上部地壳的流体作用与大理岩的低温塑性

本文应用光学显微镜、透射电子显微镜和阴极发光显微镜系统研究了 Waterberg断层带 (纳米比亚 )内粗晶大理岩中发育的构造岩。宏观碎裂结构与微观糜棱状结构是断层构造岩的主要特点。巨大的变形碎屑与弥漫的细小颗粒基质形成了鲜明的反差。广泛发育的压溶缝合线与多阶段方解石细脉遍布构造带不同部位。TEM亚微分析表明 ,细粒基质是由粗大碎屑经过亚颗粒旋转 ,并伴随着局部颗粒边界迁移形成的动态重结晶颗粒。虽然亚颗粒粒度具有简单的峰值分布 (～ 0 .3～0 .4μm) ,但动态重结晶颗粒的粒度却具有较大的变化范围 (0 .1～ 3.0μm )并具有多峰值分布的趋势。 TEM亚微结构 (晶格位错结构 )分析与亚颗粒、动态重结晶粒度、变形双晶宽度统计分析充分证明变形—恢复过程的非稳态特点。结合阴极发光分析阐明在上部地壳环境中 ,方解石大理岩经历脆性变形过程中 ,流体相广泛介入到变形作用中 ,并促进岩石的非稳态脆 -韧性转变与低温塑性的出现。

钨合金低温塑性降低机理及断口分析

对旋锻正火态的９３ＷＮｉＦｅ合金进行不同温度的动态拉伸实验，拉伸速率１０ｍ／ｓ，温度为４７３～７７Ｋ。随着温度的降低，钨合金的塑性降低，断口形貌由高温钨颗粒与基体脱粘的韧性断裂逐渐向低温钨颗粒解理脆性断裂转变。钨合金低温塑性降低的机理是温度降低时，钨颗粒的变形逐渐被抑制。提出了不同温度下钨合金变形与断裂模型。

天然变形方解石质岩石的低温塑性

对四套具不同特点的方解石质原岩断层构造岩应用光学显微镜、透射电子显微镜和阴极发光显微镜开展了系统研究。它们都表现出相似的变形显微构造特点与变形作用,宏观碎裂结构与微观糜棱状结构。碎屑颗粒或者变形的原岩颗粒具有发育的晶内变形显微构造(变形双晶、扭折和微破裂等),基质颗粒为弥散的极细粒物质。

Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金的低温塑性分析

对Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金挤压T5态在-196℃条件下进行低温拉伸,低温伸长率比25℃时提高了1倍。用X射线衍射仪测定Mg-9Gd-4Y-0.6Zr合金晶格常数(c/a),结果表明,Gd、Y元素的加入使合金挤压T5态的c/a值降低到1.6148,c/a值的变小能降低柱面滑移系的临界剪切应力,使合金在低温拉伸时进入多系滑移。用透射电镜能观察到棱柱面与基面滑移系同时启动,结果显示该合金的低温塑性好于室温塑性。

低温超塑性钛合金的超塑性研究

对一种超塑性温度相对较低的双相钛合金SPZ的超塑性能进行了研究。结果表明：740～800℃，应变速率恒为1．11×10^3s^-1时，SPZ合金的最大拉伸延伸率均超过1600％；760℃，合金的超塑延伸率可高达2149％。760℃，应变速率高达1．11×10^-2s^-1时，合金的超塑延伸率仍可达1380％。也就是说，700℃／1hAC处理后，SPZ合金在试验温度范围内具有低温高速超塑性。SEM观察发现，超塑变形前，合金的晶粒细小均匀，平均晶粒尺寸只有0．89μm；应变速率为2．22×10^-3s^-1，740℃，760℃变形后SPZ合金的晶粒尺寸分别为1．51μm，2．33μm。超塑性变形的微观机制是以晶界滑动为主，晶内变形以及位错蠕变起了协调作用。

Ti6Al4V合金的低温超塑性拉伸变形行为

在700℃-850℃的温度范围内对Ti-6%AL-4%V(质量分数)合金板材进行超塑性拉伸试验,研究了应变速率为3×10^(-4)-5×10^(-3)_S^(-)1条件下的拉伸变形行为.结果表明:Ti6Al4V合金在空气中表现出良好的低温超塑性变形能力.在800℃初始应变速率(?)=5×10^(-4)S^(-1)条件下,延伸率达到536%.在较低的700℃下变形((?)=5×10^(-4)s^(-1),延伸率仍然超过了300%.在整个变形温度区间内,应变速率敏感性指数m均为0.3左右,最大值为0.63.在850℃变形激活能与晶界自扩散激活能十分相近,表明晶界扩散控制的晶界滑动是超塑性变形的主要机制.在700-750℃,变形激活能远大于晶界自扩散激活能,位错运动是激活能升高的原因.在800℃变形的激活能介于两者之间,表明随着温度的降低变形机制逐渐发生改变.

TiAl基合金低温超塑性变形的力学行为

采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了Ti 48Al 2Cr 0.2Mo(摩尔分数,%)合金在常压空气中的低温超塑性变形力学行为,并且探讨了TiAl基合金的低温超塑性变形机理。研究结果表明,TiAl基合金的变形组织具有良好的空气中低温超塑性变形性能。在t=900℃,ε·=5×10-4s-1时,伸长量δ达到最大值为413%,即使在较低的温度(t=800℃)和较高的应变速率(ε·=1×10-3s-1)下变形,伸长量δ值仍然超过300%。在整个变形区间m值均大于0.3,mmax为0.78。当t>900℃或ε·<5×10-4s-1时,剧烈氧化导致超塑性变形性能的恶化和脆性断裂。在900～950℃之间,TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生转变。实验测得TiAl基合金在800～900℃时超塑性变形的热激活能为Qav=178kJ/mol,这个数值介于γ TiAl的蠕变体积激活能和TiAl基合金的空位迁移能之间,而接近于后者,因此,TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制是晶界扩散。

σ相对双相不锈钢低温超塑性的影响

重点研究了σ相对双相不锈钢低温超塑性的影响。针对σ相的转变特点 ,用 (96 0 ) -85 0℃的研究方法 ,探讨分析了σ相在双相不锈钢低温超塑性变形过程中的作用。实验研究表明 :双相不锈钢在低温超塑性变形过程中 ,σ相的比例明显增大 ,并且随着超塑性变形过程的不断进行而发生晶界滑移。σ相在超塑性变形过程中的作用表现为晶粒细化和内应力脆化的综合结果 ;

低温热塑性改性氯醋树脂的研究

对氯醋树脂进行改性以得到具有较低软化点、能用于外科矫形材料的低温热塑性材料。采用共混方式将氯醋树脂、热稳定剂、增塑剂及润滑剂熔合在一起。结果表明,二月桂酸丁基锡用作主热稳定剂,硬脂酸锌和硬脂酸钙作为辅助热稳定剂可以有效延缓氯醋树脂的降解。以DOP(邻苯二甲酸二辛酯)为主增塑剂,ESBO(环氧大豆油)为助增塑剂可以调控树脂的软化点。采用最佳配方可以制得软化点为55℃左右的低温热塑性改性氯醋树脂材料。

低温环境下Ti6Al4V合金超塑性拉伸变形行为分析

通过在低温（700~850℃）环境下,对未经预处理的Ti6Al4V合金板材进行超塑性拉伸变形,分析其超塑性变形能力和力学行为,并对其低温超塑性变形机制进行了研究。结果表明：Ti6Al4V合金在常压空气中具有优异的的低温超塑性变形性能;在700~850℃温区内应变速率敏感性指数约为0.3;850℃条件下,Ti6Al4V合金的超塑性变形机制为晶界滑动;700~750℃时合金发生非典型超塑性变形。

温轧态Fe_3Al-Ti合金的低温超塑性

采用拉伸试验研究了温轧态 Fe3Al- Ti合金 Fe- 2 8Al- 2 Ti的低温变形行为 .发现当应变速率为 1.2 5× 10 - 4 s- 1和 2 .5× 10 - 4 s- 1时 ,该合金在 6 0 0～ 70 0℃具有超塑性 .70 0℃时断裂延伸率可达 389%,根据试验数据计算出应变速率敏感指数一般低于 0 .3.金相组织观察表明 ,变形过程中发生了动态回复和动态再结晶 ,从而导致了温轧态 Fe3Al- Ti合金的超塑性 .

热轧态5A90铝锂合金细晶板低温超塑性及组织演变

以0.0004~0.05 s^(-1)应变速率拉伸测试了热轧态5A90铝锂合金细晶板在375~475℃温度区间的应力-应变曲线,并建立了Arrhenius本构模型。采用电子背散射衍射(EBSD)观察了不同变形温度、应变和应变速率下的晶粒和晶界分布,分析了5A90细晶板高温变形时的组织演变规律。结果表明,原始5A90热轧板的平均晶粒尺寸仅为1.27μm,在375℃和0.002 s^(-1)下的伸长率高达607.9%,呈现优异的低温超塑性变形能力。当变形温度为375~425℃时,激活能是113.72 kJ/mol,超塑性变形机理为晶界滑移和位错滑移;当变形温度高于450℃时,由于温度效应,晶粒发生异常长大,细晶板超塑性变形能力下降,且变形抗力增加。热轧态5A90细晶板适宜的超塑性变形条件为变形温度375~425℃和应变速率为0.002~0.01 s^(-1)。

氯醋共聚树脂作为低温热塑性医用外固定材料的研究

应用氯醋共聚树脂为主要原料,选用工业常规添加剂,按照配料→共混→挤出造粒→压延成型或注射成型的工艺流程进行改性、加工,研究了各种添加剂含量对材料软化点、耐热时间等性能的影响,最终确定最佳的材料配方。按此配方得到一种新型低温热塑性医用外固定材料,该材料在50℃以下的环境中有足够的硬度和强度,而在55℃左右的热水或烘箱中软化并能够随意捏塑成型,满足临床使用要求。

通过等通道转角挤压加工的超细晶Ti-6Al-4V的低温超塑性

由于比强度高、耐蚀性好和与超塑性有关的易成形性，α/β钛合金Ti-6Al-4V在宇航工业中广泛用作结构材料。尽管以前对超细晶Ti-6Al-4V的加工进行了许多努力，但还没有对通过等通道转角挤压工艺（ECAP）获得晶粒细化及其超塑性进行过系统的研究。韩国浦项科技大学的科研人员研究发现超细晶Ti-6Al-4V的低温超塑性随温度和应变速率而变化。通过873K等温ECAP时施加-4的有效应变，使初始材料等轴仪晶粒尺寸从11μm减小到0．3μm（体积百分数不变）。因而在退火温度达873K时产生了相对稳定的超细晶显微组织。

电沉积纳米镍合金及其复合材料的超塑性

采用脉冲电沉积技术制备纳米镍合金及Ni/Si3N4（w）复合材料,在应变速率为1×10-3^-2×10^-2 s^-1,温度为673-823 K的条件下,研究它们的超塑性拉伸变形行为,确定最佳超塑性条件并获得最大伸长率。结果表明,Ni-Co合金在773 K,应变速率5×10^-3 s^-1时,最大伸长率为279%;Ni/Si3N4（w）复合材料在713 K,应变速率1×10^-2 s^-1时,最大伸长率为635%。采用SEM和TEM对电沉积和超塑变形前后试件的显微结构进行表征。应用晶粒长大行为和协调机制对合金和复合材料的超塑性进行对比研究和讨论。

电沉积纳米复合材料的超塑性研究

采用脉冲电沉积技术制备了含不同Al2O3颗粒的Al2O3/Ni-Co纳米复合材料,在应变速率从8.33×10-4s-1到1.67×10-2s-1,温度从723K到823K的范围内,研究了它们的超塑性拉伸变形行为,确定了最佳超塑性条件并获得了最大延伸率.采用SEM和TEM对电沉积和超塑变形前后试件的显微结构进行了表征.应用晶粒长大行为和协调机制对合金和复合材料的超塑性进行了对比研究和讨论.

细晶Ti-6Al-4V合金的超塑性变形行为与组织演变

对不同温度下退火处理后的细晶TC4合金板材进行超塑性拉伸变形，研究该合金在750～850℃，应变速率为3＆#215;10^-4×10^-3 s^-1条件下的超塑性拉伸变形行为，分析晶粒尺寸、变形温度和β相含量对合金性能的影响。结果表明：退火后的（α＋β）型细晶Ti-6Al-4V合金表现出良好的超塑性，并且晶粒越细，最佳超塑性变形温度越低。晶粒直径为2.5μm、β相含量（体积分数）为9.6%的TC4合金在温度为800℃、应变速率为1×10＾-3 s＾-1的变形条件下，伸长率最大，达到862%。不同晶粒度合金的应变速率敏感系数m均随变形温度升高先上升后下降，最高达0.61。β晶粒处于α晶粒三叉晶界处，升温或拉伸变形时聚集并沿α晶界长大，形成细长的β晶粒并逐渐变粗大，因此在900℃以上高温下合金的超塑性变形能力降低。

SP700钛合金低温超塑成形数值模拟与机理研究

针对SP700钛合金低温超塑特性的工程化应用需求,通过数值模拟与超塑成形工艺参数优化保证了成形件的几何精度。首先依据前期高温拉伸试验确定了SP700钛合金合适的超塑成形参数,基于Backofen模型描述了SP700钛合金稳态阶段的流动应力,利用确定的气压加载路径完成了SP700钛合金盒型件超塑气胀成形工艺试验。采用PVX测厚仪测量了盒型件不同区域的厚度分布,与数值仿真结果对比,验证了SP700钛合金超塑成形数值仿真的预测精度。通过室温拉伸分析了SP700钛合金低温超塑成形后的力学性能。结果表明,SP700钛合金具有优异的低温超塑性,可成形质量合格的盒型件,其数值仿真结果与试验结果吻合良好,预测精度可达90%以上。经过超塑成形后,SP700钛合金组织性能并无明显变化,仍具有较优异的力学性能。

轧制总压缩率及退火工艺对5083铝合金低温超塑性的影响

利用多种轧制与退火的组合工艺方案分别对同一批次铝合金板料进行加工,并进行了试样拉伸试验,分析了轧制总压缩率及退火工艺对试样伸长率的影响。研究发现:较大的轧制总压缩率有利于提高材料的超塑性,总压缩率为96.67%的TM3试样在250℃下以2×10-3s-1的应变速率进行拉伸,得到了443%的伸长率,微观组织分析发现,试样中等轴细小晶粒所占比率越大试样超塑性越好;在最佳工艺方案基础上,通过缩短前期退火时间,提高了效率,且低温超塑性性能并没有受到太大的影响,250℃下试样的伸长率仍达到了350%。