EFFECT OF FACTOR OF BLUE BRITTLE OF LOW-CARBON STEEL FOR TENSILE DEFORMATION

本文研究了形变温度、形变速率及材料晶粒度等因素对10~零钢拉伸形变时蓝脆现象的影响。结果表明,温度改变着PL 效应区的锯齿波型,晶粒尺寸增加和高的拉伸形变速率可提高PL 效应区的起始温度T(?)及终止温度T(?),改变材料出现蓝脆现象的温度及其范围。位错结构变化证实,在PL效应区内,溶质原子对运动位错的钉扎存在着由弱至强的转化过程。     

HQ80C 和 HQ100钢剪切屈服强度对温度和应变速率的敏感性

本文对 HQ80C 和 HQ100 钢在不同温度、不同应变速率下的屈服强度进行了研究。发现在不同温度的τ_s-lg(?)关系曲线上,Rosenfield 定义的Ⅰ区和Ⅱ区同属于位错运动的热激活机制。将Dorn-Rajnak 理论用于本研究,证明本文所研究的两种材料的形变对温度和应变速率敏感的机理是位错运动的 Peierls 机制中的 P-N 力对其敏感所致。     

金属中裂纹尖端的无位错区(DFE)

本文对材料断裂研究中的裂纹尖端形变行为,特别是裂纹尖端无位错区的研究作了简要评述。其中包括:一些薄膜金属,如 Al,Cu,Nb,Fe,W 和 Mo 等,裂纹尖端在变形时的位错发射和无位错区存在的实验事实;裂纹尖端位错的屏蔽与反屏蔽概念的引进;材料断裂研究中无位错区模型的引进和描述;延-脆断裂转变的判据。     

DISLOCATION-FREE ZONE AHEAD OF CRACK-TIP IN METALS

本文对材料断裂研究中的裂纹尖端形变行为,特别是裂纹尖端无位错区的研究作了简要评述。其中包括:一些薄膜金属,如Al,Cu,Nb,Fe,W 和Mo 等,裂纹尖端在变形时的位错发射和无位错区存在的实验事实;裂纹尖端位错的屏蔽与反屏蔽概念的引进;材料断裂研究中无位错区模型的引进和描述;延-脆断裂转变的判据。     

16MnR在韧脆转变区的微观组织与性能研究

利用高分辨率透射电子显微镜和低温装置,对16MnR韧脆转变区不同温度下的晶粒直径,珠光体片层和位错进行了试验研究,结果表明,不同温度下的屈服强度和其相应温度下的当量晶粒直径符合Hall-Petch关系式,位错密度随温度降低的变化是导致屈服强度升高和断裂韧性下孤的主要原因。     

冷轧多晶铜与多晶铝形变显微组织演变的研究

采用ＴＥＭ对冷轧多晶铜与多晶铝的形变显微组织演谱进行了对比研究,多晶铜及多晶铝形变显微组织中均含有三类典型的位错结构类型,其中的两种结构特征在两种材料中是相似的,这两种类型结构存在于非立方取向晶粒,可通过晶粒中位错边界的晶体学取向加以区别,另一类型结构存在于立方取向晶粒;晶粒的晶体学取向决定了其形变显微组织类型,但其它冶金学因素对显微组织也有影响。     

LY12合金形变时效强化的研究

本文研究了形变时效(淬火 室温预拉伸形变 时效和淬火 预时效 温形变 最终时效)对LY12合金的显微组织和常规机械性能的影响,分析了形变时效强化机制。结果表明,室温预拉伸形变可使LYl2合金强度提高,预时效(欠时效)十温形变 短时最终时效可使强度提高的幅度更大,但形变使塑性下降;细小弥散的析出相和高密度均匀分布的位错,以及两者的交互作用是形变时效强化的主要原因。     

铝合金中Portevin-Le Chatelier效应的研究进展

铝合金具有高的比强度与耐蚀性,在航空航天及轨道交通领域应用广泛。作为一种常见于铝合金中的塑性不稳定现象,Portevin-Le Chatelier(PLC)效应是一种典型的多尺度效应。该效应在宏观尺度上表现为,在一定温度和应变速率范围内,材料塑性变形呈现锯齿状波动的应力-应变曲线,并在试样表面伴随出现局部变形带;而在微观尺度上,这种现象则涉及位错与溶质原子间的动态交互作用。室温下铝合金形变过程中可能伴随的PLC效应会造成其塑性的降低和表面粗糙化,影响其可成型性及力学服役性能,一定程度上制约了其工程应用。因此,研究铝合金PLC效应的外在表现和内在机理具有重要的理论意义和工业应用价值。主要从类型特点、机理分析、影响因素和发展趋势4个方面对铝合金PLC效应的研究进展进行综述讨论：首先介绍了3种常见的PLC效应类型,重点阐述其分类标准、各自特点以及存在的类型转变;其次从动态应变时效理论的发展出发,描述了现阶段对PLC效应的主要理论解释;进而以温度、应变速率、晶粒尺寸、沉淀相颗粒等为代表,讨论了多种因素对铝合金PLC效应的影响;最后对铝合金PLC效应的研究发展趋势进行了展望。     

温度与晶粒尺寸对Ni3Al基合金形变硬化率的影响

研究了温度与晶粒尺寸对金属间化合物Ｎｉ３Ａｌ形变硬化率的影响。结果发现，在一定塑变下Ｎｉ３Ａｌ合金在形变硬化率随晶粒尺寸的增加而降低，在２００－４００℃左右其形变硬化率出现峰值。分析表明，形变硬化率峰值温度的出现是由于随温度的升高在Ｎｉ３Ａｌ合金中的｛１１１｝滑移面上超位错的可动性降低，而合金中的动态回复作用增加。在弥散γ相强化的Ｎｉ３Ａｌ基合金中，由于弥散γ相阻止了动态回复，进一步降低了超位错的     

纳米多晶铝压缩塑性力学行为分子动力学研究

目的 研究纳米多晶铝在不同温度与应变速率下的力学响应与塑性变形行为以及不同变形条件下的塑性力学行为。方法 通过ATOMSK软件构建了晶粒取向随机的纳米多晶铝模型,利用LAMMPS软件在300～700 K温度以及1×10⁹、5×10⁹、1×10¹⁰、1×10¹¹ s^-1应变速率下完成了纳米多晶铝的压缩模拟,借助后处理OVITO软件对模拟结果进行了分析。结果 随温度的升高,晶界原子所占比例增大,纳米多晶铝的弹性模量逐渐下降,在压缩过程中总位错密度随温度的升高而增大。随着应变速率的增大,材料硬化速率增加,纳米多晶铝表现出更高的屈服强度。当应变速率较低时,位错大量存在于小晶粒之中,且中央大晶粒相较于初始位置旋转了20°。当应变速率达到1×10¹¹ s^-1时,材料的硬化速率极大提高,且在晶粒内部出现了孪晶。在塑性变形过程中,1/6<112>(不全位错)的数量最多,在位错运动中占主导地位。结论 温度升高导致材料弹性模量降低,这主要是由...     

低碳钢形变强化相变的组织细化

利用热模拟压缩变形试验研究了应变速率,形变温度和应变量对Q235级别低碳20钢过冷奥氏体形谱强化相谱的组织演变规律,探讨了了奥氏体昌粒控制对形变强化相变的影响,分析了组织细化的原因,结果表明,形变强烈促进过冷奥氏体相变,过冷奥氏体在800－740℃温度范围名义变形量为70％,应变速率为Is^-1,可获得了平均截径为2－3um及小于2um的铁索体细晶与珠光体混合组织,还观察到在局部细小铁素体晶粒的晶界上渗碳体以离异珠光体形式析出的现象,适当控制奥氏体晶粒尺寸有利于形变强化强晶组织的获得。     

聚丙烯材料的动态断裂

聚丙烯材料存在着由加载速率变化引起的韧脆转化现象，增加速率，该材料由韧性断裂向脆性断裂方式转化，提高试验温度，使这一转化向商加载速率方向移动，引入Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ关系，通过热激活分析，可以获得定量化描述断裂能量，加载速率以及试验温度之间的关系。     

金属形变后的亚结构特征

利用ＳＥＭ、ＴＥＭ研究了单晶铝多晶铜的形变显微组织特征并测定了形变显微组织中不同亚结构间的取向差。结果表明：形变单晶及多晶铜其原始晶粒发生位错分割而形成三类不同尺寸的亚结构,即形变带、胞块及位错胞;形变带由相互间隔的基本体带和过渡带组成,形变造成的晶体转主要集中过渡带内,基体带曲胞块及位错胞组成。     

低碳钢在Ae3以上形变诱导铁素体的形成和性能

对低碳钢在Ae_3以上进行了单道次快速大形变量变形,测定了材料在高温变形前后的室温拉伸曲线并观察其断口形貌。对结果的分析表明,低碳钢在Ae_3以上的温度发生形变诱导铁素体相变,是形成超细晶粒(3μm左右)的主要原因。应变速率大于0.1 s~(-1)时,可诱导形成铁素体晶粒,且随着应变速率的提高铁素体分数增加而晶粒尺寸减小;当应变速率大于10 s~(-1)时铁素体分数达到饱和,晶粒尺寸的变化不大。与先共析铁素体相比,形变诱导铁素体的强度和硬度大大提高,低碳钢Q235的屈服强度由250 MPa左右提高到510 MPa,抗拉强度则达到615 MPa,而形变诱导铁素体的塑性有所降低,但仍保持较高的水平。     

柱状多晶Mg-Gd-Y合金形变组织演变及形变硬化机制

利用定向凝固技术制备了生长取向集中于■、基面〈a〉滑移取向因子(Schmidfactor, SF)大于0.4的柱状多晶Mg-6.38Gd-0.45Y合金,并研究了实验合金室温拉伸形变行为。结果表明,形变初期,软取向柱状晶内首先启动■拉伸孪生协调应变。形变过程中■,拉伸孪晶界快速、大范围扩展,吞噬基体并使基体取向逐渐转为■,于是启动■压缩孪生和■双孪生协调应变。压缩孪晶和双孪晶易形成压缩孪晶带群,并贯穿整个晶粒,滑移或扩展的位错及拉伸孪晶界与压缩孪晶带群交织在一起,产生形变硬化,提高合金强度的同时也形成应力高度集中分布区域,成为微裂纹形成之地。     

304不锈钢箔材在不同应变速率下的拉伸性能研究

304不锈钢是一种常用的奥氏体不锈钢.在拉伸应变过程中,应变速率的变化会诱发马氏体转变量和转变速率,以及内部组织滑移线、位错、层错、形变孪晶密度的转变量和转变速率的不同,从而表现出不同的应变硬化行为.本文针对0.1 mm厚度304奥氏体不锈钢箔材,从断后伸长率,断面收缩率,屈服强度,抗拉强度及硬化指数5个方面,研究了室温条件下不同应变速率对其拉伸性能的影响.实验结果表明：马氏体转变理论同样适用于304奥氏体不锈钢箔材, 且0.1 mm厚度304不锈钢存在“越薄越脆,越小越强”的尺寸效应现象;同时,0.1 mm厚度304奥氏体不锈钢箔材拉伸力学性能随应变速率的变化主要表现在以下几方面：断后延伸率和断面收缩率均随着应变速率的增加而降低;低应变速率时,随着应变速率的增加屈服强度增大,而抗拉强度随应变速率的提高呈现减弱的相反规律;高应变速率下,304奥氏体不锈钢的强度主要由材料本身性能决定,应变速率的改变对强度的影响较小;准静态低应变速率下,硬化指数随应变速率增大而升高,较高应变速率下,硬化指数与应变速率变化无关.     

形变强化对93W-4.9Ni-2.1Fe合金组织及性能的影响

为研究形变强化工艺对93W-4.9Ni-2.1Fe性能的影响,采用大变形量旋转锻造工艺制备了93W-4.9Ni-2.1Fe合金,并利用SEM与TEM技术分析了旋转锻造态93W-4.9Ni-2.1Fe合金显微组织的形态与尺寸.结果表明:钨合金材料经形变强化后,钨晶粒内部出现由高密度位错形成的胞状组织以及长条状形变晶粒,且粘结相内位错密度较高;旋锻态93W-4.9Ni-2.1Fe合金在具有高强度的同时,保持着一定的延性;旋锻态钨合金的力学性能与变形量及粘结相的分布有关.     

ZrC/奥氏体相界面形变诱导铁素体相变超细化机理

利用Gleeble-1500热模拟试验机进行单轴热压缩实验,研究了含ZrC粒子的低碳钢在形变诱导相变过程中ZrC粒子对铁素体晶粒细化的影响及铁素体形核的基本特性.结果表明:一定粒径和体积分数的ZrC粒子弥散分布于基体相中时,能够阻碍位错的运动,形成集中形变区,加速形变诱导相变的进程,因而提高铁素体形核率,导致铁素体晶粒细化;ZrC/奥氏体相界面上形变诱导铁素体相变具有形核位置不饱和性、新生α相超细晶的特点;在应变条件下,铁素体晶粒在〈111〉方向择优取向,晶粒内部存在一定量的小角度晶界,由于铁素体动态再结晶的发生,组织进一步细化.ZrC/奥氏体相界面铁素体晶粒的超细化机理是形变诱导相变、铁素体动态再结晶及ZrC粒子弥散强化三者同时作用的结果.     

通过形变时效工艺同时提高Al-Mg-Si-Cu合金强度和电导率

铝是一种优良的导电材料,但由于强度低,其应用受到很大限制。随着铝在电力工业中应用逐渐增加,近年来,越来越多的工作致力于提高铝的导电率与强度的综合性能。通过改变传统T6时效工艺顺序发明一种同时显著提高Al-Mg-Si-Cu合金导电率和强度的形变时效工艺。本文采用显微硬度测量,导电率测试以及透射电镜(TEM)微观结构表征研究了形变时效工艺与传统T6时效工艺制备的材料在综合性能和微观组织上的差异。轧制变形引入的位错在后续时效过程调控析出,析出相形貌的改变是导电率相对T6工艺提高的原因,而残留位错可提高材料强度。     

挤压态6061铝合金动态力学性能及微观组织演变

采用分离式霍普金森压杆(SHPB),在应变速率为2 000 s-1和5 500 s-1条件下,对不同热处理状态下的6061铝合金挤压试样进行动态压缩实验。采用维氏硬度(HV)、光学显微镜(OM)和透射电镜(TEM)对微观结构演变进行研究。实验结果表明:随着固溶温度增加,材料的动态力学性能不断增加,当固溶温度达到535℃达到稳定,此时基体中的二次相粒子基本溶解,同时未见发现晶粒尺寸明显长大现象。由于溶质原子溶入基体形成置换式固溶体,金属的晶体点阵发生畸变,固溶合金在高速冲击下,位错运动受到阻碍,位错密度增加,并形成位错墙。将535℃/1 h固溶后材料在180℃条件下进行人工时效,6061铝合金的动态流变应力随着时效时间增加而增加;当人工时效时间为8 h时,合金动态力学性能达峰值。时效初期形成了大量GP区,随着时效时间增加,GP区向β″转变,β″强化相的密度不断增加,并在8 h达到峰值。在高速冲击过程中,析出相有显著的钉扎作用,阻碍了位错的运动,导致大量的位错堆积,形成大量位错墙和位错胞。