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特种铸造及有色合金 2009年第8期29卷 695-697页

作者：张诗昌田甜韦中新朱明武汉科技大学钢铁冶金与资源利用教育部重点实验室广西特种设备监督检验院

在温度为400～440℃、应变速率为10-2～10-4s-1范围内,研究挤压态AZ31镁合金的超塑性。结果表明,当应变速率较高时,颈缩是超塑性断裂的主要原因。温度越高,应变速率敏感指数m值越大,AZ31镁合金的超塑性伸长率越高。当应变速率较低时,空... 详细信息

在温度为400～440℃、应变速率为10-2～10-4s-1范围内,研究挤压态AZ31镁合金的超塑性。结果表明,当应变速率较高时,颈缩是超塑性断裂的主要原因。温度越高,应变速率敏感指数m值越大,AZ31镁合金的超塑性伸长率越高。当应变速率较低时,空洞扩张是影响超塑性断裂的主要原因,温度越高,超塑性伸长率越低。研究了超塑性变形机理,建立了超塑性变形机制图,结果表明,温度为400℃或420℃、应变速率较低时,AZ31镁合金的超塑性变形属于溶质拖曳的位错蠕变机制;当应变速率较大时,属于攀移控制的位错蠕变机制。温度为440℃时,AZ31镁合金的变形机制符合晶格扩散控制的位错蠕变。

关键词： AZ31镁合金超塑性变形机制图

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Ti-2.5Zr-2Al钛合金热变形机制图及动态再结晶行为研究

Ti-2.5Zr-2Al钛合金热变形机制图及动态再结晶行为研究

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作者：安益昕中南大学

学位级别：硕士

Ti-2.5Zr-2Al钛合金是一种单相α钛合金,具有中高强度以及良好的塑性,材料可塑性强。本文以Ti-2.5Zr-2Al钛合金和Si C粉末为原料,采用真空熔炼法成功制备了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金。以热锻态Ti-2.5Zr-2Al、Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛... 详细信息

Ti-2.5Zr-2Al钛合金是一种单相α钛合金,具有中高强度以及良好的塑性,材料可塑性强。本文以Ti-2.5Zr-2Al钛合金和Si C粉末为原料,采用真空熔炼法成功制备了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金。以热锻态Ti-2.5Zr-2Al、Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金为研究对象,通过高通量双圆锥台热压缩试验获得了宽范围内连续变化的应变和相应的微观结构,使用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电子显微镜、电子背散射衍射、透射电子显微镜表征了其物相组成和微观组织,并使用小角中子散射定量表征了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金中纳米颗粒的尺寸和体积分数。建立了Ti-2.5Zr-2Al、Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金的热变形机制图,研究了其动态再结晶行为,并结合室温下的拉伸测试和导电性能测试研究了增强相对变形机制、力学性能和导电性能的影响。该研究丰富了钛合金热加工变形机制图理论和动态再结晶理论,对实际生产中钛合金热加工工艺设计和优化具有理论指导意义。主要研究成果如下:构建了Ti-2.5Zr-2Al钛合金在0.2-1.2应变范围和700℃-850℃变形温度范围内的热变形机制图。当变形温度800℃时,在低应变区(变形机制是动态回复,并且开始发生连续动态再结晶。在中应变区(0.476-1.006),变形机制主要是连续动态再结晶,并伴有少量变形带的出现。然而,在大应变区(>1.006),会出现大量的变形带组织。通过热压缩,在变形温度为800℃、应变为0.717的变形条件下获得了平均尺寸为0.46μm的超细晶粒。Ti-2.5Zr-2Al钛合金晶粒超细化机制可归纳如下:初始α片层组织的破碎和新大角度晶界的形成导致大角度晶界厚度减小。随着应变的增加,大角度晶界互相碰撞并夹断原始晶粒,导致超细动态再结晶晶粒的形成。构建了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金在900℃变形温度下,0.7-1.5s应变速率范围和0.2-1.2应变范围的热变形机制图。当应变速率为1.3 s时,在低应变区(1.182)发生流变失稳,形成了变形带。在900℃,应变速率为1.3 s、应变为0.6的条件下,获得了平均粒径为0.49μm的细小晶粒。通过小角中子散射定量表征了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金中(Zr,Si)纳米颗粒的平均半径为19.3 nm,体积分数为0.35%。提出了Ti-2.5Zr-2Al-1(Si,C)钛合金中的双峰分布粒子激发动态再结晶机制。微米级Ti C颗粒促进了动态再结晶的形核,而纳米级TiSi和(Zr,Si)颗粒阻碍了新晶粒的生长,导致晶粒细化。结合室温下的拉伸测试和导电性能测试研究了增强相对Ti-2.5Zr-2Al钛合金变形机制、力学性能和导电性能的影响。图41幅,表9个,参考文献129篇

关键词：钛合金锻造变形机制图动态再结晶

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AZ31镁合金超塑性及变形机制图的研究

AZ31镁合金超塑性及变形机制图的研究

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作者：朱明武汉科技大学

学位级别：硕士

挤压AZ31镁合金具有成熟的生产工艺以及十分广阔的应用前景。但由于镁合金具有密排六方晶体结构,滑移系少,塑性变形能力差,应用范围受到限制。超塑性是提高AZ31镁合金塑性加工能力的重要途径。本文系统研究了AZ31合金的超塑性性能,深入... 详细信息

挤压AZ31镁合金具有成熟的生产工艺以及十分广阔的应用前景。但由于镁合金具有密排六方晶体结构,滑移系少,塑性变形能力差,应用范围受到限制。超塑性是提高AZ31镁合金塑性加工能力的重要途径。本文系统研究了AZ31合金的超塑性性能,深入分析了超塑性变形机理及其本构方程,建立了变形机制图。结果表明:当应变速率=5×10s时,420℃时具有最大伸长率。当应变速率较高时,应变速率敏感指数m值是影响超塑性的主要参数;当应变速率较低时,空洞是影响超塑性的主要因素。AZ31镁合金的超塑性变形机制随温度和应变速率不同而发生变化。温度为400℃—420℃,应变速率较低时属于溶质拖曳的位错蠕变机制。当应变速率较大时,属于攀移控制的位错蠕变机制。温度为420℃—440℃时,以晶格扩散控制的位错蠕变为主。提出了采用间断变形工艺提高AZ31镁合金超塑性的思路。实验研究了间断变形工艺参数对AZ31镁合金超塑性的影响,结果表明:温度为400℃—420℃,应变速率小于5×10s时,间断变形工艺可以显著提高AZ31镁合金的超塑性。420℃,应变速率2.5×10s时,AZ31镁合金的超塑性伸长率可达300%。计算了AZ31镁合金的空洞临界半径;分析了DIF,SPD和PLA三种空洞长大模型的空洞体积分数与应变、应变速率敏感指数以及空洞密度的关系。结果表明:间断变形工艺减少了空洞数量,因此减少了空洞体积,结果提高了超塑性延伸率。

关键词：镁合金超塑性变形机制图空洞

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热挤压态FGH96合金热变形行为及变形机制研究

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稀有金属 2024年第8期48卷 1108-1119页

作者：刘晓燕张习祎陈秀全孙靖石张博言杨艳慧西安建筑科技大学冶金工程学院陕西西安710055 西北工业大学材料学院陕西西安710072

采用Gleeble-3500热模拟试验机,通过热压缩实验对热挤压态FGH96合金进行研究,得到了变形温度为1020~1090℃,应变速率为0.001~1 s^(-1),变形量为60%(最大真应变为0.9)下合金的热变形行为;通过热压缩实验得到真应力-应变曲线和金相等表征... 详细信息

采用Gleeble-3500热模拟试验机,通过热压缩实验对热挤压态FGH96合金进行研究,得到了变形温度为1020~1090℃,应变速率为0.001~1 s^(-1),变形量为60%(最大真应变为0.9)下合金的热变形行为;通过热压缩实验得到真应力-应变曲线和金相等表征微观组织,得到了不同变形条件下的应变速率敏感性指数m值、变形激活能Q值和晶粒指数p值,构建了材料的热加工图及R-W-S型变形机制图。结果表明,热挤压态FGH96合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,合金的m值随温度增高呈现先增加后降低的趋势,m值的取值范围为0.212~0.243。变形激活能呈现先减小后增大的趋势,Q值的变化范围为200~360 kJ·mol^(-1)。p值随着温度增加呈现先增加再减小的趋势,呈现与m值变化规律相同的趋势变化,p值的取值范围为1.89~2.76。当变形温度为1070℃时,m值为0.243, p值为2.76, Q达到最小值,为201.185 kJ·mol^(-1),此时该合金的成形性能较好。失稳区域较小且位置相对集中,一般位于高应变速率区域,其他位置均为安全区域,当应变为0.9时,FGH96合金失稳区位于:1038~1055℃,0.05~0.1 s^(-1),最优的热加工参数为1035~1055℃,0.001~0.005 s^(-1)。其中,变形温度为1070℃时,低应变速率下(0.001~0.005 s^(-1)),挤压态FGH96合金变形机制为晶格扩散控制的位错滑移;较高应变速率下(0.01~1 s^(-1)),为位错管扩散控制的位错管晶界滑移。

关键词： FGH96合金应变速率敏感性指数m 晶粒指数p 热加工图变形机制图

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碳化硼陶瓷的热锻造制备

碳化硼陶瓷的热锻造制备

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作者：刘瑞佳郑州航空工业管理学院

学位级别：硕士

碳化硼具有低密度、高硬度、和良好的中子吸收等特点被广泛应用于耐磨材料、防弹装甲、以及核能等领域。但碳化硼陶瓷难以烧结制备,其力学性能较差,这也限制了其进一步的应用。本文将热压烧结技术和锻造工艺相结合,首先通过热压烧结制... 详细信息

碳化硼具有低密度、高硬度、和良好的中子吸收等特点被广泛应用于耐磨材料、防弹装甲、以及核能等领域。但碳化硼陶瓷难以烧结制备,其力学性能较差,这也限制了其进一步的应用。本文将热压烧结技术和锻造工艺相结合,首先通过热压烧结制备致密碳化硼陶瓷坯体,然后通过高温锻造变形使碳化硼陶瓷产生性能强化。本文对高温锻造过程中锻造温度和锻造压力两个关键因素进行了研究,分析了不同温度和压力下碳化硼陶瓷的变形过程、微观结构及力学性能,考察了其蠕变动力学,构建了碳化硼变形机制图,讨论了其变形机制演化与变形工艺的关系。通过研究得出以下结论:(1)随着锻造温度的升高,碳化硼变形量增加,在1900℃进行热锻其最大轴向应变可达71.53%;碳化硼陶瓷晶粒略有长大;穿晶断裂的比例提升;碳化硼陶瓷的硬度、断裂韧性、抗弯强度均升高。(2)随着锻造压力的增加,样品的轴向应变和应变速率增加,最大轴向应变由锻造压力90 MPa的样品获得,轴向应变为86.01%;随着锻造压力的增加,晶粒生长所有抑制;在1900℃,热锻压力90 MPa下获得最优综合力学性能,热锻碳化硼硬度达39.21±0.4 GPa,抗弯强度达665±27 MPa,断裂韧性为3.80±0.40MPa·m。(3)碳化硼在1900℃热锻变形过程中的应力指数n=3.01,活化能为290k J/mol。结合热锻实验确定了碳化硼各个物理参数,构建了碳化硼变形机制图。随着晶界扩散活化能的降低,PLC-NHC、PLC-CC、CC-NHC(Power-law Creep-PLC、Nabarro-Herring Creep-NHC、Coble-Creep-CC)的边界线均向更高的温度移动,当晶界扩散活化能小于216 k J/mol时,Nabarro-Herring蠕变将不会发生;随着晶粒尺寸的减小,PLC-CC、PLC-NHC、CC-NHC的边界线也都向更高的温度和应力移动,当晶粒尺寸小于144nm时,Nabarro-Herring蠕变将不会发生。在1900 C热锻时,当晶粒尺寸为2μm-5μm时,NHC-PLC的边界应力为35.84-89.92MPa之间。结合热锻温度和晶粒尺寸,实验所采用1900℃热锻温度和90MPa热锻压力超过了NHC-PLC的边界应力,达到了Power-law蠕变区,其变形过程为位错机制控制的蠕变变形。

关键词：碳化硼热锻造变形机制图塑性变形

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