等原子比NiAl多晶合金的超塑性行为

研究了等原子比ＮｉＡｌ多晶材料在不同的温度及应变速率条件下的拉伸行为.结果表明，在温度为１１００℃及应变速率为１．６７×１０－４－１．６７×１０－２ ｓ－１条件下，挤压态等原子比 ＮｉＡｌ多品材料表现出超塑性行为，拉伸延伸率均超过２００％，最大达到２１０％，且应变速率敏感指数均大于 ０．３．

共晶NiAl-9Mo合金的超塑性行为

研究了共晶 ＮｉＡｌ－９Ｍｏ合金的超塑性行为及其变形机制．该合金的微观组织由 ＮｉＡｌ以及 ＮｉＡｌ和α－Ｍｏ共晶体组成．在 １３２３－１３７３ Ｋ温度区间，以 ５.５５×１０－５－１．１１×１０－４ ｓ－１的应变速率拉伸变形时，表现出超塑性行为，最大延伸率达到 １８０％，应变速率敏感性指数达到 ０．５６．超塑性的变形机制为初生 ＮｉＡｌ基体的晶界滑动，断裂起源于超塑性变形过程中产生的孔洞．

大晶粒NiAl超塑性变形及其机理的研究

为解决本质脆性NiAl金属间化合物超塑性加工问题 ,研究了在高温条件下大晶粒度等原子比NiAl的超塑性变形行为及其机理 .结果表明 :在 10 0 0和 110 0℃下 ,应变速率为 1.6 7× 10 - 4s- 1 ～ 1.6 7× 10 - 2 s- 1 ,该材料表现出超塑性行为 .拉伸延伸率普遍超过 2 0 0 % ,应变速率敏感性指数大于 0 .30 .对拉伸试样的金相及TEM分析表明 ,在高温变形过程中 ,位错的运动包括滑移和攀移两种方式 。

单相组织金属间化合物的超塑性行为

在一定条件下具有单相微观组织的 L 12 型 [Ni3 Al,Ni3 (Si,Ti) ,Co3 Ti],L 10 型 (Ti Al)和 B2型 (Fe Al,Fe3 Al,Ni Al)金属间化合物均表现出超塑性行为。其中 ,L 12 型和 L 10 型金属间化合物的超塑性变形机制为晶界的滑移 ,而 B2型金属间化合物的超塑性变形则来自于变形过程中发生的动态回复及再结晶。超塑性变形机制的多样性是由于金属间化合物在微观组织及位错结构上 (如反向畴界能、层错能和化学成分差异、超位错及界面位错等 )比普通金属合金要复杂得多。

热处理对挤压态Mg-8Er合金组织性能的影响

对挤压态Mg-8Er合金在再结晶热处理过程中组织、织构的演变以及相应的力学行为进行了系统表征,在此基础上分析了塑性变形机理。结果表明,挤压态Mg-8Er合金在500℃条件下退火时,随着保温时间的延长,再结晶组织的逐渐形成,织构出现明显的随机化,织构强度也显著弱化,合金的室温塑性也随之提高。热处理态Mg-8Er合金的塑性大小主要取决于再结晶程度的大小。再结晶程度高的合金织构也更加随机化,从而获得高塑性。

NiAl超塑性变形的正电子寿命研究

研究了B2型多晶NiAl的晶界结构对缺陷态正电子寿命的影响,并结合正电子谱探讨了热挤压及超塑性变形过程后的晶界结构.热挤压后的NiAl合金具有完全的再结晶组织,而超塑性变形过程中的动态回复和再结晶是一种不完全再结晶过程,所得到的晶界仍属于亚晶界或小角度晶界范畴,再结晶晶界在超塑性变形过程中不产生滑动.

定向凝固NiAl合金的超塑性行为

研究了定向凝固NiAl合金NiAl 25Cr、NiAl 15Cr、NiAl 27Fe 3Nb和NiAl 5Mo 0.5Hf的超塑性行为及其变形机制。结果表明:合金在一定的变形条件下均表现出超塑性行为,位错的滑移和攀移行为提供了主要的应变量;超塑性变形过程中的稳态流变源于变形过程中所发生动态回复或再结晶产生的软化与应变硬化的平衡;动态回复或再结晶过程一方面在晶粒内部削弱了位错滑动的阻力,另一方面协调了晶界之间的变形,使合金以超塑性方式变形。

NiAl合金的超塑性行为及其变形机制

研究了等原子比 ＮｉＡｌ合金和 ＮｉＡｌ－２５Ｃｒ， ＮｉＡｌ－２０．４Ｆｅ－Ｙ，Ｃｅ， ＮｉＡｌ－３０Ｆｅ－Ｙ合金的超塑性行为及其变形机制结果表明，几种合金在一定条件下均表现出超塑性行为单相ＮｉＡｌ超塑性变形源于变形过程中所发生的动态回复及再结晶，两相及多相

挤压AZ31B镁合金的低周疲劳性能(英文)

通过外加总应变幅控制的拉-压对称疲劳试验,研究常温下挤压AZ31B镁合金在不同应变幅下的疲劳性能。结果表明,除了在低应变幅0.5%外,样品均呈现循环应变硬化;应变幅为0.5%时,样品在初始阶段呈现循环硬化,随后保持应力恒定;在压缩过程中孪晶的产生以及随后的卸载和反向拉伸过程中的去孪晶行为导致了高应变幅下的滞回环形状拉-压不对称现象,而低应变幅0.5%下的滞回环形状基本对称,说明低应变幅下孪生-去孪生现象不明显。在整个疲劳过程中,高应变和低应变下的应力—应变曲线呈现2种不同的滞回环形状,这是由不同疲劳阶段孪生和位错滑移2种不同的变形机制所导致。

Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金冷轧织构的演变

对Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金冷轧织构演变过程进行了研究。结果表明:冷轧试样呈现"铜式"织构特征,但G组分较强,在70%变形量时达最大;再结晶退火后,织构较弥散;分级加热再结晶退火后再次进行80%压下量的冷轧,初次冷轧50%的试样形成弱的旋转立方织构,而70%的试样则形成"铜式"织构;在快速加热再结晶退火条件下,初次冷轧50%的试样形成强的旋转立方织构,而初次冷轧70%的试样则形成弱的{001}〈110〉旋转立方织构。

多组元微合金化高铌TiAl基合金微观组织的研究

研究了B、Hf、Y微合金化高铌TiAl基合金的铸态及热处理后的微观组织。光学显微组织观察表明,B、Hf、Y微合金化高铌TiAl合金铸态组织为近层片组织,其α2/γ层片团得到细化;XRD分析表明,除了α2和γ相,在铸态组织中还含有β(B2)、Y2O3、YAl2。扫描电镜结合能谱分析表明,β(B2)相分布在层片团的边界附近,粒状Y2O3和YAl2分布在晶内和晶界,硼化物以条状或粒状分布在晶内和晶界。经过1260℃/20h+900℃/30min/AC热处理后,得到由α2/γ细小层片团与等轴γ晶粒组成的双态组织,β(B2)相基本消除,同时YAl2相消失,形成了富Hf的Y2O3和富Nb的钛硼化物。

Mg/Al合金粉末热压烧结中相变扩散过程研究

利用OLYMPUS GX71金相显微镜及EDS对Al-15%Mg热压烧结样品进行金相显微组织观察与成分分析,探讨烧结过程中组织演变过程。实验结果表明:热压烧结过程中两种粉体发生互扩散,首先在Mg颗粒边缘形成γ(Al12Mg17)相,而后随扩散的进行γ相转变为β(Al3Mg2)相,Mg颗粒由外向内不断的形成γ相,而后不断的转变为β相,直到全部生成β相。随温度的降低,β相会以极其细小的颗粒形式析出;利用真空热压烧结方法在420℃,150Mpa下保压3-4h进行固相烧结获得密度低于2.5g/cm3致密度达98%以上的Al-15%Mg合金。

金属间化合物的组织超塑性行为(英文)

综述了金属间化合物的组织超塑性行为的最新进展状况，介绍了镍基（Ｎｉ_３ＡＩ，Ｎｉ_３Ｓｉ，ＮＩＡｌ）、钛基（ＴｉＡｌ，Ｔｉ_３Ａｌ）、铁基（Ｆｅ_３Ａｌ，ＦｅＡｌ和 Ｆｅ_３Ｓｉ）和镍基（Ｃｏ３_Ｔｉ）金属间化合物的粗晶和细晶组织的超塑性行为（ＣＳＳ ａｎｄ ＦＳＳ），着重于微观组织的分析以及变形机制的阐述 讨论了动态再结晶（ＤＲＸ）在超塑性变形中的作用：传统的动态再结晶（ＤＲＸ）是细晶结构金属间化合物超塑性变形的一种有效的协调机制，而连续的动态再结晶（ＣＲＸ）是粗晶结构金属间化合物超塑性变形的主要机制．

AZ31镁合金板材多道次轧制压下量对变形能力的影响

采用不同压下量对具有基面织构的AZ31镁合金板材进行了多道次冷轧实验。并结合各个变形系Schmid因子的计算,分析了变形机制对冷轧变形能力的影响。结果表明:AZ31镁合金板材道次压下量(即咬入角)越小,无裂纹时极限变形量越大,其中每道次压下量为2.22%,极限变形量可达到26.67%(无裂纹);对基面织构取向晶粒,拉伸孪生{1012}和压缩孪生{1011}以及锥面<c+a>滑移的Schmid因子绝对值均随着咬入角的增大而减小,柱面滑移(0110)[2110]与(1100)[1120]两个滑移系Schmid因子值也随咬入角的增大而减小,在摩擦条件下,基面滑移的Schmid因子不为零;变形能力提高的原因主要在于低压下量有利于多变形系开动。

高应变率多向锻造及热处理对GW93镁合金显微组织和力学性能的影响

通过金相观察(OM)、扫描电镜观察(SEM)、能谱分析(EDS)、电子背散射衍射技术(EBSD)、织构分析技术及拉伸试验,研究了GW93镁合金在高应变率多向锻造、中间退火及最终时效过程中的显微组织和力学性能演变。结果表明,GW93镁合金在450℃经过30道次的一火高速多向锻造后,会形成大量孪生和动态再结晶晶粒,组织迅速得到细化,力学性能显著提升,室温抗拉强度、屈服强度和断后伸长率分别达到302 N/mm^2、226 N/mm^2和9.5%,与初始固溶态相比,分别提升33%、72%和126%。中间退火后,合金发生显著静态再结晶,且再结晶晶粒迅速长大,力学性能有所下降。经100道次二火锻造后,合金发生了完全动态再结晶,形成了细小均匀的再结晶组织,平均晶粒尺寸细化至6.3μm。高速锻造过程中,宏观织构随锻造火次的增加而明显减弱,最终形成了较弱的非基面织构。峰值时效后,合金强度进一步升高,抗拉强度可达到420 N/mm^2,但塑性相对较差。

不同条件热处理后Ti-15-3钛合金的再结晶织构

利用三维取向分布函数(ODF)并结合光学显微镜分析了经不同热处理后Ti-15-3钛合金的再结晶织构和显微组织。结果表明:对该合金固溶冷轧板在固溶温度下进行再结晶退火,当在空气炉中加热时,再结晶过程中形成γ纤维织构,并且随着晶粒的长大,γ纤维织构更加明显,此外亦形成了{114}纤维织构;在加热速率较快的盐浴炉中加热时,再结晶进程加快,γ纤维织构形成于再结晶晶粒的正常长大过程中;在空气炉中分级加热再结晶后,形成以高斯组分为主的散乱强织构。

Ca含量对Mg-Zn-Gd-Ca系合金轧制板材组织与性能的影响

研究Ca含量(0.1%,0.5%(质量分数))对Mg-1.5Zn-0.3Gd-Ca合金铸态组织、轧制板材组织、织构与力学性能的影响,以期通过改善合金组织和织构发展高塑性镁合金板材。结果表明:Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.1Ca铸态合金含有细小均匀的第二相,Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.5Ca合金中则存在大块状第二相;二者的轧制板材均呈现非基面织构;轧制板材经过退火处理后发生完全再结晶,板材的塑性可大幅度提高,Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.1Ca合金经300℃退火后,沿横向和轧制方向的伸长率分别可达34.9%和34.1%,且轧制板材沿横向和轧向屈服强度的差异性减小。

多向锻造Mg-Er合金中Er含量对组织和性能的影响

主要研究了Mg-2Er和Mg-6Er合金在锻造变形、室温拉力下的组织、晶粒取向,分析了不同Er含量对于合金的变形组织及织构演变的影响,并通过XRD方法测试了不同Mg-Er合金的轴比。在此基础上讨论了不同Er含量合金的c/a轴比差异及对形变的影响。结果表明:多向锻对Mg-2Er和Mg-6Er合金织构的弱化起决定性作用;在多向锻和Er元素的共同作用下,织构较弱的Mg-2Er合金的最大抗拉强度和伸长率要大于Mg-6Er合金的最大抗拉强度和伸长率。

高熵合金Al_7Mg_(3.6)Cu_(1.2)Zn_7Ti_(1.2)的制备与组织结构分析

用真空电磁感应炉制备了一种以Al、Mg、Zn、Cu、Ti等5种元素作为主元素,摩尔比为35:18:35:6:6的高熵合金。结果显示,合金以一种HCP相和一种FCC1相为主,另外出现了少量的FCC2相。Mg元素和Ti元素不会共存于同一相中,且Al元素和少量的Zn元素在晶间偏聚,形成离异共晶。经过压缩力学性能测试,制备的Al7Mg3.6Cu1.2Zn7Ti1.2合金虽然脆性较大,但抗压强度较高,可以达到572.89 MPa。

机械合金化法制备Ni-Nb纳米级非晶合金

本文采用机械合金化法（MA），以元素粉末为原料，对成分为Ni60 Nb40 的混合粉末进行球磨，采取湿磨和逐步提高球磨速度的方法，制备纳米级非晶合金。利用X射线衍射技术对球磨产物进行物相分析。结果表明，采取湿磨和分步提高球磨速度手段会促进纳米级非晶态组织的形成。此非晶合金的形成是晶粒细化、球磨过程中粒子的表面能增大、缺陷和应力增强等多种作用的结果。