金属复合材料的高速超塑性

介绍了近几年国内外金属基复合材料（MMCs）高速超塑性的研究现状，包括拉伸超塑性、压缩超塑性。综述了各种基体和增强体复合材料的制备方法、获得高速超塑性的条件及高速超塑变形的特点。对于调整超塑性的变形机制，尤其是颗粒增强金融基复合材料的拉伸超塑变形机制进行了详细阐述。最后提出了MMCs高速超塑性存在的问题和今后研究的重点。     

非连续增强金属基复合材料的变形行为

详细介绍了非连续增强金属基复合材料的弹性变形、微型性变形、宏观塑性变形行为的研究现状，论述了复合材料变形行为的影响因素，并旨出了进一步研究存在的主要问题。     

电沉积制备ZrO2／Ni纳米复合材料的超塑性

采用电沉积方法制备了平均晶粒尺寸为45 nm的ZrO2/Ni纳米复合材料,并通过拉伸试验对该材料的超塑性能进行了研究.结果表明:ZrO2/Ni纳米复合材料具有低温高应变速率超塑性,在温度为450℃、应变速率为1.67×10-3/s时,获得的最大伸长率为605%.采用SEM和TEM分析了沉积态材料及变形后的组织,并对变形机理进行了探讨.ZrO2/Ni纳米复合材料的超塑变形机制主要是晶界滑移,S元素的析出在一定程度上协调了变形.     

低温预变形对SiC_p/MR64复合材料超塑性的影响

 用拉伸实验研究了低温预变形对碳化硅颗粒增强MR64复合材料超塑性的影响。材料在500℃,应变速率为8.33×10~(-3)s~(-1)的条件下拉伸,超塑变形延伸率达到210％,材料经过300℃低温预拉伸至35％的变形量以后,在超塑条件下拉伸延伸率达305％。通过对显微组织、孔洞的观察发现,低温预变形产生的形变组织在超塑变形初期发生了动态再结晶,晶粒尺寸得到进一步细化,孔洞面积率明显减少。低温预应变提高超塑性的主要原因在于它减少了变形过程中孔洞的数量。     

连续纤维增强金属基复合材料涡轮轴结构承扭特性分析

为实现对该类复合材料部件结构完整性的设计分析,以连续纤维增强复合材料轴结构为研究对象,对比分析4种细观力学模型计算连续纤维增强金属基复合材料的力学性能参数;在此基础上,采用RVE(代表体积元)有限元模型计算的复合材料力学性能参数作为输入,建立连续纤维增强金属基复合材料轴结构力学分析模型.计算与对比分析不同材料方案下纤维增强金属基复合材料轴结构在扭转载荷作用下的变形量及承扭能力,当纤维体积分数一定时,方案4的变形量最小,方案2的临界屈曲转矩最大.      

金属基复合材料的发展现状与应用前景

制约金属基复合材料 (MMCs)扩大应用的主要因素是成本过高。本文介绍了MMCs的各种制备技术 ,分析了其中较为简单而有效的方法 ,并叙述了信息、汽车等能发挥MMCs特色的领域的应用     

超塑性的研究进展、应用和存在的问题

本文简要介绍了国内外陶瓷、金属间化合物、铝锂合金和金属基复合材料超塑性研究的最新进展以及超塑性的较新应用;阐述了超塑等温成形工艺现存的问题及发展方向。     

高应变速率超塑性研究的新进展

综述了高应变速率超塑材料及其变形机理和工业应用的最新进展.高应变速率超塑材料主要是铝基复合材料及铝合金,最近,对镁基复合材料、钛合金高应变速率超塑性能的研究也已开始.材料的高应变速率超塑性能使材料可进行超塑性锻造,使得该项技术具有诱人的工业应用前景.     

非连续增强金属基复合材料的热残余应力

详细地论述了非连续增强金属基复合材料热残余应力的产生、松弛机理以及热残余应力对材料组织和性能的影响，并预测了今后的发展方向。指出增强体与基体的线膨胀系数之差、界面结合和温度变化是产生热残余应力的必要条件，非连续增强金属基复合材料的热残余应力的松弛将使得金属基复合材料基体内的位错密度增加，热残余应力使复合材料的拉伸强度降低。     

SiCp／LY12复合材料的超塑性研究

本文研究了粉末冶金法制造的SiC_p/LYl2复合材料的超塑性,测定了热挤压态SiC_p/LYl2复合材料的拉伸、压缩m值,分析了工艺参数对超塑性的影响,确定了超塑性成形工艺参数,并初步分析了SiC_p/LYl2复合材料的显微结构和超塑性的关系。     

材料参数及静水压力对孔洞敏感材料超塑胀形影响的数值分析

本文将变形损伤效应引入到基于超塑成形的微观机理推导出的超塑性本构方程中，并将本构方程应用于刚塑性有限元模拟程序，分析了板料超塑胀形过程，研究了应变速率敏感性、孔洞长大以及叠加静水压力对孔洞敏感材料超塑胀形极限的影响，对模拟结果与实验结果进行了比较。     

Al-Li-Cu-Mg-Zr合金的超塑性研究

Al-1.91Li-1.25Cu-0.46Mg-0.21Zr合金超塑性变形结果表明,最佳的时效工艺是400℃8h;冷轧工艺得到了比温轧(550％)更高的超塑性延伸率(630％);最佳超塑性变形工艺是T=500℃,(?)_i=3.33×10~(-3)s~(-1)(起始拉伸速度)。研究指出,Al-1.91Li-1.25Cu-0.46Mg-0.21Zr合金的超塑性预处理的时效工艺和轧制工艺影响了合金超塑变形初期的应变诱发再结晶,从而影响超塑性性能。超塑变形中的动态回变和动态再结晶是晶界滑动的重要协调机制之一。     

弱界面粘结对复合材料有效性能的影响

采用非线性弹簧元模拟界面,用细观力学有限元法计算分析了不同界面特性下弱界面粘结的纤维增强金属基复合材料的宏细观性能。并考虑了3种不同的界面模型。结果表明弱界面粘结的存在使复合材料宏观性能下降。在常响应界面情况下,复合材料横向拉伸应力-应变曲线存在明显的转折点,对应于界面分离的起始点,转折点的位置取决于界面粘结强度。当存在渐进适应界面时,复合材料横向拉伸应力-应变曲线存在3个阶段。      

TC4钛合金激光焊缝超塑性行为研究

研究了TC4钛合金板激光焊缝的超塑性变形行为、组织演变,以及激光焊接板的横向超塑性变形特征.引进等轴化系数表征超塑性变形过程中焊缝组织等轴化进程,并对激光焊接/超塑成型技术基础问题提出了进一步展望.     

TC11钛合金的最大m值超塑性变形研究

介绍最大m值超塑性变形的试验方法和计算机控制系统,分析TC11钛合金采用该方法的超塑性变形特点。试验结果表明,经过细化处理的TC11钛合金,在900℃时恒应变速率试验的最大延伸率为1260%,采用最大m值变形方式可以获得异常高的超塑性,延伸率为2300%。TC11超塑性变形以晶界滑移为主,并伴随晶内位错滑移,最大m值法超塑性变形能够使动态再结晶充分发生,是提高钛合金塑性的有效方法。     

Ti3Al基合金板材的超塑性研究

研究非典型等轴细晶的两种不同轧制变形量的Ti3Al基合金热轧板的超塑性变形行为及其变形前后的显微组织。研究结果表明:该合金在超塑性变形过程中组织会转化为有利于超塑性的细小等轴组织。其在变形温度为940～1020℃,应变速率为2×10-4～2×10-3S-1时具有良好的超塑性,其最大伸长率可达859.5%,应变速率敏感指数达0.43,该合金超塑性变形的主要机制是晶界滑动,而且这种非典型等轴细晶条件下超塑性变形时晶内变形以及位错蠕变所起的作用比在等轴细晶态组织条件下的作用更为显著。对非典型等轴细晶的Ti3Al基合金热轧板,无需进行复杂热处理,也可以获得良好的超塑性,更具有工业意义。     

帽形件超塑性胀形的最佳压力-时间曲线与最小厚度的计算方法

 根据超塑性力学的基本方程和帽形件的变形模式,导出了帽形件超塑性气胀成形的最佳压力-时间曲线方程和最小厚度的理论计算公式,并举出数字实例加以分析。     

TC6钛合金超塑性变形

对TC6钛合金在800~900℃温度区间内,分别进行应变速率为0.0001~0.1 s-1的恒应变速率法拉伸实验和最大m值法超塑性拉伸实验,获得拉伸过程应力-应变曲线,并采用金相显微镜对拉伸后断口附近显微组织进行分析。结果表明：TC6合金表现出良好的超塑性性能,随着应变速率或温度的升高,伸长率先增大后减小,恒应变速率拉伸时,在温度850℃、应变速率0.001 s-1条件下伸长率可达到993%;在同一变形温度下最大m值法拉伸能获得比恒应变速率法更好的超塑性,850℃时伸长率达到1353%;TC6合金在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,并随着应变速率和温度的升高动态再结晶行为增强。     

TC11合金最大m值超塑变形机理

众所周知,应变速率敏感性指数m值是材料超塑性能的重要特征参数,通常m值越大则超塑性越好。介绍了最大m值超塑变形的新方法。该方法的思路是：在塑性变形过程中,通过动态测定m值并实时控制变形速度,使m值始终保持最大值;同时结合TC11钛合金(Ti₆₅Al₃₅Mo₁₅Zr₀3Si) 高温拉伸实验,实现了最大m值超塑变形方法,在900 ℃拉伸时获得了最大延伸率2300%。由金相及电子技术分析发现TC11钛合金超塑性变形以晶界滑移为主,并伴随晶内位错滑移。最大m值法超塑性变形能够使动态再结晶充分发生,是提高钛合金塑性的有效方法。     

Ti—15—3钛合金超塑性最佳变形模式的研究

介绍了Ｔｉ－１５－３钛合金在等速和应变速率循环两种变形模式下的超塑性能,进而探讨它的最佳变形模式计算机优化的原理和实验方法。实验结果表明,未经细化处理的Ｔｉ－１５－３钛合金在应变速率循环的变形模式下具有比常规变形模式更显著的超塑性,而通过计算机优化可以进一步挖掘材料的潜力,获得更为优良的超塑性。