一、大晶粒Ni-45Al合金的超塑性（论文文献综述）
孙营[1]（2020）在《NiAl合金曲面薄壳成形-原位反应复合制备与组织性能调控》文中指出新一代高超声速飞行器的发展迫切需要高性能轻质耐高温薄壁构件。NiAl合金具有密度低、使用温度高、比强度/刚度高和抗氧化性优良等优点,是在800°C～1000°C代替高温合金的潜在材料。为解决现有先制备NiAl合金板坯再成形曲面薄壁构件存在的一系列难题,本文提出了NiAl合金成形-原位反应复合制备方法,实现构件成形与组织性能的协同控制。本文以NiAl合金柱面薄壳和锥面薄壳为研究对象,揭示NiAl合金曲面薄壳的成形-原位反应复合制备规律,研究NiAl合金反应制备工艺和形状精度变化特征,阐明组织结构与力学性能的调控机制,为NiAl合金曲面薄壁构件的成形提供新途径。采用XRD、SEM和EBSD分析测试方法对Ni/Al叠层箔不同反应制备工艺条件下的组织结构进行表征,揭示了低温和高温反应制备过程中元素扩散与相结构转变规律,双峰层状晶粒结构的形成与演变规律,阐明了采用Ni/Al叠层箔制备均匀NiAl合金板材的反应合成机理,获得了反应制备工艺参数。反应制备工艺包括低温和高温两个阶段。低温反应制备阶段中熔点较低的Al相通过扩散反应完全转化为Ni2Al3相,形成Ni/Ni2Al3/Ni层状结构。高温反应制备工艺中剩余的Ni相与Ni2Al3相发生后续的反应以形成均质NiAl合金。低温反应阶段形成的NiAl3层和Ni2Al3层,以及高温反应阶段形成的Ni3Al层,均为细小的等轴晶组织,晶界扩散是元素扩散的重要形式,浓度梯度有助于各阶段扩散反应的高效进行。反应制备NiAl合金板材的成分均匀性良好,化学成分为50.8%Ni-49.2%Al（at.%）,细晶层微区内Ni和Al的化学成分偏离0.92%,粗晶层微区内化学成分偏离1.36%。通过单向拉伸实验对反应制备NiAl合金板材的室温及高温力学性能进行研究,分析了拉伸变形行为及流动应力变化规律。采用SEM、EBSD和3D-CT等分析测试方法,对其变形过程中的组织演变规律进行研究,揭示了NiAl合金板材高温变形和断裂机制。NiAl合金板材具有室温脆性,表现为兼具沿晶断裂和穿晶断裂的混合断裂模式。高温拉伸变形初期,高密度位错首先在细晶层中积累,为动态再结晶提供驱动力,随着应变量的增大,细晶层中的位错密度降低,协调转化并扩展到粗晶层中,随后动态再结晶在此区域发生。高温拉伸断口沿厚度方向发生剧烈变化并呈现锯齿沟壑状,局部颈缩发生在粗晶层,空间表现为孔洞和裂纹密度和尺寸的梯度分布。通过成形-原位反应复合制备工艺实验,验证了新工艺的可行性,成功成形出NiAl合金柱面薄壳和锥面薄壳。讨论了工艺参数的设定方法,分析了曲面薄壳的壁厚分布规律,阐明了构件成形过程的主要缺陷形式。构件成形效果良好、形状精度高,1000°C时屈服强度为73MPa,抗拉强度为81MPa。柱面薄壳和锥面薄壳在各位置均发生了壁厚减薄,沿横截面顶点处壁厚均小于其它位置,并随着角度的增加壁厚逐渐增加,在底部两端获得最大值。沿轴截面方向,柱面薄壳壁厚分布均匀,而锥面薄壳则出现壁厚梯度分布,沿小径端向大径端壁厚逐渐增大。三维尺寸精度分析显示,构件与模具型面一致性较高,尺寸精度好,柱面薄壳构件整体型面最大偏差尺寸均在±0.5mm以内,锥面薄壳构件最大偏差尺寸均在±0.1mm以内。采用XRD、SEM和EBSD等分析测试方法对成形-反应制备薄壳的微观组织进行表征,深入分析了曲面薄壳各区域的相结构、晶粒形态及孔洞的分布特征,探究了孔洞形成与演化规律,阐明了工艺参数与组织结构及力学性能的相关性,提出了通过工艺方法实现微观组织与力学性能调控的新方法。柱面薄壳各区域组织成分分布均匀,各区均为NiAl相。晶粒形貌相似,均呈现出双峰层状结构,但随着角度的增加,粗晶平均尺寸略有减小,细晶平均尺寸变化不大。曲面薄壳内孔洞呈现不均匀分布特征,增大压力可实现构件内部整体孔洞尺寸的降低。构件的晶粒度与Ni/Al叠层箔的初始厚度有关,通过减小初始Ni/Al箔材厚度可以实现NiAl合金晶粒的细化。通过调整Ni箔和Al箔的厚度比,可设计出具有Ni/Ni3Al/Ni的层状结构,有助于提升力学性能,从而实现对构件的组织性能调控。
袁勃[2]（2020）在《Cu-Al-Mn形状记忆合金纤维晶粒形态调控与弹热性能》文中研究说明基于形状记忆合金（SMAs）弹热效应发展而来的弹热制冷技术,以其高效、环保、经济等优点,有望成为替代传统蒸汽压缩制冷的一种新兴制冷技术。高性能、低成本的Cu基形状记忆合金已成为除Ni-Ti基合金之外最具发展潜力和应用价值的记忆合金。本文以Cu-Al-Mn合金为研究对象,采用玻璃包覆法成功制备出在室温下具有良好弹热效应的Cu-Al-Mn合金纤维。研究了纤维晶粒形态与弹热性能之间的关系,阐明了从晶粒设计的角度改善Cu-Al-Mn纤维超弹性和弹热性能的途径。Cu71Al18Mn11（at.%）合金经1073 K固溶淬火、423 K时效处理后,在室温303 K下获得具有热弹性马氏体相变特征的单一β相。细晶Cu71Al18Mn11纤维室温超弹性的临界应力较高（180～200 MPa）,平台应变较低（2%～3%）;卸载后存在少量残余应变,应力滞后高达100 MPa。温度303 K时,细晶纤维在300-350 MPa的单轴应力下绝热温变为3～5 K;但弹热可逆性较差,弹热循环加载与卸载过程的温变不对称,且50次弹热循环后纤维发生断裂。通过高温退火制备具有竹节状晶粒形态的Cu71Al18Mn11纤维。竹节晶Cu71Al18Mn11纤维在室温下超弹性相变临界应力降低、转变应变提高,室温下应力诱发等温熵变为10.1 J/kg·K。双程形状记忆效应测试表明,竹节晶纤维的应力滞后不随着外加应力的提高而改变。与细晶纤维相比,竹节晶纤维具有更加均匀且可逆的弹热效应,在150 MPa单轴应力下绝热温变达5 K,但弹热循环50次以后性能开始衰减。为了改善弹热循环稳定性,对竹节晶Cu71Al18Mn11纤维进行室温下的连续冷拉拔。在细化晶粒提高屈服强度的同时,并在纤维中引入织构,提高纤维的相变协调性。冷拔后织构少晶态纤维形成平行于纤维轴向的?101?织构,晶粒尺寸小于100μm,超弹性临界应力提高,转变应变略有下降,室温下绝热温变平均5.4 K,在275次弹热循环中保持3 K左右的稳定温变。纤维中绝热温变分布不均匀,最大温变可达7.1 K,而最低只有2.9 K。纤维中的弹热效应非均匀分布源自于相变过程中的应变局域化现象。冷拉拔虽然提高了纤维的弹热循环稳定性,但是引入了较多的晶界面积,抑制了马氏体相变,导致了绝热温变较低。为了同时获得较高的绝热温变和稳定的弹热循环,通过调控纤维晶粒取向,纤维直径,化学成分等参数,以竹节状晶粒形态为基础,制备出具有高弹热性能的Cu71.1Al17.2Mn11.7纤维。用红外直接测量得到了11.9 K的大可逆绝热温变,在90 K的温度区间内具有约21 J/kg·K的应力诱发等温熵变,在200次弹热循环中获得了5.6 K的稳定绝热温变。最后,本文系统总结了制备高弹热性能Cu-Al-Mn合金纤维的设计思路,提出了从晶粒形态设计的角度改善Cu-Al-Mn合金纤维弹热性能的方法,为后续制备优异的Cu基弹热材料提供了理论依据。
魏陇沙[3]（2020）在《多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究》文中认为Ni-Mn-Ga形状记忆合金具有磁感生应变和磁热效应等优异的性能,但存在普通多晶合金较单晶合金性能有明显下降的问题。本文以织构多晶Ni-Mn-Ga合金为研究对象,研究生长和再结晶织构对合金高温变形与功能特性的影响规律。采用铸造凝固获得沿晶体取向生长的柱状晶组织,通过热挤压制备含再结晶织构的多晶Ni-Mn-Ga合金棒材。系统研究两种织构多晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形、超弹性、弹热效应的各向异性以及磁感生应变和旋转磁热效应,为低成本高性能Ni-Mn-Ga合金功能材料的应用奠定了基础。研究表明,Ni-Mn-Ga合金凝固后形成粗大的柱状晶组织,柱状晶生长方向形成<001>织构。铸态多晶Ni-Mn-Ga合金在温度1273K～1323K、最大挤压比16:1条件下进行热挤压,转变为细小等轴晶组织,挤压方向为<111>织构。马氏体相变后,柱状晶Ni-Mn-Ga合金的马氏体仍保留奥氏体的<001>织构,而等轴晶Ni-Mn-Ga合金除奥氏体<111>织构外,还产生了挤压方向平行马氏体孪晶面的织构。等轴晶Ni-Mn-Ga合金奥氏体L21结构在接近有序-无序转变点时发生脆性向韧性转变,B2结构下合金在温度1073K～1223K范围内具有超塑性:1073K时,应变速率0.001s-1下最大延伸率达232.9%。本构方程计算和EBSD组织分析表明,等轴晶合金的超塑性变形机制为位错滑移和动态再结晶。柱状晶Ni-Mn-Ga合金奥氏体在有序-无序转变点附近的高温变形行为具有各向异性,垂直于<001>方向上L21结构的脆性断裂转变为B2结构塑性断裂,而平行于<001>方向上L21结构和B2结构都具有良好的塑性,并且B2结构同样具有超塑性,1073K下最大延伸率达168.6%,其超塑性变形机制为位错滑移和动态回复。柱状晶Ni-Mn-Ga合金高温塑性变形的各向异性主要受到柱状晶横向晶界对位错滑移约束的影响。柱状晶Ni-Mn-Ga合金经机械训练、超弹性训练以及热-磁训练后,磁晶各向异性能提高。超弹性训练和热-磁训练使马氏体c轴平行于外场方向,减少了变体数量。机械训练不仅减少了Ni-Mn-Ga合金孪晶变体数量,还使主孪晶分布在两向训练面内。不同训练后磁感生应变较训练前均有很大提高。柱状晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变由可逆和不可逆部分组成。机械训练后不可逆磁感生应变在垂直磁场下可以完全恢复。等轴晶Ni-Mn-Ga合金由于低的磁晶各向异性能以及高的孪晶应力导致只有很低的磁感生应变。柱状晶Ni-Mn-Ga合金具有良好的超弹性,平行<001>方向较垂直<001>方向具有更大的超弹性应变、更低的临界应力和应力滞后。在等轴晶Ni-Mn-Ga合金中,由于<111>取向应力诱发马氏体转变困难,平行和垂直<111>方向均为线性超弹性。柱状晶Ni-Mn-Ga合金平行<001>方向,在150MPa应力下获得最大弹热绝热温变ΔTad为7.4K,接近理论计算的绝热温变,与其他弹热制冷材料相比具有较高的比弹热效率;但由于晶界萌生裂纹,50次弹热循环后发生失效。而在垂直于<001>方向,弹热循环至100次仍保持稳定,这是源于该取向下具有较小的转变应变、低的摩擦损耗和抑制裂纹扩展。等轴晶Ni-Mn-Ga合金因其细晶强化作用,在300MPa高应力下经过250次弹热循环仍然具有稳定的弹热效应。柱状晶Ni-Mn-Ga合金超弹性训练后,在平行<001>方向上表现为正磁热效应,30k Oe磁场下,磁熵变ΔSM最大值可达-9.2J/kg·K;垂直<001>方向上,在5k Oe低磁场下表现为较强的反磁热效应,ΔSM最大值为2.5J/kg·K。利用超弹性训练后的强磁晶各向异性,首次发现柱状晶Ni-Mn-Ga合金具有优异的旋转磁热效应。研究表明,在30k Oe和20k Oe磁场下,旋转磁熵变ΔSR最大值分别达7.3和4.2J/kg·K。Ni-Mn-Ga合金优异的旋转磁热特性有望成为室温磁制冷材料。
李咪[4]（2020）在《WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究》文中进行了进一步梳理WSTi3515S阻燃钛合金在适当的变形条件下,具有良好的粗晶超塑性。该合金在超塑性变形过程中存在多尺度效应:宏观层面上的应力、应变变化;细观层面上的多晶整体响应及晶界效应;微观层面上的微观组织演变等。多尺度效应不仅反映了WSTi3515S钛合金的力学性能,还可以揭示其变形机制。目前对WSTi3515S阻燃钛合金超塑性能的研究主要集中在试验方面,通过研究变形行为和显微组织演变规律确定获得良好超塑性的工艺参数。然而试验研究无法描述变形的动态演化过程,难以揭示超塑性变形过程中复杂的微观物理现象。因此本文通过建立多尺度模型来模拟WSTi3515S阻燃钛合金的超塑性拉伸变形行为,深入研究该合金超塑性变形的力学行为及组织演变规律,主要研究的内容与结果如下:分析了WSTi3515S阻燃钛合金在超塑性拉伸变形过程中材料的宏观力学响应和细观应力分布。在变形开始,首先发生中心位置的塑性流动,此处流动应力迅速升高;随着应变的增大,中心位置的流动应力受其它位置应力的牵制,从中心区域向四周发展,最终达到一定的平衡,从而实现变形的均匀化。该合金的变形行为受温度、应变速率和变形量影响较大,温度越高,应变速率越低,变形量越大,应力应变的分布越均匀,因此高温低应变速率能够有效地缓解应力集中,使变形持续均匀地进行,从而获得较好的超塑性。研究了晶界在多晶模型中的整体效应及协调作用。变形伊始,晶界处的应力明显大于晶粒内部,晶界易成为应力集中区,随着变形的继续,晶界区域开始出现软化,直至晶界应力完全小于晶粒内部的单元平均应力,从而协调了晶界处的变形;在整个变形过程中,晶界处的塑性应变总是大于晶内的塑性应变量,随着变形的继续,晶内对变形贡献越来越显着,说明晶界和晶内共同参与变形;而不同的晶界厚度对变形的影响也不同,晶界相对厚度增大,单位晶界面积所承受的力小,晶界处和晶内的应变差小,促进了晶内的协调变形,从而提高材料整体变形的能力。探究了WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸变形过程中晶粒尺寸的变化规律。在整个变形过程中,晶粒大小是均匀的有规律的轴对称分布;在变形过程中,平均晶粒尺寸先减小而后增大,这是因为再结晶晶粒发生变化,而单位晶界面积也随之变化,单位晶界面积的增多使得晶界参与协调变形的作用越大,更有利于该合金的超塑性变形;提高变形温度,减小应变速率,能够促进动态再结晶,从而使材料塑性变形能力增强;该合金微观组织模拟变形过程中晶粒变化趋势与试验基本符合,因此WSTi3515S阻燃钛合金超塑性拉伸变形的微观组织模拟具有一定的参考价值。
周健[5]（2016）在《关于金属学中超塑性变形教学内容的几点思考》文中进行了进一步梳理本文对金属学中超塑性变形的基本概念和理论进行了深入思考,补充了过去我们没有足够重视的前沿研究成果和新现象、新理论,有助于学生研究型和创新型思维的培养。
程亮[6]（2016）在《高铌TiAl合金超塑性力学行为及变形机制研究》文中研究表明相对于传统TiAl基金属间化合物,高铌TiAl合金具有更高的强度、更为优异的抗蠕变及抗氧化性能,因而能够将TiAl基合金的使用温度区间提高50100℃,成为极具竞争力的高温结构材料。然而,金属间化合物的本征脆性为高铌TiAl合金的加工成型带来很大困难,使应用成本大幅度提高,进而阻碍了其大规模工业化应用。超塑成形可能是解决高铌TiAl合金成形问题的最有效的方法之一。这是因为在超塑性条件下,材料具有延伸率高、流动性好、无回弹、变形抗力小等特点,因而可以一次性加工出形状复杂的零件。过去二十年内人们对TiAl基合金的超塑性行为进行了大量的研究,旨在分析超塑性条件（晶粒度、应变速率及温度）、探索变形能力、阐明变形动力学及揭示变形机理等。虽然对TiAl基合金超塑性的相关研究取得了很大进展,但仍然在变形动力学和变形机制方面存在很多争议。尤其是当合金中含有大量亚稳β/B2相时,其超塑性能显着提高。但目前对β/B2相在超塑变形中的作用机理尚不明确。另外,仅仅有极少的研究关注高铌TiAl合金的超塑性。针对以上研究现状,本研究制备了名义成分为Ti–（42.5-43.5）Al–8Nb–0.2W–0.2B–（0-0.1）Y的合金铸锭,通过热机械处理细化晶粒并获得了两种不同显微组织（分别称为（α2+γ）和（β/B2+γ）合金）。然后结合高温拉伸试验研究了合金的超塑性力学行为及变形机制。主要研究内容和结果如下:为了制备出适合超塑变形的均匀细小显微组织,利用单轴压缩及应力松弛试验对高铌TiAl合金的动态/亚动态再结晶动力学开展研究。结果表明,高铌TiAl合金的显微组织对热变形十分敏感,再结晶极易发生但动力学较慢,整体呈现出爆发式形核而有限长大的特征,从而有利于细化组织。而同样很慢的亚动态再结晶动力学使得合金锻饼可以通过道次间退火的方法消除变形死区,进而获得均匀的显微组织分布。另外发现当在（α+β）相区进行热等静压或锻造变形时,合金中的β/B2相含量显着提高,即热力耦合作用对β/B2转变具有明显的抑制作用。利用该效应能够实现对合金中β/B2相含量的调整。在上述研究的基础上制定了合金的开坯锻造工艺,获得了具有相似成分但不同相组成（（α2+γ）合金与（β/B2+γ）合金）的高铌TiAl合金锻饼,为高铌TiAl合金细晶超塑性的研究奠定了材料基础。在应变速率为10-4 s-1、温度为8501050℃的条件下对两种合金进行了高温拉伸试验。结果发现,两种合金均在1000℃时表现出最大延伸率（400%）。但（β/B2+γ）合金在850℃时的延伸率即超过100%,而（α2+γ）合金则仅有50%。利用拉伸曲线对合金的变形动力学进行了分析,发现合金在最佳超塑性条件下的应变速率敏感因子均≥0.5。（α2+γ）合金的表观变形激活能为390 kJ/mol,与Al元素在TiAl晶格中的扩散激活能相当;而（β/B2+γ）合金则为295 kJ/mol,显着低于前者。进一步分析发现,对于所有具有（α2+γ）组织的TiAl合金,其超塑性变形动力学与普通无序合金近似,说明二者具有相同的速率控制机制。对于富β/B2相的TiAl合金,其超塑性变形动力学受到β/B2相体积分数的显着影响。利用SEM、EBSD对两种合金在850℃和1000℃变形后的显微组织进行了分析。结果发现,在850℃变形后,两种合金均发生了显着的动态再结晶,小角晶界数量急剧增大,并形成了明显的<100>+<111>丝织构,说明合金的变形机制以晶内滑移/孪生为主。而在1000℃变形时,两种合金的变形组织存在显着差异。（α2+γ）合金在变形前后的晶粒度、相组成、晶界特征几乎没有发生变化,但初始锻造织构几乎完全消除,仅仅出现了极其微弱的<100>+<111>丝织构,表明（α2+γ）合金的超塑性变形机制为晶内变形协调的晶界滑动。而对于（β/B2+γ）合金,在1000℃变形后发生了显着的晶粒细化和应变增强β→α2转变,并且形成了明显的立方织构,表明其超塑性变形机制为相变协调的晶内变形—不连续动态再结晶。利用SEM及X射线断层扫描技术对1000℃变形后试样中的孔洞进行了定量表征。结果表明,（α2+γ）合金中的孔洞主要在三叉相界处形核,而在（β/B2+γ）合金中则主要分布于界面凸出处。两种合金的孔洞密度相当,但（β/B2+γ）合金中孔洞的体积分数、孔洞尺寸、联接程度等均明显大于（α2+γ）合金。另外,（β/B2+γ）合金中较大的孔洞倾向于沿拉伸方向延伸,而（α2+γ）合金中大尺寸孔洞的取向则更为随机。最后结合变形机制对两种合金中孔洞特征的形成原因进行了详细讨论。为了进一步明确TiAl基合金的高温变形机制、揭示其超塑性变形区间,本研究对文献中有关DP/NG-TiAl合金的力学性能数据进行总结分析,定量阐述了显微组织、合金成分及晶粒度对位错蠕变、晶界滑动、扩散蠕变等变形机制的影响规律,建立了普适性的本构方程组,并在此基础上构建了适用于DP/NG-TiAl合金的变形机制图谱,从而为理解TiAl合金的高温变形动力学、预测其超塑性条件提供了有力工具。
王新[7]（2016）在《高Ca/Al比Mg-Al-Ca合金的超塑性研究》文中研究说明作为最轻的常用工程合金,镁合金广泛应用于航空航天和汽车领域。向Mg-Al系合金加入Ca能提高铸造性能,减小晶粒尺寸。Mg-Al-Ca合金中含有的热稳定金属间化合物对镁合金的性能有很重要的影响。本论文以四种高Ca/Al质量比（约为1）的Mg-Al-Ca合金（Mg-2Al-2Ca、 Mg-3Al-3Ca、Mg-4Al-4Ca、Mg-5Al=5Ca）为研究对象,通过半连续直接水冷铸造技术制备这四种合金,采用挤压工艺提高材料的性能,研究挤压工艺对合金微观组织、力学性能的影响和挤压态合金的超塑性现象与机理,得到以下主要结论：铸态镁合金具有二次相分布于晶界的枝晶结构。Ca能很好地细化晶粒,Al和Ca元素含量越多,二次相含量越多,铸态合金晶粒越细小,四种合金中Mg-5Al-5Ca的晶粒最小。合金中的相组成经鉴定为a-Mg+大量Al2Ca+少量Mg2Ca。经过挤压,四种Mg-Al-Ca合金的晶粒得到细化,二次相也被细化为更小的粒子。挤压态Mg-3Al-3Ca的强度最高,屈服强度和抗拉强度分别为303MPa和333MPa,伸长率为4.3%。挤压工艺使得Mg-3Al-3Ca的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别提升了168.1%,168.5%,26.5%。Mg-2Al-2Ca的断裂韧性最好,Kq值为15.32MPa·m1/2。在250℃、300℃、350℃和400℃温度,3.6×10-3S-1和3.6×10-4S-1应变速率下对合金进行超塑性拉伸实验,四种合金在400℃时表现出很高的伸长率,Mg-5Al-5Ca在400℃时3.6×10-4S-’应变速率下获得最大伸长率572%,这归因于促进晶界滑移（GBS）的晶粒细化效果。利用本构方程,计算得到合金的m值和Q值。Mg-2Al-2Ca、Mg-3Al-3Ca、 Mg-4Al-4Ca和Mg-5Al-5Ca合金的应变速率敏感指数m的平均值分别为0.181,0.209,0.420,0.489,超塑性变形激活能Q的值分别为1476 kJ·mol-1,139.1 kJ·mol-1,100.2 kJ·mol-1,87.1 kJ.mol-1。因此,Mg-2Al-2Ca和Mg-3Al-3Ca的超塑性变形机制为晶格扩散协调的位错攀移控制的蠕变机制（DL-DCC）, Mg-4A1-4Ca和Mg-5Al-5Ca的超塑性变形机制为晶界扩散协调的晶界滑移机制（Dgb-GBS）。对于M g-5Al-5Ca合金,大部分高温稳定相A12Ca粒子尺寸为80nm,对晶粒长大的抑制作用强烈,在晶界滑移时协调变形,因此在四种合金中具有最好的超塑性。
刘旭贺[8]（2012）在《超轻超塑性镁锂合金的制备及性能研究》文中认为镁锂合金作为最轻的金属结构材料，已经成为轻质合金领域的研究热点之一，超轻特性使得其在航空航天、武器装备、3C产业、船舶工业、核能应用等方面具有很好的应用前景。随着镁锂合金应用的不断深入，特别是涉及复杂构件（如仪表面板、复杂支架等）时，其加工成型方式已经成为直接影响其应用推广的因素之一，超塑成型是制造镁锂合金构件的重要成型方式，其具有传统塑性加工不可比拟的优势。超塑性镁锂合金的制备，目前大多数采用往复轧制的方式，以获得具有超塑性的细晶组织，这种加工方式易造成材料内部严重的织构，极大地影响镁锂合金的后续加工和使用。常规挤压同样能够细化合金组织，通过一定的工艺，满足超塑性对组织的要求，但目前这方面的研究还较少。本文首先通过实验研究了具有不同相组成的镁锂合金的高温性能，而后对Mg-8Li合金进行了合金化和变形加工的研究。在此基础上，对Mg-8Li和Mg-8Li-2Zn（LZ82）合金进行了不同程度的挤压变形，研究了其超塑性特征，并对最佳变形条件时的空洞行为进行了分析，为镁锂合金的应用扩展提供了一定的理论基础。室温下，镁锂合金的硬度随锂含量的增加而降低，当β相的体积分数达到一定量后，硬度的下降趋势变缓慢；α相、α+β相、β相三种合金的强度-温度曲线以及延伸率-温度曲线均可分为三个阶段，每种合金在不同阶段的变化趋势不相同；α相和β相体积分数相当的合金，如Mg-8Li合金，其强度随温度变化不大，适宜在较低温度（低于423K）下使用；对于β相合金，在高温拉伸时发生严重颈缩；Mg-6Li-3.5Al-1Zn-1Ce-0.5Sn合金在473K是仍具有较高的强度（151.53MPa）。合金化和变形加工均能改善镁锂合金组织，提高合金性能。铸态Mg-8Li合金由α-Mg相和β-Li相组成，组织粗大。添加Zn和Y或Ce后，合金组织得到细化。Mg-8Li-2Zn-0.5Ce合金中生成Zn2Ce化合物，Mg-8Li-2Zn-0.5Y合金中生成颗粒状的Mg6Y化合物，合金化使Mg-8Li合金的抗拉强度得到明显提高，但在Mg-8Li-2Zn-0.5Ce中，由于Zn2Ce以网状形式存在于晶界处，导致合金延伸率下降。轧制变形能细化铸态合金组织，提高合金的力学性能。特别是对于Mg-8Li-2Zn-0.5Ce合金，铸态时的网状化合物Zn2Ce在轧制过程中被破碎成颗粒状，较均匀地分布于基体内，使合金的塑性得到大幅度提高。Mg-8Li合金经过挤压变形后，α-Mg相以及β-Li相呈纤维状，沿挤压方向交替分布。与铸态合金相比，挤压变形后合金的抗拉强度和延伸率都得到了较大提高，挤压变形对延伸率的影响比对抗拉强度的影响大。经过常规一道次挤压的Mg-8Li合金在温度为563K、初始应变速率为5×10-5s-1的条件下得到164.5%的延伸率，一道次挤压Mg-8Li-2Zn合金在温度为563K、初始应变速率为1.5×10-4s-1的条件下得到228%的延伸率，均表现出超塑性。在超塑性拉伸过程中，流变应力随着温度的升高或初始应变速率的降低而减小。经过两次常规挤压，即两道次挤压，实现大挤压比变形，LZ82镁锂合金的组织得到进一步细化，两相分布均匀，平均晶粒尺寸小于10m；两道次挤压LZ82镁锂合金在温度为563K、初始应变速率为1.5×10-4s-1的条件下具有最大的延伸率758%，表现出良好的超塑性，该条件下的应变速率敏感系数m=0.55，变形激活能Q=90kJ/mol。两道次挤压LZ82合金经过473K×2h的退火后，晶粒尺寸没有发生明显变化，但晶粒的等轴度增加，β相发生了聚集，退火前存在较多的岛状或半岛状的β相减少；挤压退火LZ82镁锂合金在温度为623K、初始应变速率为1×10-2s-1的条件下得到279%的延伸率，在初始应变速率为1×10-1s-1时，延伸率仍大于100%，表现出较好的高应变速率超塑性；最佳变形条件下的变形激活能Q=89.4kJ/mol。两道次挤压LZ82镁锂合金经过进一步温轧，晶粒明显细化，但尺寸不均匀；挤压轧制LZ82镁锂合金在温度为498K、初始应变速率为1.6×10-4s-1的条件下得到430%的延伸率，当温度为423K时，延伸率仍大于100%，表现出良好的低温超塑性；最佳变形条件下的应变速率敏感系数m=0.55，变形激活能Q=99.24kJ/mol，拉伸变形后，合金内α相和β相发生等轴变化，晶粒发生球化，晶界圆弧化。应变速率敏感系数和变形激活能的计算以及拉伸变形后合金显微组织的变化都表明两道次挤压LZ82镁锂合金超塑性变形的主要机制是晶界扩散控制的晶界滑移。LZ82镁锂合金在超塑性变形过程中形成空洞，且空洞的数量和尺寸随温度的升高或应变速率的降低以及应变的增加而增加。空洞主要在三角晶界处形成，形状以○形为主，其主要形核机制为空位扩散机制；空洞的形核是连续的，贯穿于整个变形过程。在不同的变形阶段，空洞的长大控制机制是不同的，在变形初期，长大由扩散机制控制，随着应变的增加，空洞的长大机制逐渐由扩散控制转变为由空洞周围材料的塑性变形控制。空洞的连接和长大是导致合金材料断裂的主要原因之一。选用空洞体积分数f v作为超塑性变形损伤变量测定值，基于连续损伤力学，计算了LZ82镁锂合金板材超塑性变形损伤特征参数
胡静,林栋梁[9]（2011）在《双相NiAl金属间化合物超塑性》文中指出研究双相Ni-31Al金属间化合物的高温变形行为。结果表明,该合金在9501075℃温度范围,1.25×10-48×10-3s-1应变速率范围内呈超塑性变形。在温度为1000℃、应变速率为5×10-4s-1时,最大延伸率可达281.3%。显微结构分析表明,超塑性变形过程中两相具有很好的协调变形能力,超塑性变形后原始组织拉长、细化。双相Ni-31Al金属间化合物超塑性变形机制可能为连续动态回复与再结晶。
胡静,林栋梁[10]（2009）在《大晶粒单相Ni-50Al金属间化合物高温塑性》文中指出研究了原始晶粒尺寸为220μm的正化学计量比单相Ni-50Al金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律。结果表明,该合金在温度10001100℃,应变速率7.5×10-41×10-3s-1范围内具有良好的高温塑性变形能力;在1075℃,应变速率为8.75×10-4s-1时,最大延伸率可达139%。金相显微分析表明,原始大晶粒组织经高温塑性变形后显着细化;EBSD与TEM分析表明,变形过程中小角度晶界持续产生,较小角度晶界向较大角度晶界不断演变,最终导致晶粒显着细化。显微结构综合分析表明,大晶粒Ni-50Al合金的高温塑性变形是由位错的交滑移与攀移等交互作用产生的连续动态回复和再结晶导致的。
二、大晶粒Ni-45Al合金的超塑性（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、大晶粒Ni-45Al合金的超塑性（论文提纲范文）
（1）NiAl合金曲面薄壳成形-原位反应复合制备与组织性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 NiAl合金及应用现状 |
| 1.2.1 NiAl合金的性能及特点 |
| 1.2.2 NiAl合金的增塑与增强 |
| 1.2.3 NiAl合金的需求及潜在应用 |
| 1.3 NiAl合金构件热成形研究进展 |
| 1.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.2 等温挤压法 |
| 1.3.3 等温锻造法 |
| 1.3.4 超塑成形法 |
| 1.3.5 反应制备法 |
| 1.4 NiAl合金塑性变形行为及微观机理研究进展 |
| 1.4.1 变形行为及微观机理 |
| 1.4.2 断裂特征及韧脆转变 |
| 1.5 成形-原位反应复合制备新工艺 |
| 1.6 课题研究的意义和主要内容 |
| 第2章 NiAl合金板材反应制备工艺与组织演化 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 低温反应制备工艺与组织特征 |
| 2.2.1 低温反应制备工艺参数的制定 |
| 2.2.2 低温反应相成分及微观结构 |
| 2.2.3 低温反应晶粒形貌及其演变 |
| 2.2.4 低温反应动力学与反应机制 |
| 2.3 高温反应制备工艺与组织特征 |
| 2.3.1 高温反应制备工艺参数的制定 |
| 2.3.2 高温反应相成分及微观结构 |
| 2.3.3 高温反应晶粒形貌及其演变 |
| 2.3.4 高温反应机制 |
| 2.4 反应制备工艺组织演化规律 |
| 2.5 组织成分均匀性分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 NiAl合金板材力学性能与断裂机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 室温力学性能 |
| 3.2.1 室温拉伸与断裂行为 |
| 3.2.2 微观力学性能 |
| 3.3 NiAl合金板材高温拉伸变形行为 |
| 3.3.1 高温力学性能 |
| 3.3.2 高温流动应力变化规律 |
| 3.4 NiAl合金板材高温拉伸变形组织演变规律 |
| 3.4.1 变形组织演化 |
| 3.4.2 应变局域化分布及演化 |
| 3.4.3 高温变形微观物理机制 |
| 3.5 NiAl合金板材高温拉伸断裂行为 |
| 3.5.1 断口形貌特征 |
| 3.5.2 裂纹空间分布特征 |
| 3.5.3 高温拉伸断裂行为 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 NiAl合金曲面薄壳成形-原位反应复合制备规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试件与实验装置 |
| 4.2.1 试件形状与尺寸 |
| 4.2.2 实验材料与成分设计 |
| 4.2.3 实验装置及工艺过程 |
| 4.2.4 工艺参数的设定 |
| 4.3 叠层箔板坯胀形变形行为 |
| 4.3.1 极限胀形能力 |
| 4.3.2 应变分布特征 |
| 4.4 曲面薄壳成形过程与缺陷分析 |
| 4.4.1 曲面薄壳压制过程应力分布 |
| 4.4.2 临界压制过程力学分析 |
| 4.4.3 成形缺陷分析 |
| 4.5 曲面薄壳壁厚分布规律 |
| 4.5.1 柱面薄壳壁厚分布 |
| 4.5.2 锥面薄壳壁厚分布 |
| 4.5.3 压力对壁厚分布的影响 |
| 4.6 曲面薄壳尺寸精度 |
| 4.6.1 柱面薄壳尺寸精度分析 |
| 4.6.2 锥面薄壳尺寸精度分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 成形-原位反应制备薄壳微观组织与力学性能调控 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 曲面薄壳的微观组织 |
| 5.2.1 相结构及其分布 |
| 5.2.2 晶粒形貌及其分布 |
| 5.3 曲面薄壳的孔洞分布 |
| 5.3.1 孔洞特征与分布 |
| 5.3.2 孔洞形成及演化机制 |
| 5.4 曲面薄壳力学性能 |
| 5.4.1 力学性能分布特征 |
| 5.4.2 压力对力学性能分布的影响 |
| 5.5 构件组织与力学性能调控 |
| 5.5.1 晶粒度调控 |
| 5.5.2 相分布及力学性能调控 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）Cu-Al-Mn形状记忆合金纤维晶粒形态调控与弹热性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的意义和目的 |
| 1.2 不同外场下的热效应简介 |
| 1.3 形状记忆合金的基本特性及弹热制冷 |
| 1.3.1 形状记忆效应和超弹性 |
| 1.3.2 基于形状记忆合金弹热效应的固体制冷 |
| 1.3.3 弹热效应的表征方法 |
| 1.4 国内外弹热材料的研究现状 |
| 1.4.1 NiTi基形状记忆合金 |
| 1.4.2 Cu基形状记忆合金 |
| 1.4.3 Fe基形状记忆合金 |
| 1.4.4 Ni-Mn基铁磁型形状记忆合金 |
| 1.4.5 新型弹热材料的研究 |
| 1.4.6 弹热原型机的设计 |
| 1.4.7 弹热材料的研究难点 |
| 1.4.8 弹热材料的未来发展趋势 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 材料的制备及分析测试方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 Cu-Al-Mn合金纤维的制备 |
| 2.2.1 母相Cu-Al-Mn合金块体的制备 |
| 2.2.2 玻璃包覆Cu-Al-Mn合金纤维的制备 |
| 2.3 Cu-Al-Mn合金纤维的热处理与冷拉拔 |
| 2.3.1 纤维的热处理 |
| 2.3.2 纤维的冷拉拔 |
| 2.4 分析测试与表征方法 |
| 2.4.1 组织结构的表征 |
| 2.4.2 相变行为的表征 |
| 2.4.3 力学性能的表征 |
| 2.4.4 弹热性能的表征 |
| 第3章 细晶Cu-Al-Mn纤维的制备及弹热效应研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu-Al-Mn合金的成分设计 |
| 3.2.1 Cu-Al-Mn合金的晶体学特征 |
| 3.2.2 室温下获得弹热效应的成分设计准则 |
| 3.3 Cu-Al-Mn合金的固溶处理工艺研究 |
| 3.3.1 退火温度 |
| 3.3.2 退火时间 |
| 3.3.3 低温时效 |
| 3.4 Cu-Al-Mn纤维的组织形貌 |
| 3.4.1 制备态纤维的宏观形貌 |
| 3.4.2 退火过程中纤维晶粒状态的演化 |
| 3.5 室温下细晶Cu-Al-Mn纤维的弹热性能 |
| 3.5.1 不同细晶纤维的选取 |
| 3.5.2 单个弹热循环中的问题 |
| 3.5.3 绝热温变的轴向分布 |
| 3.5.4 弹热效应的循环稳定性 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 竹节晶Cu-Al-Mn纤维的弹热效应研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 竹节晶Cu-Al-Mn纤维的组织形貌和马氏体相变 |
| 4.2.1 竹节晶纤维的制备及组织形貌 |
| 4.2.2 竹节晶纤维的晶粒取向 |
| 4.2.3 晶粒取向对超弹性的影响 |
| 4.2.4 竹节晶纤维的马氏体相变 |
| 4.3 竹节晶Cu-Al-Mn纤维弹热效应的间接表征 |
| 4.3.1 不同温度下的超弹性 |
| 4.3.2 不同应力下的双程形状记忆效应 |
| 4.3.3 等温熵变的间接计算 |
| 4.4 竹节晶Cu-Al-Mn纤维弹热性能的直接表征 |
| 4.4.1 室温下的绝热温变 |
| 4.4.2 不同外部参数对绝热温变的影响 |
| 4.4.3 弹热循环稳定性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 织构少晶Cu-Al-Mn纤维的弹热效应研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 连续冷拉拔法制备织构少晶Cu-Al-Mn纤维 |
| 5.2.1 织构少晶纤维的晶粒特征 |
| 5.2.2 织构少晶纤维的马氏体相变和力学性能 |
| 5.3 织构少晶Cu-Al-Mn纤维弹热效应的间接表征 |
| 5.4 织构少晶Cu-Al-Mn纤维弹热效应的直接表征 |
| 5.4.1 室温下的绝热温变 |
| 5.4.2 循环稳定性 |
| 5.5 织构少晶纤维在弹热过程中的应变局域化现象 |
| 5.5.1 非均匀绝热温变的直接观测 |
| 5.5.2 基于EBSD对理论转变应变的计算 |
| 5.5.3 晶粒形态与弹热循环的关系 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 高弹热性能Cu-Al-Mn纤维的设计优化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 获得高弹热性能纤维的设计思路 |
| 6.2.1 应力滞后的成因 |
| 6.2.2 纤维化学成分 |
| 6.2.3 晶粒取向与晶粒形态 |
| 6.3 设计优化后纤维的马氏体相变与晶粒特征 |
| 6.4 竹节晶Cu_(71.1)Al_(17.2)Mn_(11.7)纤维的弹热效应 |
| 6.4.1 不同温度下的超弹性与等温熵变 |
| 6.4.2 不同外力下的超弹性与绝热温变 |
| 6.4.3 与其他弹热材料的综合比较 |
| 6.5 利用应变局域化调控弹热效应的循环性 |
| 6.5.1 竹节晶纤维中应变局域化的来源 |
| 6.5.2 应变局域化的红外表征 |
| 6.5.3 循环稳定性的对比 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录1 基于Matlab对理论转变应变的计算程序 |
| 附录2 基于Matlab处理红外温度数据的方法 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他学术成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 Ni-Mn-Ga合金的结构与相变 |
| 1.2.1 液-固转变 |
| 1.2.2 有序-无序转变 |
| 1.2.3 顺磁-铁磁转变 |
| 1.2.4 马氏体相变 |
| 1.3 金属间化合物的超塑性 |
| 1.3.1 金属间化合物超塑性特点 |
| 1.3.2 金属间化合物超塑性变形机制 |
| 1.4 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 1.4.1 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变机理 |
| 1.4.2 Ni-Mn-Ga合金的磁晶各向异性能 |
| 1.4.3 单晶Ni-Mn-Ga合金磁感生应变 |
| 1.4.4 多晶Ni-Mn-Ga合金磁感生应变 |
| 1.5 铁磁形状记忆合金的弹热效应与磁热效应 |
| 1.5.1 磁热效应与弹热效应原理 |
| 1.5.2 铁磁形状记忆合金的磁热效应 |
| 1.5.3 铁磁形状记忆合金的弹热效应 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料与制备工艺 |
| 2.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的热挤压 |
| 2.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的热处理 |
| 2.4 材料的组织与结构分析方法 |
| 2.4.1 显微组织观察 |
| 2.4.2 X射线物相鉴定 |
| 2.4.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.4 中子衍射极图分析 |
| 2.4.5 热分析 |
| 2.4.6 数字关联技术(DIC) |
| 2.5 材料的性能测试方法 |
| 2.5.1 高温拉伸测试 |
| 2.5.2 室温压缩测试 |
| 2.5.3 磁性能与磁热效应测量 |
| 2.5.4 磁感生应变测量 |
| 第3章 织构多晶Ni-Mn-Ga合金的组织与相变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的组织 |
| 3.2.1 挤压态多晶Ni-Mn-Ga合金的组织与织构 |
| 3.2.2 多晶Ni-Mn-Ga合金马氏体组织与织构 |
| 3.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的相变 |
| 3.3.1 多晶Ni-Mn-Ga合金的有序-无序相变 |
| 3.3.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的马氏体相变 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 多晶Ni-Mn-Ga合金高温塑性变形的各向异性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形 |
| 4.2.1 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的高温变形行为 |
| 4.2.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金应变速率敏感性指数与变形激活能 |
| 4.2.3 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的超塑性变形机制 |
| 4.2.4 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的断口分析 |
| 4.3 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形 |
| 4.3.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的高温变形行为 |
| 4.3.2 柱状晶Ni-Mn-Ga合金应变速率敏感性指数与变形激活能 |
| 4.3.3 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的超塑性变形机制 |
| 4.3.4 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 多晶Ni-Mn-Ga合金的训练与磁感生应变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的训练处理 |
| 5.2.1 训练对Ni-Mn-Ga合金孪晶再取向的影响 |
| 5.2.2 训练对Ni-Mn-Ga合金磁性能的影响 |
| 5.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.3.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.3.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 多晶Ni-Mn-Ga合金的弹热与旋转磁热效应 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的弹热效应 |
| 6.2.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的超弹性 |
| 6.2.2 应变速率对弹热效应的影响 |
| 6.2.3 施加最大应力对弹热效应的影响 |
| 6.2.4 温度对弹热效应的影响 |
| 6.2.5 弹热效应的可逆性与循环稳定性 |
| 6.3 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的弹热效应 |
| 6.3.1 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的超弹性 |
| 6.3.2 施加最大应力对弹热效应的影响 |
| 6.3.3 弹热效应的可逆性与循环稳定性 |
| 6.4 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的旋转磁热效应 |
| 6.4.1 超弹性训练后合金的马氏体相变与滞后 |
| 6.4.2 超弹性训练后合金的旋转磁热效应 |
| 6.5 多晶Ni-Mn-Ga合金组织与性能的关系 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金的发展和应用 |
| 1.2.1 钛合金的发展 |
| 1.2.2 国内外钛合金的应用 |
| 1.3 阻燃钛合金概况 |
| 1.3.1 阻燃钛合金研究现状 |
| 1.3.2 Ti-V-Cr系阻燃钛合金研究现状 |
| 1.4 钛合金超塑性研究 |
| 1.4.1 钛合金超塑性研究现状 |
| 1.4.2 粗晶钛合金超塑性研究现状 |
| 1.5 有限元模拟 |
| 1.5.1 有限元模拟在材料加工中的应用 |
| 1.5.2 多尺度有限元模拟的应用与进展 |
| 1.6 研究意义和研究内容 |
| 第二章 研究方法 |
| 2.1 实验方法及实验条件 |
| 2.2 宏观建模 |
| 2.2.1 Marc软件简介 |
| 2.2.2 几何模型的构建 |
| 2.2.3 材料模型的构建 |
| 2.2.4 初始条件和边界条件的确定 |
| 2.2.5 分析工况设定 |
| 2.3 细观建模 |
| 2.4 微观组织建模 |
| 第三章 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形宏-细观模拟研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 动态再结晶热粘塑性本构模型 |
| 3.3 宏观模拟结果分析 |
| 3.3.1 不同变形条件下的应力-应变曲线分析 |
| 3.3.2 不同变形阶段的应力应变分析 |
| 3.3.3 不同变形条件下的应力分析 |
| 3.4 细观模拟结果分析 |
| 3.5 多晶模型整体响应中的晶界效应 |
| 3.5.1 晶界对变形行为的影响 |
| 3.5.2 不同晶界厚度对等效米塞斯应力的影响 |
| 3.5.3 不同晶界厚度对等效塑性应变的影响 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形过程的微观组织模拟研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的微观组织演变 |
| 4.3 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的动态再结晶分析模型 |
| 4.3.1 WSTi3515S阻燃钛合金动态再结晶临界应变模型 |
| 4.3.2 WSTi3515S阻燃钛合金动态再结晶晶粒尺寸模型 |
| 4.3.3 WSTi3515S阻燃钛合金再结晶晶粒长大模型 |
| 4.4 WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形微观组织的动态再结晶模拟 |
| 4.4.1 WSTi3515S阻燃钛合金微观组织演化子程序 |
| 4.4.2 WSTi3515S阻燃钛合金晶粒尺寸模拟结果分析 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（5）关于金属学中超塑性变形教学内容的几点思考（论文提纲范文）
| 一、引言 |
| 二、低温超塑性 |
| 三、高应变速率超塑性 |
| 四、大晶粒超塑性 |
| 五、结论 |
（6）高铌TiAl合金超塑性力学行为及变形机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 TiAl合金系的发展及应用 |
| 1.2.1 铸造TiAl合金 |
| 1.2.2 变形TiAl合金 |
| 1.3 超塑性的发展及研究现状 |
| 1.3.1 超塑性现象 |
| 1.3.2 超塑性及高温蠕变动力学 |
| 1.3.3 超塑性变形机理及速率控制过程 |
| 1.4 TiAl合金的超塑性研究现状 |
| 1.4.1 超塑性TiAl合金制备 |
| 1.4.2 TiAl合金超塑性能 |
| 1.4.3 TiAl合金超塑性变形过程组织演化 |
| 1.4.4 TiAl合金超塑性变形机制 |
| 1.4.5 研究中存在的问题 |
| 1.5 课题意义及主要研究内容 |
| 第2章 研究方案与实验方法 |
| 2.1 研究思路与方案 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 铸锭熔炼与热等静压 |
| 2.2.2 单轴压缩与应力松弛 |
| 2.2.3 铸锭开坯锻造 |
| 2.2.4 高温拉伸试验 |
| 2.2.5 显微组织表征 |
| 2.2.6 织构表征 |
| 2.2.7 孔洞表征 |
| 第3章 高铌TiAl合金细晶制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态显微组织 |
| 3.2.1 VAR合金 |
| 3.2.2 ISM合金 |
| 3.3 再结晶动力学 |
| 3.3.1 动态再结晶 |
| 3.3.2 亚动态再结晶 |
| 3.4 应力诱导相变 |
| 3.5 细晶锻造工艺 |
| 3.5.1 锻造工艺参数 |
| 3.5.2 锻造显微组织 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高铌TiAl合金超塑性变形动力学 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 超塑性延伸率 |
| 4.3 超塑性流变行为 |
| 4.4 应力指数及变形激活能 |
| 4.5 动力学方程 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 高铌TiAl合金超塑性变形过程显微组织及织构演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 初始显微组织及织构 |
| 5.2.1 (α_2+γ)合金 |
| 5.2.2 (β/B2+γ)合金 |
| 5.3 显微组织演化 |
| 5.3.1 低温变形(850℃) |
| 5.3.2 超塑性变形(1000℃) |
| 5.4 织构演化 |
| 5.4.1 低温变形(850℃) |
| 5.4.2 超塑性变形(1000℃) |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 高铌TiAl合金超塑性变形过程孔洞演化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 孔洞形核位置 |
| 6.2.1 (α_2+γ)合金 |
| 6.2.2 (β/B2+γ)合金 |
| 6.3 孔洞宏观形貌 |
| 6.4 孔洞定量分析 |
| 6.4.1 孔洞尺寸及体积分数 |
| 6.4.2 孔洞取向统计 |
| 6.4.3 孔洞联接行为 |
| 6.5 孔洞特征形成机制 |
| 6.6 孔洞长大动力学特征 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 TiAl合金高温变形动力学及变形机制图谱 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 蠕变基本速率方程与变形机制图谱 |
| 7.3 TiAl合金蠕变动力学特征 |
| 7.3.1 幂率蠕变 |
| 7.3.2 幂率失效 |
| 7.3.3 晶界滑动 |
| 7.3.4 扩散蠕变 |
| 7.4 TiAl合金高温变形机制图谱 |
| 7.4.1 基本特征 |
| 7.4.2 晶粒度影响 |
| 7.4.3 图谱应用 |
| 7.4.4 存在的问题 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（7）高Ca/Al比Mg-Al-Ca合金的超塑性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金的性能及特征 |
| 1.3 镁合金的分类 |
| 1.4 Mg-Al-Ca系镁合金研究现状 |
| 1.5 镁合金的塑性成形 |
| 1.5.1 变形过程中的动态再结晶 |
| 1.5.2 挤压 |
| 1.5.3 轧制 |
| 1.5.4 锻造 |
| 1.6 镁合金的超塑性 |
| 1.6.1 镁合金超塑性及特点 |
| 1.6.2 超塑性变形机理 |
| 1.6.2.1 扩散蠕变机理 |
| 1.6.2.2 晶界滑动机理 |
| 1.6.2.3 动态再结晶机理 |
| 1.6.3 超塑性变形的本构关系 |
| 1.6.4 镁合金超塑性的发展方向 |
| 1.7 本课题的研究内容 |
| 第2章 实验内容及研究方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料的制备 |
| 2.3 均匀化退火 |
| 2.4 挤压 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 室温拉伸试验 |
| 2.5.3 高温拉伸实验 |
| 2.5.4 断裂韧性实验 |
| 2.6 组织观察和分析 |
| 2.6.1 金相分析 |
| 2.6.2 X射线衍射分析 |
| 2.6.3 SEM-EDS观察和分析 |
| 第3章 Mg-Al-Ca合金的组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态合金的显微组织和力学性能 |
| 3.2.1 铸态合金显微组织 |
| 3.2.2 铸态合金力学性能 |
| 3.3 挤压态合金的显微组织和力学性能 |
| 3.3.1 挤压态合金显微组织 |
| 3.3.2 挤压态合金力学性能 |
| 3.3.3 挤压态合金断裂韧性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 挤压态Mg-Al-Ca合金的超塑性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与分析讨论 |
| 4.2.1 温度和应变速率对超塑性的影响 |
| 4.2.2 应变速率敏感指数m值和激活能Q值 |
| 4.2.3 有效扩散系数D_(eff) |
| 4.2.4 超塑性变形的显微组织演变 |
| 4.3 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间所发表的学术论文目录 |
（8）超轻超塑性镁锂合金的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁锂合金概述 |
| 1.2 镁锂合金发展历史和及研究现状 |
| 1.2.1 镁锂合金发展历史 |
| 1.2.2 镁锂合金研究现状 |
| 1.3 镁锂合金的应用 |
| 1.3.1 镁锂合金在航空航天领域的应用 |
| 1.3.2 镁锂合金在军事领域的应用 |
| 1.3.3 镁锂合金在民用领域的应用 |
| 1.4 超塑性概述 |
| 1.4.1 超塑性的分类 |
| 1.4.2 超塑性的优点及问题 |
| 1.5 镁锂合金超塑性 |
| 1.5.1 镁锂合金超塑性特点 |
| 1.5.2 镁锂合金超塑性的研究现状 |
| 1.6 超塑性变形中的空洞行为研究 |
| 1.6.1 空洞形核研究 |
| 1.6.2 空洞长大相关研究 |
| 1.6.3 镁锂合金超塑性变形中空洞行为的研究现状 |
| 1.7 本论文的研究目的和主要内容 |
| 第2章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 合金的制备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.2 铸锭的热处理及变形加工 |
| 2.2.1 铸锭的热处理 |
| 2.2.2 合金的变形加工 |
| 2.3 材料显微组织表征方法 |
| 2.3.1 合金实际成分分析 |
| 2.3.2 金相试样的制备和组织观察 |
| 2.3.3 X 射线衍射分析（XRD） |
| 2.3.4 扫描电子显微镜（SEM）分析 |
| 2.3.5 X 射线能谱分析（EDS） |
| 2.4 材料性能研究方法 |
| 2.4.1 布氏硬度测试 |
| 2.4.2 拉伸力学性能测试 |
| 第3章 不同锂含量镁锂合金高温力学性能 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.2 合金的实际元素含量 |
| 3.3 变形合金的组织结构 |
| 3.3.1 合金的显微组织 |
| 3.3.2 合金的相组成分析 |
| 3.4 变形合金的力学性能 |
| 3.4.1 三种合金的布氏硬度 |
| 3.4.2 三种合金的高温拉伸性能 |
| 3.5 合金不同温度拉伸断口形貌 |
| 3.6 断口处的金相组织 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 合金化及变形对 Mg-8Li 合金组织与性能的影响 |
| 4.1 实验过程 |
| 4.2 铸态合金的组织和性能 |
| 4.2.1 铸态合金的实际成分分析 |
| 4.2.2 铸态合金的显微组织 |
| 4.2.3 铸态合金的相组成分析 |
| 4.2.4 微区成分分析(EDS) |
| 4.2.5 铸态合金的布氏硬度 |
| 4.2.6 铸态合金拉伸力学性能 |
| 4.2.7 断口扫描分析 |
| 4.3 轧制变形后合金的组织和性能 |
| 4.3.1 轧制变形后合金的显微组织 |
| 4.3.2 轧制变形后合金的力学性能 |
| 4.3.3 轧制合金拉伸断口扫描分析 |
| 4.4 挤压变形后合金的组织和性能 |
| 4.4.1 挤压变形后合金的显微组织 |
| 4.4.2 挤压变形后合金的力学性能 |
| 4.4.3 断口扫描分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 常规一道次挤压 Mg-8Li 合金超塑性 |
| 5.1 实验过程 |
| 5.2 挤压态 Mg-8Li 合金的超塑性能 |
| 5.2.1 不同变形工艺下的延伸率结果 |
| 5.2.2 超塑性拉伸的应力-应变曲线 |
| 5.3 超塑变形中微观组织的演变 |
| 5.3.1 拉伸断口处的组织形貌 |
| 5.3.2 超塑性变形中空洞的发展过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 两道次挤压镁锂合金的超塑性 |
| 6.1 实验过程 |
| 6.2 两道次挤压 LZ82 镁锂合金的显微组织 |
| 6.3 两道次挤压 LZ82 镁锂合金的室温力学性能 |
| 6.4 两道次挤压 LZ82 镁锂合金的高温力学性能 |
| 6.5 应变速率敏感系数及变形激活能 |
| 6.6 最大延伸率的应力—应变曲线及变形后的试样照片 |
| 6.7 变形后的组织 |
| 6.8 本章小结 |
| 第7章 镁锂合金的高应变速率超塑性和低温超塑性 |
| 7.1 实验过程 |
| 7.2 挤压退火 LZ82 镁锂合金的高应变速率超塑性 |
| 7.2.1 挤压退火 LZ82 镁锂合金的显微组织 |
| 7.2.2 挤压退火 LZ82 镁锂合金合金的高温拉伸性能 |
| 7.2.3 挤压退火 LZ82 镁锂合金的高温变形激活能 |
| 7.2.4 退火 LZ82 合金的高温变形后的组织 |
| 7.3 挤压轧制 LZ82 镁锂合金的低温超塑性 |
| 7.3.1 挤压轧制 LZ82 合金的显微组织 |
| 7.3.2 挤压轧制 LZ82 合金超塑性变形特征 |
| 7.4 本章小结 |
| 第8章 超塑性变形中的空洞行为研究 |
| 8.0 实验过程 |
| 8.1 空洞形貌 |
| 8.2 空洞行为随应变变化情况 |
| 8.3 空洞行为的测量方法和定量分析 |
| 8.3.1 空洞行为的测量方法 |
| 8.3.2 空洞行为的定量分析 |
| 8.4 空洞的形核、长大以及连接 |
| 8.4.1 空洞的形核机制 |
| 8.4.2 空洞的长大机制 |
| 8.5 空洞的连接和材料的断裂 |
| 8.6 两道次挤压 LZ82 镁锂合金超塑性变形损伤特征参数确定 |
| 8.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）双相NiAl金属间化合物超塑性（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 2 结果与分析 |
| 3 结论 |
（10）大晶粒单相Ni-50Al金属间化合物高温塑性（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 2 结果与分析 |
| 3 讨论 |
| 4 结论 |
四、大晶粒Ni-45Al合金的超塑性（论文参考文献）
- [1]NiAl合金曲面薄壳成形-原位反应复合制备与组织性能调控[D]. 孙营. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [2]Cu-Al-Mn形状记忆合金纤维晶粒形态调控与弹热性能[D]. 袁勃. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [3]多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究[D]. 魏陇沙. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [4]WSTi3515S阻燃钛合金超塑性变形的多尺度模拟研究[D]. 李咪. 长安大学, 2020(06)
- [5]关于金属学中超塑性变形教学内容的几点思考[J]. 周健. 教育教学论坛, 2016(46)
- [6]高铌TiAl合金超塑性力学行为及变形机制研究[D]. 程亮. 西北工业大学, 2016(05)
- [7]高Ca/Al比Mg-Al-Ca合金的超塑性研究[D]. 王新. 湖南大学, 2016(03)
- [8]超轻超塑性镁锂合金的制备及性能研究[D]. 刘旭贺. 哈尔滨工程大学, 2012(02)
- [9]双相NiAl金属间化合物超塑性[J]. 胡静,林栋梁. 稀有金属材料与工程, 2011(05)
- [10]大晶粒单相Ni-50Al金属间化合物高温塑性[J]. 胡静,林栋梁. 稀有金属材料与工程, 2009(12)