共搜索到113条信息，每页显示10条信息，共12页。用时：0小时0分0秒669毫秒
, 398 (1-2): 209-219. 纯钛板材冷拉成形过程中的微观组织与织构演变 张绪虎,唐 斌,张下陆,寇宏超,李金山,周 廉 西北工业大学 凝固技术国家重点实验室,西安 710072 摘 要:研究纯钛板材冷拉成形过程中微观组织及织构演化规律.半球形壳体件在深拉延过程中由于各部位变形模式及应变形式的不同会形成胀形区,拉深区及法兰区等3个区域.结果表明,在拉深件的3个区域中塑性应变均由位错滑移与变形孪晶共同作用.纯钛板材及其拉深件中的织构包含轧制织构与再结晶织构.由于变形孪晶与位错滑移对织构的影响规律不同,初始板材织构的强度及类型在深拉过程中不断变化.变形孪晶对初始织构具有弱化作用,特别是对于再结晶织构,这种弱化效应更为明显.由于拉深区产生的孪晶较多,再结晶织构消失.此外,大拉伸变形时位错滑移为主导机制,织构强化效应明显. 关键词:纯钛；深拉延；微观组织；织构 (Edited......
金在390 ℃热轧变形时,其主要软化机理为动态回复；当变形至90%时,其组织由直径为0.3~0.6 μm的位错胞和亚晶组成,这种回复时发生的多边形化促进了随后退火过程中静态再结晶的进行.根据硬度曲线和组织分析确定总变形量为90%的Al-Zn-Mg-Cu热轧板再结晶起始温度为400 ℃,完全再结晶温度为420 ℃；超过450 ℃时再结晶晶粒明显长大,再结晶形核机制以亚晶合并形核为主. 关键词:Al...; hot roll; annealing 变形超过临界变形度的金属加热时,在变形基体中发生新的无畸变晶粒形成和长大过程称为一次再结晶,在铝合金加工过程中其重要意义在于使材料的塑性变形能力在加工硬化后得到恢复[1-2].一次再结晶的驱动力来源于变形材料中主要以位错形式保留的储存能,由于冷变形和热变形后的位错组态和组织形貌不同,因而对随后再结晶的影响不同.Vandermeer 等[3]进行了商业纯铝......
板材上切取大量试样块,在120 ℃进行0~72 h的人工时效处理,时效实验在干燥箱中进行.测量不同时效时间厚板的横向拉伸力学性能(取3个拉伸数据的平均值),取样位置为沿板材厚度方向的1/4处.DSC实验在TA2010热分析仪器上进行,加热速度为10 K/min,加热温度范围为室温~500 ℃.TEM试样经机械减薄至50 μm后,在25%硝酸+75%甲醇的电解液中双喷减薄,双喷液的温度控制在-20...为明显的放热峰:峰A(~40 ℃),峰B(~100 ℃),峰C(~195 ℃),峰D(~230 ℃)和峰E(~267 ℃).文献[7]认为,7×××系合金中有两种GP区存在,一种是GPⅠ区,在低温时效过程中形成；另一种为过饱和空位和溶质群聚(VRC)形成的GPⅡ区,其形成与淬火温度和时效条件有直接的关系,当合金在450 ℃以上淬火,在70 ℃以上时效即可形成.文献[8-11]对7×××系淬火态合金......
数 Al-Zn-Mg-Cu合金经不同双级时效工艺处理后测量的真应力-真应变曲线以及根据Holloman方法计算的加工硬化指数见图3.从图3可以看出:随着二级时效时间从10 h延长至30 h,合金加工硬化指数由0.21提高至0.28.合金的加工硬化指数是反映合金变形能力的重要参数,通常加工硬化能力越大的合金,其变形时位错滑移均匀性越高,即变形均匀性越强,材料韧性越高[7].图3所示结果间接表明延长二...微组织 图4所示为不同时效状态合金在 [100]Al晶带轴下的电子衍射结果.根据Al-Zn-Mg-Cu合金在[100]Al晶带轴下的标准衍射斑点示意图(图4(c))可以对合金中的主要析出相类型进行判定.从图4可见:当二级时效时间为10 h时,衍射花样中{1,(2n+1)/4,0}位置出现亮斑(图4(a)空心箭头所指位置),这些斑点对应GP区的衍射；在同个衍射花样中,1/3{220}和2/3{220......
温变形行为的研究则较少. 本文作者对原位生成TiC颗粒增强钛基复合材料高温变形行为进行了较为系统的研究,分析了其高温变形时流变应力的变化规律,研究了热变形参数对微观组织的影响,为制定该复合材料的热加工工艺,获得性能良好的产品提供理论和试验依据. 1 实验 钛基复合材料基体的名义成分为Ti-5Cr-2Mo- 2Ni,TiC为颗粒增强相.图1所示为钛基复合材料的XRD谱.由图1可知,复合材料主要由β-Ti相,TiC及少量的α-Ti相组成.经DSC测定,该原位生成钛基复合材料的α/β同素异晶转变温度约为798 ℃. 将坯料加工成d10 mm×15 mm的小圆柱试样,两端面加工出0.2 mm深的凹槽,热变形在Gleeble-1500热模拟试验机上进行,压缩时在试样两端填充75%石墨+25%机油+5%硝酸三甲苯脂作为润滑剂,以减少摩擦力的影响.变形温度分别为......
hardening curves of 7005 Al alloy 2.2 7005铝合金单级时效后的显微组织 图2所示为7005铝合金在不同温度单级时效后的典型TEM像.由图2可看出,除了位错(制样过程中形成的) 和少量第二相粒子外,晶界及晶内均未发现弥散分布的强化相(见图2(a)和(b))；沉淀相η′呈颗粒状高度弥散分布, η′相粒子大小约为5~10 nm,在晶界和晶内还存在少量粗大析出物... nm,与基体保持半共格关系,其强度较高,不容易被位错剪切；η相为平衡相,与基体非共格,六方结构,呈片状或块状.上述3种相中,GP区和η′过渡相在合金中起主要的强化作用,η相的强化作用较小.合金在时效过程中的强度(硬度)的变化主要由GP区,η′和η等沉淀相的大小,数量和分布所决定. 沉淀强化理论认为,合金变形时,位错与粒子之间的交互作用方式有切割和绕过两种机制,取决于不同时效态析出物的性质和粒度......
合金中可切过的GP区增加位错滑移的可逆性并促进裂纹的偏折,而峰时效合金中主要为η'相,不可切过的η'相以及较大的晶内和晶界无析出带(PFZ)之间的强度差导致疲劳裂纹容易萌生和扩展；过时效合金晶内晶界强度差减小以及相关的裂纹闭合机制使其疲劳性能得到改善. 关键词:7020铝合金；时效；疲劳强度；疲劳裂纹扩展 中图分类号:TG146.2 ...衡相.时效初期形成的GP区与铝基体共格,能够被可动位错切过[13].随着时效程度的加深,半共格的η'相开始生成,合金达到峰时效强度时的主要强化相即η'相[12].较大的η'相和与基体非共格的η相无法被可动位错切过.CHEN等[4]研究了时效析出相对7055铝合金疲劳裂纹扩展速率的影响,并基于位错的可逆滑移模型,提出欠时效和T77态合金中与基体共格的析出相可以提高疲劳裂纹扩展抗力.DESMUKH等......
于取向角均呈连续分布的473 K和573 K退火态板材,平均晶粒尺寸分别为3.6 μm和9.5 μm,塑性变形主导机制由晶界滑动和位错滑移转变为晶界滑动,位错滑移和孪生,断裂机制由微孔聚集型转变为微孔聚集型和解理型混合型断裂方式.673 K退火态板材的平均晶粒尺寸达22.9 μm,塑性变形主导机制为位错滑移和孪生.此时,由于晶界取向角呈离散分布,晶粒协调塑性变形能力差,断裂机制转变为解理断裂. 关...果统计于表1中.可以看出,晶粒尺寸细小的473 K退火态板材流变应力高于573 K和673 K退火态板材.这主要是由于该板材显微组织晶粒尺寸细小,且位错密度较高所致.随着晶粒尺寸增大,板材的抗拉强度Rm呈降低的变化趋势,但断后伸长率A并非单调地增加或减小,而是在平均晶粒尺寸居中的9.5 μm时达到最大值.这进一步表明镁合金室温塑性变形能力并非晶粒越细小越好.值得指出的是,对于673 K退火态板材......
件下变形后的TEM像如图5所示.由图5可知,合金高温变形后形成典型的亚晶组织, 且随着变形温度的升高,亚晶尺寸增大.当变形温度为350 ℃,变形速率为0.01 s?1时,亚晶呈现稍微拉长的特征,其延伸方向与压缩轴垂直,晶内位错密度较高,如图5(a)所示.大量位错在晶界处塞积,造成加工硬化,流变应力处于较高水平.随着温度的升高,亚晶形貌由拉长状向等轴状变化,如图5(b)所示.当变形温度为450 ℃时,亚晶内的位错密度降低,亚晶界更为平直和清晰,亚晶通过合并形成尺寸更大的亚晶,有的亚晶已经结合成晶粒,再结晶已经开始发生(图5(c)和(d)).当变形温度升高到500 ℃时,亚晶继续合并成晶粒,晶内位错密度进一步减少,再结晶更加 明显(图5(e)).合金在450 ℃变形时,随着应变速率的增加,热压缩变形产生的位错增加,动态再结晶 发生的可能性降低(图......
在几种热处理状态中,挤压后直接时效的T5态合金强度最高,伸长率适当.这是因为在固溶处理的长时间高温停留时,使挤压过程中产生的有利于第二相析出的亚结构消失,因此T6状态需要进一步提高时效温度(200 ℃),才能促进第二相弥散沉淀析出.而T5状态直接时效,不但挤压效应可以保持,而且挤压过程中产生的位错,亚晶界等还可以促进第二相弥散析出,从而提高合金的强度.对T5,T6处理后合金性能比较可知,两种处理状...,ZK60合金内部存在位错和孪晶,这是合金经过挤压后强度和硬度获得提高的原因.挤压后的ZK60合金经过T5处理后,仍然保留有部分变形组织,但是由于在时效过程中有大量第二相会析出,因此合金中黑色第二相明显增多(图3(b)).比较细小的一类第二相是析出的β(MgZn) 相,这些细小的析出相对合金强度的提高是有益的,但由于T5时效时间比较长,因此该相有长大的趋势,出现了一些粗大相.和T4,T6状态下的合金......
