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冷轧与退火对LA91合金显微组织和力学性能的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
对热挤压态LA91合金进行了冷轧及退火处理,研究了不同冷轧变形量与退火温度对合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,总轧制变形量为76.7%的LA91合金薄板具有较高的强度和良好的塑性(抗拉强度为177 MPa,伸长率为37.4%)。在200~300℃范围内退火,冷轧LA91合金发生回复和再结晶,β相逐渐变为等轴状,α相逐渐球状化。因此,随退火温度升高,合金薄板的抗拉强度先降低后升高,伸长率则先升高后降低。同一变形量下,合金中的α相再结晶温度略高于β相;经1h退火,不同变形量的冷轧LA91合金开始再结晶的温度略微不同,约为250℃,退火温度为300℃时,再结晶完成。 相似文献
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采用铸造、挤压、冷轧和退火的方法,获得了双相LZ91镁锂合金板材,并通过OM、SEM、TEM和拉伸实验,研究了双相LZ91镁锂合金板材在200~300℃、应变速率1.0×10?2~1.7×10?4 s?1条件下的超塑性变形行为、显微组织演变和空洞长大机制.结果表明:双相LZ91镁锂合金在285℃、1.7×10?4 s?... 相似文献
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陶友瑞 《锻压装备与制造技术》2009,44(1)
B410LA是汽车车身中常用的一种高强度钢板,通过准静态和动态拉伸实验,得到了B410LA在不同应变率下的应力-应变曲线.实验结果说明B410LA材料的强度随着应变率的增加而提高.通过对应力一应变曲线拟合得到了B410LA的本构关系,为有限元模拟提供了可靠的材料参数. 相似文献
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P91钢管的力学性能研究 总被引:6,自引:1,他引:5
研究了成都无缝钢管厂生产的P91钢管的常温和高温力学性能。研究表明:温度和应力对材料的高温强度和持久强度有很大的影响;曾产P91钢和具有较好的高温力学性能,与国外同类产品性能一致。讨论了P91钢管的常温低周疲劳特征。 相似文献
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采用金相显微镜、扫描电镜、能谱分析仪、显微硬度计和万能材料试验机对长时超温服役的火力发电厂锅炉再热器用T91钢管进行了微观组织表征和力学性能测试。结果表明,长时超温服役条件下,T91钢由于亚晶粗化而导致原马氏体板条演变为块状铁素体,此外组织中还发现了蠕变空洞的存在。T91钢中M23C6析出相尺寸明显增加,呈现颗粒状形貌。超温的T91钢管向火侧显微硬度明显降低,硬度值从管壁内侧向管壁外侧逐渐减小。背火侧硬度分布较为均匀,未见明显降低。长时超温服役的T91钢由于显微组织的劣化而使得其抗拉强度明显降低。T91钢在运行过程中需严格监控服役温度,防止发生部件材料超温。 相似文献
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孔洞损伤是超塑变形的普遍现象,它严重影响了超塑成形的构件的力学性能和材料塑性的充分发挥。本文评述了超塑材料孔洞断裂研究的现状,介绍了孔洞形核,长大和连接的理论模型,并与实验结果进行比较。最后,讨论了背压,外电场对超塑变形孔洞的影响。 相似文献
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由于微纳米陶瓷材料在超塑性成形方面的潜在应用,近年来,关于陶瓷材料超塑性的研究已成为陶瓷领域研究的热点之一。关于陶瓷超塑性变形机理,目前普遍认为微观结构对陶瓷超塑性变形产生重要影响,细小晶粒之间晶界相互滑移在陶瓷超塑性变形过程中发挥重要作用,并且在改善和发展纳米陶瓷的超塑性方面已经取得了明显的进步。大多数学者对于陶瓷超塑性的变形机理的研究,目前还主要集中于晶粒局部变形的一些基本原则。文章在总结陶瓷超塑性影响因素和晶界滑移模型的基础上,以研究的氮化物陶瓷为例,对陶瓷超塑性变形机理进行了分析与探讨。 相似文献
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LD10铝合金棒材试样的最佳预处理工艺为固熔,过时效,镦粗+拔长;其板材试样的最佳预处理工艺为固熔,过时效,温轧。超塑拉伸试验表明:经超塑预处理的棒材试样,最佳变形温度为460℃,最佳应变速度率为3.33×10^-3S^-1,最高延伸率为820%,其流动应力为48MPa。变形前材料是未再结晶的变形组织状态,其在超塑性变形过程中通过连续动态再结晶的过程获得更细小的等轴晶粒是显示出良好超塑性能的一... 相似文献
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对CrWMn钢实现超塑性的预处理工艺及变形条件的试验结果表明。以840℃淬10%盐水(循环三次)并进行中间回火的预处理工艺,在720℃, ε。=2×10~4s~(-1)的条件下拉伸,可获得最佳的效果,δ=804%,流动应力仅4.51MN/m~2变形加剧了第二相(碳化物)颗粒的聚集、长大,从而加剧了基体晶粒的长大。而应变速率对第二相粒子的长大速率及形态有明显的影响。 相似文献
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《热加工工艺》2018,(24)
对钛合金体育器械进行了超塑性变形行为研究,分析了不同变形温度和应变速率下合金的断后伸长率、显微组织的变化规律,并分析了超塑性变形机理。结果表明,变形温度的升高或应变速率的降低可使得试验合金的断后伸长率增加,不同温度和应变速率下合金的断后伸长率都超过了100%;随着变形温度的升高,合金中α相的数量逐渐减少,形态也逐渐从沿变形应力方向拉长的长条状向短棒状或者等轴状转变;随着应变速率的降低,合金中α相的尺寸逐渐增大,且β晶粒逐渐从沿应力方向拉长状转变为等轴状,β相小角度晶界数量也呈现逐渐减少的趋势;试验合金超塑性变形的主要机制为位错运动,而少量再结晶晶粒的产生并不是超塑性的主要机制。 相似文献
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采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48Al-2.3Cr-0.2Mo(at%)合金的超塑性变形力学行为,并根据计算得到的变形激活能,结合超塑性变形的流变曲线形态,对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析。超塑性拉伸试验分别在800~900℃区间和950~1100℃区间和应变速率ε=1×10-35×10-5 s-1的条件下进行。结果表明,变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段。在950~1100℃区间,加工硬化现象显著。当T>1025℃或ε≤5×10-4 s-1时,应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态,并且随着变形温度升高和应变速率降低,加工硬化阶段增长。原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因。在800~900℃区间,应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52~0.67之间,超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol,晶界扩散是超塑性的速率控制机制。在950~1100℃区间,m的最佳值在0.63~0.77之间,超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol,晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制。 相似文献
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