考虑空洞演化效应的金属超塑性变形理论

根据金属超塑性变形时一般出现严重空洞化的特点,对金属板料超塑性变形时的屈服准则、空洞长大模型、材料损伤动力学方程、起塑性极科的受拉（包括双向受拉）失稳过程和先稳时的成形极限计算方法,起塑性极科成形极限图的预测以及自由胀形和充模胀形等具体起塑成形工艺考虑空洞演化效应的工艺计算与分析等问题进行了系统全面的研究．从而形成了考虑空洞演化效应的金属起塑性变形理论体系。对考虑空洞演化效应的金属起塑性变形理论中的基本问题作了扼要介绍。     

形变金属Ni位错组态的透射电镜观察

用透射电子显微镜观察了金属Ｎｉ在不同塑性形变下的位错组态。通过透射电镜观察到了位错的胞状结构、滑移带及典型的位错塞积群。结果表明：金属Ｎｉ的塑性变形机制为位错滑移。     

晶内位错在8090铝锂合金超塑性变形中的作用

研究了 8090 合金超塑性变形中的位错行为。透射电镜观察表明晶内位错产生于三角晶界,晶界台阶和粒子处。在变形初期,晶内位错滑移相当活跃;在变形中期,晶内位错发生回复形成亚晶界;至变形末期,虽然位错回复过程没有停止,但位错滑移协调机制变得更重要了,研究指出,位错滑移是变形初期的主要变形机制。动态回复和位错滑移都是晶界滑动的协调机制。而且,螺型位错与空位交互作用形成不能滑动的卷位错提高了晶内畸变能,促进了动态再结晶。     

锌铝共析合金的超塑性变形组织特征

用电镜等手段对室温下超塑性变形中的Ｚｎ－２２％Ａｌ共析合金的组织变化进行了观察，发现在该合金的α相（富Ａｌ相）＋β相（富Ｚｎ相）２相组织中，在三叉晶界存在亚微观破坏区（破坏了晶粒间的连续性）和显微孔洞，在α，β晶界的某些区域存在条纹带，某些晶粒内部存在大量位错及其缠结．据此，证实该合金超塑性变形的主要机制是新晶粒挤入及晶界滑动．孔洞和位错运动松弛晶界活动引起的应力集中，能协调晶界滑动的连续进行．条纹带是晶界迁移的结果．     

金属间化合物的价电子结构对其均匀塑性变形的影响

依据余氏理论提出了均匀变形因子ａ，分析了其对金属间化合物塑性变形的影响，结果表明 ａ与延伸率δ有好的对应关系。     

塑性变形对Cu-Ni-Fe合金失稳分解组织形态的影响

通过电子显微分析研究了塑性变形对４５Ｃｕ ３０Ｎｉ ２５Ｆｅ(原子数百分数)合金失稳分解组织形态的影响·塑性变形不仅向合金组织中引入了高密度位错,还会造成大量的孪晶·固溶处理后水淬的合金,经冷轧变形７５％后再在９００℃时效２ｈ,失稳分解组织的形态变为近等轴状·固溶处理后炉冷至７００℃、并在空冷至室温后冷轧变形８０％的试样,经６００℃时效５０ｈ后,失稳分解的组织形态由变形前的编织状也转变为等轴状·同时塑性变形能够促进失稳分解组织的不连续粗化     

超位错芯及其交滑移对Co_(74)Ni_3Ti_(23)单晶体临界切应力的影响

本文通过对 Co_3Ti 单晶体的塑性变形研究,揭示了 Co_3Ti 的强度随温度呈复杂变化的特性,尤其是随温度升高时它所表现出的高强度,对发展耐热合金有很大的意义.     

塑性变形和热处理工艺对白口铸铁组织及性能的改善

大于2.11％C的白口铸铁中含有大块且又分布不均匀的渗碳体,其塑性和韧性很差。本文采用塑性变形及热处理等4种方法,最终得到了细小碳化物均匀分布在铁素体基体上的理想组织。具有这种球化组织的铸铁,强韧性有了提高,且在650～850℃温度范围变形表现出良好的超塑特性。     

超塑变形中的多机制效应

通过电镜观察发现:在超塑变形中由于微观组织的差异,不同晶粒的变形行为不同,因此产生了多机制效应。总应变速度为三种主要变形机制(扩散蠕变,晶界滑移和位错蠕变)产生的应变速率之和.在铝锌镁合金中测量了各机制对总变形的贡献,验证了多机制效应的存在.     

7475铝合金超塑变形中的显微结构变化

对质点强化型的高强度7475铝合金超塑变形中显微组织变化进行了研究。结果表明,在超塑变形中发生下面三个连续过程:(1)位错从晶界发出;(2)位错攀移越过晶内弥散分布的第二相质点;(3)位错消失于晶界。位错密度随应变的增加而增加。位错攀移越过弥散质点的过程是合金超塑变形的速控过程,超塑变形的主要机制是晶界滑移伴随晶内位错运动。     

金属超塑状态下正挤压变形力的工程计算

利用主应力法，结合金属超塑性力学方程，推出了金属超塑性正挤压变形力的计算式；对Ｔａｎｇ Ｓ提出的金属超塑性挤压模型进行了订正和改进，采用锌铝共析合金对理论计算公式进行了实验验证。     

微细晶粒超塑变形模型

本文根据微细晶粒LC4合金的超塑变形试验结果,分析了超塑变形的微观过程,提出一个基于非固有晶界位错运动的超塑变形模型。根据此模型及其本构方程,当晶粒较大变形温度较高时,ε∝σ~2/d,且超塑变形过程由体自扩散所控制,变形的激活能约等于体自扩散激活能;当晶粒较小变形温度较低时,ε∝σ~2/d~2,且该过程由晶界自扩散所控制,变形的激活能约等于晶界自扩散激活能。在8.2～11.5μm 的晶粒尺寸和445～505℃条件下,根据此模型计算得到的 LC4超硬铝的超塑变形应变速率与实测数据符合得颇好。     

大晶粒TiAl基合金的超塑性变形行为

研究了大晶粒Ti-47％Al-2％Mn-2％Nb-1％B合金的高温变形行为.该合金具有近等轴γ组织,其间均匀分布着少量极细的α2相.测试在空气中进行,试样用釉涂覆加以保护,温度为1025～1100℃,初始应变速率范围为(0.04～1.28)×10     

超塑性压缩变形的理论计算及比较

本文论述了超塑性压缩变形的粘塑性有限元计算方法,对硬铝压缩变形进行模拟计算,得到变形过程中的速度分布、应变率分布,应变分布、应力分布等一系列变形流动信息; 与计算圆柱体超塑性压缩流动应力的上限法、滑移线法和变分法进行比较.计算表明,有限元法和变分法的结果比较接近实验数据.     

7475铝合金超塑变形空洞长大的研究

对细晶7475铝合金在超塑变形中空洞长大行为的研究结果表明:在最佳变形条件下进行超塑拉伸时,当空洞半径r<1μm时,空洞按扩散机制长大。当空洞半径r>1μm时,空洞按幂规律长大。在空洞半径为1μm5μm时,实验得到的空洞长大速率高于理论值,并且随着空洞尺寸的增加,实验和理论的偏差值加大。     

7475高强铝合金超塑变形空洞形核研究

利用高压电镜和金相显微镜对7475高强铝合金超塑变形中的空洞形核问题进行了研究。结果表明空洞主要形成在超塑变形过程中,而不是形核于形变热处理中。空洞形核的主要原因是晶界滑移在晶界不平整处受阻,产生应力集中。