Mg-Y-Nd-Zr合金的高温变形行为与热加工性能

研究了一种Mg—YNd—Zr合金在300--500℃和应变速率为0．001—1s^-1条件下的高温变形行为利用动态材料模型构建了热加工图，结合组织观察结果认为，该合金在450—500℃、应变速率约为0．01s^-1。条件下发生动态再结晶；而温度高于450℃、应变速率约为0．005s^-1时，材料发生晶界开裂；温度低于350℃、应变速率约为0．01s^-1时，材料在变形过程中由于机械孪生导致开裂；温度为450℃左右、应变速率高于0．5s^-1时，材料在变形过程中发生剪切开裂．     

THERMALLY ACTIVATED DEFORMATION AND DYNAMIC STRAIN AGING OF Zr–4 ALLOY DURING STRESS RELAXATION

采用应力松弛实验研究了Zr--4合金的热激活变形与动态应变时效现象. 结果表明, 合金在应力松弛过程中的塑性变形速率随松 弛时间的增加而减小, 塑性变形速率和松弛结束时的应力降低比率在623 K附近都会出现最小值. 对位错运动的激活体积分析发现, 锆合金中位错运动的速率控制机制是位错克服溶质原子的障碍, 动态应变时效会导致位错运动的激活体积增大, 623 K附近动态应变时效最为显著, 位错密度会对合金的动态应变时效产生影响.     

固溶处理对Ni-Co基高温合金反常动态应变时效的影响

研究了亚固溶和过固溶处理对Ni-Co基高温合金在400和450℃和不同应变速率下拉伸时的锯齿状塑性失稳现象的影响.实验结果表明,过固溶合金的晶粒尺寸和二次γ′相间距大于亚固溶合金.2种固溶处理后的合金都表现为反常动态应变时效,其锯齿状流变现象都是由置换固溶原子和可动位错的相互作用引起的.2种固溶处理后锯齿状流变的临界应变量的差别与合金内二次γ′相的间距和塑性变形时合金内位错密度有关;其应力差值的区别与塑性变形时合金内位错密度及由晶界控制的扩散有关.     

复合细化超细晶纯锆动态再结晶模型研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机对晶粒尺寸为200~250nm的复合细化超细晶纯锆在变形温度为300~450℃,应变速率为0.001~0.05 s^-1的范围内进行单向热压缩实验。结果表明:热加工参数对超细晶纯锆流动应力影响很大。通过实验数据以及显微组织分析可知,在较高的变形温度和较低的应变速率下更容易发生动态再结晶;构建了超细晶纯锆的临界应变模型,得出其温度补偿应变速率因子Z与εc(临界应变),σc(临界应力),εp(峰值应变)和σp(峰值应力)间的关系;建立了超细晶纯锆动态再结晶体积分数模型,可以看出其动态再结晶发生的阶段为应变0.1~0.45。     

复合细化超细晶纯锆动态再结晶模型研究（英文）

采用Gleeble-3800热模拟试验机对晶粒尺寸为200～250nm的复合细化超细晶纯锆在变形温度为300～450℃,应变速率为0.001～0.05 s-1的范围内进行单向热压缩实验。结果表明:热加工参数对超细晶纯锆流动应力影响很大。通过实验数据以及显微组织分析可知,在较高的变形温度和较低的应变速率下更容易发生动态再结晶;构建了超细晶纯锆的临界应变模型,得出其温度补偿应变速率因子Z与εc (临界应变),σc (临界应力),εp (峰值应变)和σp (峰值应力)间的关系;建立了超细晶纯锆动态再结晶体积分数模型,可以看出其动态再结晶发生的阶段为应变0.1～0.45。     

含Ⅰ相Mg-Zn-Y合金的高温变形行为和加工图（英文）

通过热压缩试验(温度300~450℃,应变速率0.001~1 s~(-1))研究挤压态含Y元素的Mg-Zn合金的微观组织和力学性能。用热加工图反映合金热变形的最佳条件和非稳定区。Mg-Zn和Mg-Zn-Y合金的峰值应力、温度和应变速率的关系符合双曲正弦函数,激活能分别为177 k J/mol和236 k J/mol。流变应力曲线表明,Y的添加会增加峰值应力并减小峰值应变,且Mg-Zn-Y合金发生动态再结晶所需的应变比Mg-Zn合金的小。Mg-Zn-Y合金的稳定区发生在:1)300℃,0.001 s~(-1);350℃,0.01-0.1 s~(-1)和400℃,0.01 s~(-1);2)450℃,0.01-0.1 s~(-1)。显微组织的观察结果显示,合金中主要的恢复机制是动态再结晶,Mg-Zn-Y合金发生完全动态再结晶的温度为450℃。在高应变速率下,Mg-Zn-Y合金明显形成非稳定区。另外,Mg-Zn和Mg-Zn-Y合金的非稳定区域宽度随应变的增加而增加,这些区域还发生了孪生和严重变形。     

欠时效态7075铝合金热变形行为及热加工图

采用Gleebe-3500型热模拟试验机对7075铝合金进行等温恒应变速率热压缩实验,研究了该合金在变形温度为250~450℃、应变速率为0.001~1 s~(-1)条件下的热变形行为,并据此建立了热加工图。结果表明:流变真应力随应变速率的升高而增大,随变形温度的升高而减小;经250℃、16 h欠时效处理的样品,其峰值应力要显著大于未经时效的样品;真应变为0.3和0.7的热加工图在250~350℃的温度区间、0.01~1 s~(-1)的应变速率区间均出现流变失稳;16 h欠时效态7075铝合金的最佳热变形参数为:变形温度400~450℃、应变速率0.01~0.001 s~(-1)。     

ZA27合金低频阻尼行为及其微观组织

通过对锌铝合金ZA27进行365℃固溶和250℃人工时效,在0.1、0.3、1.0Hz 3个振动频率下,测试了铸态和固溶时效态合金从室温到400℃的阻尼随温度、频率、应变振幅的变化规律,研究了阻尼行为与相应微观组织之间的关系。根据Al-Zn二元合金平衡相图,分析了ZA27合金在平衡和实际冷速下所结晶的铸态和固溶时效组织。结果表明:铸态ZA27合金阻尼的大小与频率有关、与应变振幅无关;在300℃附近阻尼-温度曲线出现的阻尼峰位不随频率的改变而移动,说明在此温度有一级固态相变;经固溶时效后,合金组织明显细化,阻尼特性基本不变,但阻尼峰值明显高于铸态合金,表明固溶时效不改变ZA27合金的阻尼特性,但显著提高了合金的阻尼。     

时效处理对Cu-6％Ag合金组织与性能的影响

对Cu-6%Ag(质量分数,下同)合金固溶后在350和450℃时效不同时间,观察了时效处理前后显微组织及测定了不同时效状态下合金的硬度和电导率.在350 ℃时效1 h及450 ℃时效15 min时,过饱和固溶体晶界附近即可明显析出次生Ag相并形成不连续析出区.随时效时间延长,不连续析出区域扩大及次生Ag相颗粒粗化.在350和450 ℃时效时,硬度达到峰值的时间分别为32及2 h,电导率达到峰值的时间分别为128和8 h.450 ℃时效的合金峰值硬度和峰值电导率高于在350 ℃时效的合金.在时效前期,较高温度的析出过程对提高合金硬度和电导率的效果比较明显,而在时效后期,较低温度析出过程对合金硬度和电导率的提高更为明显.     

Precipitation Behavior of α Phase and Mechanical Properties in Severely Plastic Deformed Ti-15-3 Alloy

研究了大变形量冷轧Ti-15-3合金的时效析出行为和时效过程中力学性能的变化。冷变形使Ti-15-3合金中形成部分纳米晶。冷变形合金在450～650℃时效时,从β相纳米晶区析出极为细小的针状α相,而从β相非纳米晶区析出的α相随着时效温度的升高由针状逐渐长大为条状,进而演变为凸透镜状。冷变形合金在450℃时效4h后,硬度达到了峰值,HV为5328MPa。450℃时效时在硬度峰值处同样达到了强度峰值,屈服强度和抗拉强度分别可高达1483和1562MPa。时效温度升高,达到峰值硬度的时间缩短,硬度值大幅度下降。650℃时效后的强度和硬度均低于时效前,粗大的透镜状析出相、纳米晶的长大以及位错密度的急剧下降是650℃时效时硬化效果消失的主要原因。不同时效工艺下的强度和硬度的变化规律相似,性能的变化与时效过程中析出相的状态有关。     

应变水平对锆合金动载下塑性变形机制的影响

基于实验设计研究了应变参数对锆合金动载下塑性变形机制的影响。通过控制应变速率,采用应变限位环的方法实现了锆合金高应变速率下应变参数的单一分离,应变速率为2300 s~(-1)时,获得了4个不同的应变水平:0.11、0.21、0.30、0.33。基于锆合金高应变速率不同应变下微观组织的表征,预测了应变参数对锆合金动载下塑性变形过程的影响。结果表明:形变带和转变带是锆合金不同应变阶段塑性变形的重要方式,形变带内部由严重变形的晶粒组成,而转变带内部主要由100~300 nm的细小等轴晶粒组成。在变形初始阶段,锆合金变形以柱面滑移和锥面滑移为主,以孪生为辅;随着应变的增加,位错持续增殖,位错的塞积导致应力增加,直至最大抗压强度;当应变达到一个临界值时,形成形变带;随应变继续增加,形变带发生动态再结晶,演化为转变带;应变继续增加,便会在剪切带内部诱发微空洞、微裂纹,直至材料断裂。     

AZ31B镁合金高温拉伸变形行为的研究

通过高温拉伸试验,研究了AZ31B镁合金板材在250～450℃以及应变速率0.001 s-1、0.01 s-1条件下的高温变形行为,获得了材料的厚向异性系数、伸长率等成形性能参数及有关组织特征.结果表明,不同变形条件下AZ31B合金的真应力-真应变曲线均出现峰值,峰值应力随变形温度的升高和应变速率的降低而减小;硬化速率随变形温度的升高而降低,在温度高于250℃时变化不大.当变形温度为250 ℃,应变速率为0.001 s-1时,合金的厚向异性系数达到最大.随变形温度的升高,AZ31B镁合金的塑性显著提高.合金的动态再结晶温度为250℃,随着应变速率增大,合金发生动态再结晶的速度加快.     

时效温度对Ti-50.8Ni-0.1Nb合金相变和形状记忆行为的影响

采用X射线衍射仪、示差扫描量热仪、激光扫描共聚焦显微镜、TEM和拉伸实验研究了时效温度(t_(ag))对(300,400,500,600℃;1h)时效态Ti-50.8Ni-0.1Nb形状记忆合金相变、组织和形状记忆行为的影响。结果表明:300～600℃时效态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金的相组成为B2和B19′。随t_(ag)升高,合金冷却/加热相变类型发生由A→R→M/M→R→A型向A→M/M→A型转变(A—母相B2,Cs Cl结构;R—R相,菱方结构;M—马氏体相B19′,单斜结构),R相变温度先升高后降低,M相变温度先降低后升高再降低;R和M相变热滞分别在3.8～12.0℃和8.7～131.7℃之间变化。随t_(ag)升高,合金中Ti_3Ni_4析出相的形态发生由点状→针状→透镜状→片状转变。400、500℃时效态合金的抗拉强度高于300、600℃时效态合金的,其伸长率则低于后者。300、400、600℃时效态合金呈超弹性,500℃时效态合金呈形状记忆效应。随应力-应变循环次数增加,合金的应力-应变曲线平台应力下降并趋稳,300、400℃时效态合金的超弹性稳定性良好。     

Mg-Nd-Zn-Zr稀土镁合金的热变形行为

采用GLEEBLE-1500热模拟机对Mg-Nd-Zn-Zr稀土镁合金在温度为250～450.℃、应变速率为0.002～0.100.s-1、最大变形程度为60%的条件下, 进行高温压缩模拟实验研究. 分析了实验合金在高温变形时的流变应力和应变速率及变形温度之间的关系, 计算了变形激活能和应力指数, 并研究了在热压缩过程中组织的变化, 为确定该稀土镁合金的挤压温度提供了实验依据. 结果表明: 合金的峰值流变应力随应变速率的增大而增加, 随温度的升高而降低; 合金的变形激活能在300～400.℃内变化不大, 而在400～450.℃时增加很大; 根据实验分析认为该稀土镁合金挤压温度定在350～400.℃左右为宜; 在350.℃左右顺利挤出的实验合金有很好的力学性能: σb=275.5.MPa, δ=13.5%.     

CuNiSiP合金的时效和热变形行为

研究了时效温度、时效时间以及冷变形对CuNiSiP合金时效性能的影响,并利用Gleeble-1500D热模拟试验机,采用高温等温压缩试验,研究了变形温度和变形速率对CuNiSiP合金高温压缩变形行为的影响.结果表明:CuNiSiP合金经冷变形后时效能得到较高的综合性能,其经60%变形450 ℃时效2 h,显微硬度达到242 HV0.05,导电率达到35.61%IACS;应变速率和变形温度的变化对合金的再结晶影响较大,变形温度越高,应变速率越小,合金越容易发生动态再结晶,其所对应的峰值应力相对越低.     

Cu-Ni-Si-Cr合金加工硬化特性

利用显微硬度法，结合时效过程中组织的变化规律，研究了Cu-Ni-Si-Cr合金在不同冷变形量下的加工硬化效应及其对合金组织性能的影响。结果表明，由于位错密度增加，位错缠结导致了加工硬化；合金在中温区(400～450℃)时效时，有较高的加工硬化率；加工硬化率随温度降低而显著升高。     

热处理对Ti-Ni-Cr低温超弹性合金相变行为的影响

用示差扫描量热仪研究了退火和时效工艺对Ti-50.8Ni-0.3Cr(原子分数,%)低温超弹性合金相变行为的影响.结果表明.350—450℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金冷却/加热时发生A→R/R→A型可逆相变,500℃退火态合金发生A→R→M/M→R→A型相变,550—600℃退火态合金发生A→R→M/M→A型相变,650℃以上退火态合金不发生相变.退火时间对合金相变行为影响不大.随时效时间t_(ag)延长,300℃时效态合金的相变类型保持为A→R/R→A,400℃时效态合金发生由A→R/R→A向A→R→M/M→R→A转变,500℃时效态合金发生由A→R→M/M→R→A向A→R→M/M→A转变.随退火温度升高,合金的R相变温度θ_R先升高后降低,M相变温度θ_M升高,M相变热滞△θ_M降低.合金经300—500℃时效后,θ_R~(400)>θ_R~(300)>θ_R~(500).随t_(ag)延长,θ_R和θ_M先快速升高后趋于稳定,△θ_M先快速降低后趋于稳定.退火和时效态合金的R相变热滞均在4℃左右.     

冷变形TB3合金二次时效后低周疲劳行为的研究

对于经过冷变形的固溶态Ti-10Mo-8V-1Fe-3.5Al(TB3)合金,透射电子显微镜(TEM)观察结果表明:其内部冷变形产生的高密度位错在常规时效后依然大量存在,这将导致合金材料力学性能的劣化。针对此问题,本实验研究了一种二次时效工艺,在常规时效基础上增加了短时间高温时效阶段。TEM观察结果表明,二次时效工艺处理后,合金内部位错密度大幅降低,与此同时时效析出的α片出现了变体选择效应。对经过冷变形及二次时效工艺处理后的TB3合金试样(SA试样)和未变形的常规峰值时效状态试样(FA试样)进行低周轴向拉压疲劳测试结果表明:在总应变幅低于0.01时,SA试样疲劳寿命稍高;总应变幅高于0.01时,FA试样疲劳寿命稍高。另外,对低周疲劳测试后的试样TEM观察结果表明:(1)位错滑移是该合金低周疲劳过程中的主要变形方式;(2)低周疲劳产生的位错条带结构在FA试样中较宽且不连续,而在SA试样中细小均匀。     

Cu-3.2Ni-0.75Si合金时效早期相变规律及强化机理

利用透射电镜及X射线衍射研究了Cu Ni Si合金时效早期的组织转变规律。结果表明 :该合金在时效早期 ,过饱和固溶体首先发生成分调幅 ,形成贫、富溶质区 ,随后 ,溶质富集区发生有序化 ,在 45 0℃时效 4h左右富溶质区内形成Ni2 Si相 ,形成的Ni2 Si相与基体呈共格关系 ,但由于晶体结构同基体差别较大 ,仍以Orowan机制提高合金强度。利用位错理论计算出 45 0℃时效 2h的调幅组织的强化效应为 34 2MPa,45 0℃时效 4h形成的Ni2 Si相的强化效应为 40 5MPa ,该数值与实验结果非常吻合。     

长期时效对GH4169合金动态拉伸变形行为的影响

研究了长期时效对GH4169合金的显微组织和动态拉伸性能及变形行为的影响规律及机制.结果表明,应变速率为10¹—10² s^-1时,合金强度受时效时间影响显著,断裂延伸率随时效时间的延长呈降低趋势,在时效500 h后基本保持不变;高应变速率(10³ s^-1)条件下,长期时效对合金强度无明显影响,而断裂延伸率受时效时间的影响显著,长期时效造成的合金塑性劣化现象提前发生.高应变速率变形过程中,位错运动受阻来不及释放,在时效0—1000 h范围内,合金未出现强化相峰值尺寸效应,强度受时效时间的影响并不明显.长期时效后GH4169合金晶界δ相附近无析出带的产生,导致动态载荷下晶界塑性变形的协调能力降低,应变速率为10³ s^-1时,合金塑性在短时间时效后迅速下降.