Zn-5%Al共晶合金超塑性变形特性的研究

研究了热轧态的Zn-5％Al共晶合金超塑性变形的力学行为及其显微组织的变化。结果表明:温度和应变速率对合金超塑性的力学性能影响很大。由于Zn-5％Al共晶合金具有优良的稳定组织,其最佳超塑性出现在较高的温度(300℃)和中等应变速率(1.67×10~(-4)s~(-1))条件下。随着温度提高到340℃,热长大已成为晶粒长大的主要因素。提高变形温度(300℃),可以使Zn-5％Al合金以较小的应力(25 MPa)和较高的应变速率(1.67×10~(-2)s~(-1))超塑性变形。     

Zn-22%Al合金电致塑性效应中位错激活的动力学分析

对Zn-22%Al合金进行超塑变形时,同时施以高密度脉冲电流,合金的延伸率和应变速率敏感性指数均得以提高.主要变形是晶内变形和晶界变形共同的结果,并发生动态回复和动态再结晶.讨论了位错运动的动力学,认为塑性变形是位错激活的结果.位错运动前的瞬间,位错所受的电子风力是最大的,对于运动的位错实际所受电子风力大小,由于多个因素对电子风力不同程度的影响,只能是半定量的计算.     

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。     

轧制工艺对8090合金超塑变形的影响

研究了350℃热轧和室温冷轧对8090合金超塑性的影响,变形结果表明,热轧态的8090合金的最佳延伸率为530％,而冷轧的达到630％,透射电镜观察及晶界角度测量结果表明,冷轧试样获得了较小尺寸的位错胞,在超塑变形初期冷轧试样中的应变诱发再结晶比热轧的快,在δ=25％时,冷轧试样的大角度晶界(≥10℃)分数为0.67,而热轧的只有0.48,研究指出,应变诱发再结晶细化晶粒和提高大角度晶界分数的作用明显地影响合金的超塑性能。     

轧制工艺对8090合金超塑变形的影响

研究了350℃热轧和室温冷轧对8090合金超塑性的影响。变形结果表明,热轧态的8090 合金的最佳延伸率为530％,而冷轧的达到630％。透射电镜观察及晶界角度测量结果表明,冷轧试样获得了较小尺寸的位错胞,在超塑变形初期冷轧试样中的应变诱发再结晶比热轧的快。在δ=25％时,冷轧试样的大角度晶界(≥10°)分数为0.67。而热轧的只有0.48。研究指出,应变诱发再结晶对细化晶粒和提高大角度晶界分数的作用明显地影响合金的超塑性能。     

Zn-22%Al合金超塑性的m-C-δ(或 m-k-δ)关系的研究

在本文中,采用160,200,230,250℃四种温度和0.5×10~(-2),0.75×10~(-2),1×10~(-1),1.5×10~(-1)min~(-1)四种应变速率对于 Zn-22%Al 共析合金的 m-C-δ或 m-k-δ关系(简称 m-δ关系)曲线进行了研完。在曲线上表现为,m 值在一定的应变量(“极限”应变量)以内,随应变(δ)的增加而快速增高。超过“极限”应变量后,变为缓慢增高或缓慢下降,直到断裂。因此,可以肯定在一定的条件下,存在和该合金的起始应变δ_0(=0.00%)拉伸期间各个阶段的瞬时应变,δ_Ⅰ(δ_(Ⅰ1),δ_(Ⅰ2),δ_(Ⅰ3),……),拉断时的总延伸率δ_(?)相对应的 m_0(≠0),m_Ⅰ(m_(Ⅰ1),δ_(Ⅰ2),δ_(Ⅰ3),……),m_F 值和 k_0(≠0),k_Ⅰ(k_(Ⅰ1),k_(Ⅰ2),k_(Ⅰ3),……),k_F 值。C_0=k_Ⅰ/k_0=1,C_Ⅰ=k_Ⅰ/k_0,C_F=k_F/k_0(见方程式,σ=kε~m,其中σ为流变应力,(?)为应变速率,m 为流变应力的应变速率敏感性指数,k 为系数[1])。m,δ和 C 之间的关系可以由下面的 m-δ关系式(或称 L.Q.方程式)[2,3]表达:δ_F(%)=[C_F(?)~(m~F-m~(?))-1]×100(试棒拉断)或δ_Ⅰ(%)=[C_Ⅰ(?)~(m_Ⅰ-m_0)-1]×100(试棒不拉断)其中 m_0 和 C(C_Ⅰ和 C_F)均为任意常数~**由实测 m-δ关系曲线外推,获得了各试验条件下的 m_0和 m_F 值。由有关数据,根据 L、Q、m-δ方程式计算出来了和不同应变量(δ)相对应的 C(C_Ⅰ和 C_F)值。C-δ关系成近似的直线关系。直线的斜率在“极限应变”处发生突然减小。     

钢中碳化物在恒温超塑变形过程中的组织变化

提要在透射电镜下对CrWMn和9SiCr钢中的碳化物在恒温超塑变形过程中发生的组织变化进行了大量的观察和定量分析.发现与单纯温度作用小的长大相比,碳化物的长大速度明显加快、并能长大到更大的尺寸;稳定性较好的碳化物在超塑变形过程中稳定性也较好,因而有利于稳定钢的超细晶粒组织而提高其超塑性能.     

LC_4合金超塑拉伸时的力学行为和空洞形成

研究了细晶LC_4铝合金在400—520℃温度范围内,初始应变速率为10~(-2)—10~(-4)S~(-1)条件下拉伸时的力学行为及显微空洞的变化。结果表明材料呈现出良好的各向同性。平行及垂直于轧向拉伸到相同应变时空洞分布相同,并且空洞总是沿平行于拉仲轴的方向排列。进一步分析可以说明空洞不是在形变热处理当中大的Fe,Si夹杂物处形核,空洞形核主要发生在超塑变形中。     

晶粒度对Zn—Al共析合金超塑变形的影响

本文研究了各种应变速率下,不同晶粒度对超塑流变应力的影响,建立了1gδ-1gδ的关系曲线,发现在从1.5×10~(-5)/秒-9.6×10~(-4)/秒的范围中,1gδ-1gδ是一组平行的直线,实验证明对Zn-A1共析合金采用超塑流变经验方程是合理的,并对n和P作了测定。 在不同晶粒度下,测定了各种应变速率和最大伸长率的关系。发现超过1.5×10~(-2)/秒,晶粒度增大时,超塑性明显下降,直至发生早期断裂。说明在一定应变速率下,超塑性对晶粒度是很敏感的。     

PM Al—Li合金高应变速率超塑变形过程中的孔洞行为

用扫描电子显微镜及拉伸试验研究了PMAl—Li合金高应变速率超塑变形过程中孔洞的形核、长大及其影响因素．结果表明，孔洞主要在三角晶界和晶界突起处形核，其长大由周围的塑性变形控制，随应变速率的提高，孔洞的形核率和长大速率增加；随变形温度的升高，孔洞的长大速率增加，材料对孔洞容纳性提高．     

诸变形因素对Zn-Al超塑合金力学条件影响的实验研究

通过分步回归分析方法,成功地按力学方程σ=K_ε~·m_εn_(e(A/T))的形式,定量地确定了Zn-20Al超塑合金在超塑变形时变形温度T、速度ε及变形程度ε诸因素各自的影响。并且确定了变形速度敏感指数m,硬化指数n及常数K与各变形因素的关系。为进一步研究和了解超塑性力学条件,提供了空间的、直观的变化规律。还讨论了超塑变形时激活因子Q的影响。     

变形金属在等温退火时位错密度的变化

用HTV型莱氏(Leitz)光学膨胀仪研究变形金属等温退火时位错密度的变化。实验结果表明,对于高度变形的面心立方金属电解镍(99.97％)、纯铜 (99.97％)与纯铝(99.76％)和体心立方金属低碳钢(含碳0.19％)来说,在再结晶等温退火条件下,膨胀法是一种有效地估计和研究位错密度变化的手段,并得出等温退火时位错密度随时间的变化符合如下规律: ρ(t)=ρ(0)exp(-Bt)退火一定时间位错密度同温度符合如下规律: ρ(T)=α exp(b/T)。最后根据再结晶动力学的基本观点,可以定性地解释退火时位错密度变化的规律。     

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。     

Cr12MoV合金工具钢的超塑预处理工艺及其超塑变形条件

本文旨在探求Cr12MoV合金工具钢实现超塑性的预处理工艺以及最佳超塑变形温度和速度条件,并就各主要因素对超塑性能的影响进行了实验研究。结果表明,一般淬火处理、奥氏体化固溶—低温循环淬火处理均可使Cr12MoV合金工具钢在一定变形条件下实现超塑性,且经后一种工艺处理后,其延伸率超过了210%。     

Ti--26Nb--4Zr 合金冷轧板材的织构和力学性能

采用 X 射线衍射和室温拉伸方法研究了冷轧变形和固溶处理对 Ti-26Nb-4Zr 合金板材的织构和力学性能的影响.研究发现,50%冷轧时形成了{001}＜uvw＞织构,随着冷变形量的增加,逐渐形成了{121}＜111＞和{001}＜110＞混合织构,＜110＞方向由与轧制方向垂直转到与轧制方向平行.800℃固溶处理后,随着变形量的增加,{111}＜110＞再结晶织构形成并逐渐增强,但＜110＞方向始终保持与轧制方向平行.由于加工硬化及晶粒细化的作用,导致随着变形量增加,冷轧板材的强度逐渐提高,塑性降低.固溶处理后,由于发生再结晶,使得板材的塑性相比冷轧态明显提高.     

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。     

Al-6Cu-0.5Zr合金超塑机制的研究——在超塑流变中的组织变化

本文对Al-6Cu-0.5Zr合金在超塑形变过程中的组织变化及空洞等进行了观察、研究,并对晶界滑动、转动等进行了观察测量。     

稀土量不同的Al－Zn－Mg合金超塑变形中第二相状态

对稀土量不同的Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ合金的第二相进行了测量与研究，给出了合金中第二相状态随稀土量变化的规律．结果表明，第二相明显影响合金的超塑性．     

Ti_3Al－Nb合金中β相基体的变形织构

研究了Ｔｉ－１６％Ａｌ－３０％Ｎｂ合金中立方β相基体在７５０℃压缩变形及退火过程中组织和织构变化的某些特征，结果表明，变形过程中｛１１１｝面平行于压缩面的取向是稳定取向，｛１１０｝面平行于压缩面的取向是不稳定取向。变形过程中各晶粒取向变化不大，退火后织构也无大变化。变形织构主要源自变形前的初始织构。还讨论了β相变形中稳定取向产生的原因以及在变形和退火过程中发生回复的可能性。     

Ti3Al—Nb合金中β相基体的变形织构

研究了Ｔｉ－１６％Ａｌ－３０％Ｎｂ合金中立方β相基体在７５０℃压缩变形及退火过程中组织和织构变化的某些特征，结果表明，变形过程中面平行于压缩面的取向是稳定取向，面平行于压缩面的取向是不稳定取向。变形过程中各晶粒取向变化不大。退火后织构也无大变化变形织物主要源自变形前的初始织构，还讨论了β相变形中稳定取向产生的原因以及在变形和退火过程中发生回复的可能性。