500％的最大延伸率。在800℃～900℃的低温区,δ铁素体分解成γ和σ相,从而导致最终的δ/γ和γ/σ组织。微观组织分析表明:该双相不锈钢超塑性变形的机理是形变诱导相变、晶界的滑移和晶粒的转动。     

变形温度对TC11钛合金超塑性的影响

通过高温拉伸试验研究TC11钛合金在应变速率0.001 s~(-1)、变形温度810～1050℃的超塑性变形行为,并用金相显微镜和透射电镜对变形试样的微观组织进行观察和分析.结果表明,在β单相区,TC11钛合金不能呈现超塑性;而在α+β两相区的810～980℃温度范围内,TC11钛合金呈现出超塑性,且最佳温度在900℃附近,其最大延伸率为595%,此时的超塑性变形过程中有晶内变形、界面滑动、动态再结晶或扩散蠕变的参与,且界面滑动出现在α/β相界面.α相和β相的相对含量对超塑性有较大的影响,初生α相含量在70%附近时对应着TC11钛合金的最佳超塑性.     

Mg-7.0Al-0.2Zn合金的超塑性及其变形机制

研究不具有典型细晶组织的挤压态Mg-7.0Al-0.2Zn(AZ70)合金的超塑性及其变形机制。结果表明:AZ70镁合金具有良好的超塑性变形行为。在380℃及1×10-3s-1的最佳变形条件下,最大伸长率为191.5%。380℃时具有良好的高应变速率(1×10-2s-1)超塑性变形能力,伸长率为161.5%。晶粒尺寸随温度的升高与应变速率的降低而增大。超塑性变形是以晶界滑移为主,表现为变形过程中晶粒组织基本保持等轴,且孔洞沿晶界形成并长大。同时孔洞的长大及连接导致最终断裂,断口形貌显示为典型的韧窝断裂特征。     

SiCP/LYl2复合材料超塑变形局部液相现象分析

用扫描电镜等方法对碳化颗粒强化LY12铝合金基复合材料超塑变形时出现的局部液相现象进行了研究分析.结果表明局部液相是导致该复合材料在518℃以上高温拉伸试样过早断裂的主要原因之一,为该材料超塑成形工艺参数的确定提供了参考依据.     

工程陶瓷材料的制造、加工与超塑性

简要介绍工程陶瓷材料的制造与机械加工研究的进展 ,以及当前我国工程陶瓷材料超塑性研究的结果与动向     

超塑性变形中的孔洞长大模型

本文分析和讨论了超塑性变形中的孔洞长大模型。推导了塑性变形控制的孔洞长大模型,提出了一个改进的二阶段孔洞长大模型。借助于Rice-Tracey理论,将一维应力的孔洞长大模型推广到三维应力状态。本文给出的孔洞长大模型以及应力状态对孔洞长大的影响和一些超塑性材料的实验结果获得很好的吻合。     

大晶粒NiAl超塑性变形及其机理的研究

为解决本质脆性NiAl金属间化合物超塑性加工问题,研究了在高温条件下大晶粒度等原子比NiAl的超塑性变形行为及其机理.结果表明在1 000和1 100℃下,应变速率为1.67×10-4s-1～1.67×10-2s-1,该材料表现出超塑性行为.拉伸延伸率普遍超过200%,应变速率敏感性指数大于0.30.对拉伸试样的金相及TEM分析表明,在高温变形过程中,位错的运动包括滑移和攀移两种方式,超塑性是由动态回复及再结晶过程来实现的.     

提高超塑性挤压变形速度的研究

为提高金属材料超塑应变速率，在摩擦压力机上对ＺｎＡｌ５合金进行超塑性挤压变形，探讨理想的高挤压速度和相应的超塑性温度。     

稀土元素对MB26合金超塑性的影响

通过对稀土元素添加前后镁合金超塑性性能的对比,研究了稀土元素对镁合金超塑性的影响,分析了稀土元素影响镁合金超塑性的原因。