通過大塑性變形可以得到超細晶,從而獲得有特殊性能的材料。對于工業純鈦以及一些難變形材料,等徑彎曲通道變形(ecap)是獲得超細晶的一種最有潛力的方法,但由于ecap模具的限制,獲得的坯料形狀和尺寸與所要求的半成品還有一定距離。因此,還需要對ecap坯料進行一些額外變形,如軋制、擠壓或鍛造,以達到最終形狀要求。為此,研究了后續加工對ecap工業純鈦坯料顯微組織、力學性能和熱穩定性的影響。

通過大塑性變形可以得到超細晶，從而獲得有特殊性能的材料。對于工業純鈦以及一些難變形材料，等徑彎曲通道變形（ecap）是獲得超細晶的一種最有潛力的方法，但由于ecap模具的限制，獲得的坯料形狀和尺寸與所要求的半成品還有一定距離。因此，還需要對ecap坯料進行一些額外變形，如軋制、擠壓或鍛造，以達到最終形狀要求。

利用三維有限元模型研究工業純鈦室溫等徑彎曲通道擠壓(ecap)變形過程,通過數值模擬分析模具通道夾角、外圓角及摩擦條件等參數對材料變形區的應變分布及擠壓載荷的影響規律,獲得了在室溫下對工業純鈦進行ecap變形的最優工藝參數。模擬結果表明:三維模型考慮了模具接觸及摩擦的影響,比二維平面模型更客觀、準確地反映了試樣的應變分布狀況。φ=120°,ψ=20°的模具參數為最優,試樣可在較低的擠壓載荷獲得較大的塑性變形,增加通道背部摩擦可擴大試樣主變形區體積,改善變形均勻程度。最終采用兩通道夾角φ=120°,外圓角ψ=20°的模具,在背部不潤滑的摩擦條件下成功實現了工業純鈦室溫等徑彎曲通道單道次變形。

本文利用上界定理計算等徑彎曲通道變形(ecap)的擠壓力,為ecap的模具設計、擠壓力的計算提供了一種可行的方法

等徑彎曲通道變形(equalchannelangularpressing簡稱ecap)由于能直接制備塊狀超細晶材料而備受關注。通過對工業純鋁的ecap變形過程進行有限元數值模擬,獲得了變形過程的載荷變化規律和等效應變分布規律,并用坐標網格法對模擬結果進行了實驗驗證。在摩擦條件下,試樣中區下表面的等效應變最大,至上表面處等效應變為最小。而在無摩擦理想情況下,其等效應變分布恰好相反,這可能是由于試樣在ecap變形過程中所受應力場和應變場的不同引起的。

在650℃采用等徑彎曲通道變形(ecap)方法對原始組織為層片狀珠光體的gcr15鋼進行了bc方式的多道次變形。采用透射電鏡和洛氏硬度等實驗方法,對不同道次下的組織特性和硬度進行了分析。結果表明:冷變形和溫變形都能使滲碳體片層發生球化,但一道次溫變形情況下滲碳體球化程度明顯高于冷變形一道次,硬度值由原始態(層片狀珠光體)的42hrc分別降至38hrc(冷變形)、27hrc(溫變形),溫變形二道次后,鐵素體基體接近等軸狀,平均晶粒尺寸約為0.4μm,球化完全的滲碳體顆粒粒徑約為0.1μm,硬度值由27hrc(溫變形一道次)增至32hrc左右。

具有全珠光體組織的65mn鋼在650℃以c方式等徑彎曲通道變形(ecap)后,珠光體組織中的滲碳體片層以周期性的彎曲變形、周期性的剪切變形、剪切斷裂等形式協調ecap的強烈塑性變形.滲碳體表現出很強的塑性變形能力,在其內部導入了大量的晶體缺陷,為滲碳體的球化打下了能量基礎.變形五道次后,片層狀的珠光體組織演變成了超細的滲碳體顆粒均勻分布于鐵索體基體的組織.鐵索體基體為均勻的等軸晶,平均晶粒大小為-0.3μm.滲碳體的球化可能以兩種機制進行:破碎滲碳體片的非均勻長大(ostwald熟化)和細小球狀滲碳體顆粒的形核長大.

研究了室溫下c方式等徑彎曲通道變形(ecap)對超低碳鋼組織及性能的影響。結果表明:第1道次ecap變形后,組織細化效果最顯著;隨變形道次的增加,組織由取向差小的板條狀亞晶演變成取向差大的等軸晶;第4道次ecap變形后,晶粒平均尺寸約0.3μm;變形道次繼續增加,晶粒尺寸變化不顯著,而晶粒取向差不斷增大。這表明第4道次ecap變形為超低碳鋼細化極限;ecap變形可大幅度提高超低碳鋼的強度,并保持較高的塑性。

用等徑彎曲通道變形(ecap)的方法制備出超細晶鋁合金材料,并研究了在不同道次條件下其顯微組織的演化過程.研究表明,隨著強烈塑性變形的增加,顯微組織中開始形成大量晶粒尺寸小于1μm的位錯胞組織,當其晶界取向差增大時,亞晶粒變為越來越細的板條狀組織.當經過8道次ecap變形后,晶粒尺寸由變形前的約50μm細化為約0.2μm.該超細晶鋁合金材料在150℃的退火條件下,其晶粒尺寸穩定在0.2～0.3μm的范圍內.在溫度為500℃、應變速率為10-3s-1的拉伸實驗中,該超細晶鋁合金材料的最大延伸率高達370%,呈現出良好的超塑性.

研究了等徑彎曲通道(ecap)變形后45鋼中先共析鐵素體及珠光體組織的演變特征。結果表明,ecap變形4道次后,片層狀的珠光體組織演變成了超細的滲碳體顆粒均勻分布于亞微晶鐵素體基體的組織。先共析鐵素體由原始的平均晶粒尺寸約為30μm演變為大角度晶界分離的、平均晶粒尺寸約為0.4μm的超細晶組織。ecap變形后,先共析鐵素體首先在其內部會形成具有薄片層界面(lbs)的板條位錯胞甚至亞晶組織。進一步變形時位錯胞或亞晶可繼續細化。再進一步變形時通過晶界滑移和晶粒旋轉的方式可以獲得具有大角度晶界分離的、等軸的超細晶組織。

研究了等徑彎曲通道(ecap)變形后的超細晶t3銅在恒應力幅控制條件下的疲勞壽命和循環形變行為．通過掃描電鏡觀察了疲勞試樣表面的滑移帶,并利用電子背散射技術觀察了疲勞前、后晶粒尺寸的變化．結果表明,超細晶t3銅具有較高的疲勞極限(σ-1=153mpa),是粗晶銅疲勞極限的2倍．在低周疲勞域內表現出疲勞軟化,而在高周疲勞域內表現比較穩定的疲勞行為,甚至出現疲勞硬化．類似駐留滑移帶(psb)的剪切帶與最后一次擠壓的剪切面一致,剪切帶的形成和晶界滑移是疲勞裂紋形核和疲勞斷裂的主要原因．

研究了等徑彎曲通道變形az31鎂合金的攪拌摩擦焊工藝,對焊縫的成形特點和力學性能進行了分析。試驗結果表明,對厚為15mm的等徑彎曲通道變形az31鎂合金板,工藝參數對焊縫成型有很大的影響,成型性能對焊接速度的敏感程度較鋁合金板要大,當焊接速度為37.5mm/min和攪拌頭旋轉速度為750r/min時,可以獲得較好的焊接質量。

等徑彎曲通道變形(equalchannelangularpressing簡稱ecap)由于能直接制備塊狀超細晶材料而備受關注。介紹了等徑彎曲通道變形(ecap)及有限元數值模擬的基本機理,并在此基礎上討論了有限元模擬在ecap變形中的研究及發展現狀。隨著ecap的深入研究和工業化的進一步發展,有限元數值模擬必然在該領域中得到越來越廣泛的應用。

用兩種方式等徑彎曲通道變形(equal-channelangularpressing,簡稱ecap)制備了的具有等軸晶組織的超細晶cu-0.4cr合金,晶粒尺寸為500nm。研究了不同擠壓方式、不同擠壓道次合金的組織和性能的變化。探討了不同退火溫度對5～8道次材料導電率和硬度的影響。結果表明,經ecap擠壓后的cu-0.4cr合金具有很好的綜合性能,拉伸強度可達565mpa;硬度和導電率分別為225hv和66.4%iacs;723k退火1h后材料的導電率和硬度可達80.3%iacs和210.9hv;軟化溫度可達723k。

對低碳鋼等徑彎曲通道變形進行了數值模擬,并分析了它的顯微組織.通過有限元數值模擬,獲得了低碳鋼成形等徑彎曲通道變形載荷的變化規律和等效應變分布規律.載荷模擬結果表明,摩擦因子越大,變形載荷也越大,當摩擦因子為0.408時,其成形載荷約為無摩擦時的21倍,載荷數值模擬與實驗結果基本相吻合.此外,結合所揭示的等效應變分布特點,對一道次等徑彎曲通道變形后試樣橫截面上的微觀組織分布進行了分析,表明下表面處的材料晶粒細化程度比上表面處的大,因此這種分布特點與等效應變分布是相互一致的.

在室溫下對q235鋼成功進行了c方式11道次等徑彎曲通道,等效應變約高達11,獲得了亞微晶鐵素體組織。組織觀察表明,第1道次組織細化效果最顯著,隨后道次的主要作用是增加晶粒的位相差,使大角度晶界的比例隨變形道次增加而增加。在本實驗條件下,由于珠光體組織中的滲碳體表現出較強的塑性變形能力,使得珠光體組織具有與鐵素體類似的宏觀塑性變形行為,并且在等效應變約高達11的情況下,珠光體組織中未發現微觀裂紋。

用等徑彎曲通道變形(equalchannelangularpressing簡稱ecap)法制備出超細晶低碳鋼材料,并在不同退火條件下研究其組織的熱穩定性。研究表明,在200～500℃之間退火時,材料組織處于回復階段,其鐵素體晶粒幾乎沒有長大,晶粒尺寸約04μm;在550℃退火時,鐵素體組織由較大的再結晶晶粒和細小的未再結晶晶粒組成;在550℃相同條件下退火時,變形試樣中的滲碳體與熱軋態試樣中的滲碳體相比,前者球化能力明顯增強;600℃退火時再結晶完成。

鋼和鐵基合金通過等徑彎曲通道變形(ecap)可獲得超細晶組織,從而改善材料的性能。成功實現了c方式650℃時珠光體65mn鋼的等徑彎曲通道變形,累積等效真應變約為5。片層狀珠光體組織演變成超細的滲碳體顆粒均勻分布于鐵素體基體的組織,而且鐵素體基體為均勻等軸晶粒,平均晶粒尺寸約為0.3μm。

采用焊接方法制備了泡沫鋁夾心板,通過對制備出的泡沫鋁夾心板進行三點彎曲實驗,測量其整體的抗彎特性.應用數字圖像相關方法計算了彎曲過程中試樣表面的全場變形響應,結合對載荷-位移曲線的分析,討論了2種不同孔結構夾心板的變形行為.結果表明:由于夾心材料結構上的不同,導致其破壞方式的不同;以閉孔泡沫鋁為夾心的夾心板彎曲吸能比夾心為開孔泡沫鋁的多,而開孔泡沫鋁夾心板的彎曲剛度則更高些,這對泡沫鋁夾心板的設計及工程應用具有實際指導意義.

以實驗室制備的玻璃包覆純銅微絲為研究對象,對玻璃包覆純銅微絲及去除包覆層的純銅芯絲進行了力學性能評價和斷口形貌分析.結果表明:外徑45μm、包覆層厚度7.5μm和外徑27μm、包覆層厚度6.0μm的玻璃包覆純銅微絲極限拉伸載荷分別為0.268n和0.237n;純銅芯絲的拉伸應力應變曲線表現出較低的加工硬化率,屈服強度與抗拉強度比值在0.75以上;純銅芯絲抗拉強度隨直徑的減小而增大;直徑10μm芯絲的平均抗拉強度可達547.9mpa,延伸率約為2.5%;芯絲斷裂模式為滑移延伸斷裂.

鋼管高強混凝土純彎曲構件力學性能及承載力的研究

7章材料在高溫下的力學性能 7.1材料在高溫下力學性能的特點 有許多機件是在高溫下工作的，如高壓鍋爐，蒸汽輪機、燃氣輪機、以及化工廠的反應 容器等，對于這些機件的性能要求，就不能以常溫下的力學性能來衡量。材料在高溫下的力 學性能明顯地不同于室溫。 首先，材料在高溫將發生蠕變現象。即在應力恒定的情況下，材料在應力的持續作用下 不斷地發生變形。這樣，材料在高溫下的強度便與載荷作用的時間有關了。載荷作用的時間 越長，引起一定變形速率(如)或變形量的形變抗力(蠕變極限)以及斷裂抗力 (持久強度)就越低。粗略地說，發生蠕變現象的溫度，對金屬材料約為t>0.3-0.4tm；(tm 為材料的熔點以絕對溫度k計)；對陶瓷約為t>0.4-0.5tm；對高分子材料為t>tg，tg為玻璃 化溫度，多數高分子材料在室溫下就發生蠕變。由于蠕變的產生，我們就不