王彦绒[1]2003年在《采用摩擦压扭强变形区转移法制备超细晶结构材料》文中提出为了得到大块的超细晶结构材料，满足超细晶材料性能研究和工程应用的需要，本文提出了一种在大块结构材料内部得到超细晶的新方法——摩擦压扭强变形区转移法。应用传热学和塑性力学理论分析了采用该方法制备棒状超细晶材料的力学条件和变形条件。在旋转式摩擦焊机上，自制了一套水冷系统，成功地对LY12棒材进行了具体的超细晶材料制备试验。并对所得到的超细晶材料的热稳定性、力学性能和热膨胀性能进行了研究。 研究表明，采用本文提出的摩擦压扭强变形区转移法可以得到棒状的超细晶材料，轴向压力、扭转速度和温度是采用该方法制备超细晶材料的主控参数；试件的旋转转速和冷却速度对变形区晶粒细化和硬化效果影响显着；超细晶LY12的压缩性能与淬火+自然时效状态的LY12压缩性能相比，断裂强度和延伸率均有一定程度的增强；超细晶LY12的热膨胀系数在550℃左右发生明显的变化。LY12超细晶材料在300℃以下退火1h，晶粒大小基本上保持不变。
简波[2]2004年在《超细晶结构材料制备方法研究》文中认为为探索一种高效率、低成本制备大块超细晶结构材料的新方法，本文按照摩擦压扭强变形区连续转移的总体思路，提出了两种具体的制备工艺：(1)适用于棒材的摩擦面热诱导转移法，(2)适用于板材的强冷搅拌摩擦工艺。本文从理论上分析了制备过程中热变形参数与工艺参数之间的关系，并采用计算机测试系统检测了制备过程中的工艺参数，讨论了它对摩擦面转移速度的影响。随后分析了细晶材料的外观形貌、金相组织及其透射电镜形态，并测量了细晶材料的宏观和微观硬度、拉伸性能、压缩性能、弯曲性能和阻尼性能。 实验结果表明：(1)通过不平衡冷却的热诱导作用，实现了棒材摩擦界面的持续、稳定转移，得到了棒状超细晶组织；通过强冷搅拌摩擦工艺进行细晶带合并，能够得到板状的超细晶组织。(2)摩擦转速、摩擦压力和变形温度对材料晶粒细化和硬化的影响效果显着。材料热物理性能决定了热诱导试验的参数选择，对于导热性差的材料应选用低转速和大压力。(3)变形温度和变形速率是获得超细晶材料的关键。摩擦面转移速度与输入功率之间存在正比关系。(4)在合适的工艺参数下，上述两种工艺均能够获得亚微米级的超细晶材料。(5)所研究的超细晶材料的硬度、塑性普遍提高，弹性模量有所提高，阻尼性能提高30％～50％，但强度未有明显提高。
杨成[3]2018年在《室温ECAP+旋锻制备超细晶纯锆压缩变形行为研究》文中研究表明本文采用ECAP+旋锻的方法在室温成功制备了晶粒尺寸约为200-250 nm的超细晶纯锆。研究了超细晶纯锆在准静态压缩和动态压缩条件下的力学行为、组织演变规律及绝热剪切带,对绝热剪切带内部温度进行了估算,使用Arrhenius模型和神经网络模型对超细晶纯锆本构模型进行建模。对超细晶纯锆进行准静态热压缩试验,温度范围为298-723 K,应变速率范围为10~0-10~(-4) s~(-1)。超细晶纯锆准静态压缩真应力-真应变曲线呈明显的稳态流变特征。在变形开始阶段,应力随应变的增大而迅速升高,达到最大值后逐渐下降,最终进入稳态阶段。稳态流变应力随温度的升高而降低,随应变速率的增加而升高。超细晶纯锆的应变速率敏感性范围为0.028-0.132,高于粗晶,低应变速率和高温有利于提高超细晶纯锆的塑性。随着温度的升高和应变速率的降低,晶界逐渐清晰,明锐。超细晶纯锆组织内位错密度降低,晶粒逐渐长大,呈现明显的动态再结晶。对超细晶纯锆在室温下进行动态压缩试验,应变速率范围为800-4000 s~(-1)。超细晶纯锆的动态真应力-真应变曲线可以分为四个阶段:第一阶段为高加工硬化率阶段,第二阶段为应力塌陷阶段,第叁阶段为持续加工硬化阶段,第四阶段为绝热剪切失效阶段。绝热剪切带的出现是超细晶纯锆失效的主要原因。超细晶纯锆在动态压缩条件下的断口呈现混合型断裂特征。在考虑热扩散效应的基础上估算出超细晶纯锆剪切带内部最高温度为592 K。分别采用Arrhenius本构模型和人工神经网络模型建立了超细晶纯锆热压缩本构模型。超细晶纯锆准静态热压缩Arrhenius本构方程为:ε′=79261.68[sinh(0.003902σ)]~(17.18751)exp(-74.06993/RT)Arrhenius本构模型和神经网络模型的R值为分别为0.966和0.999,AARE值分别为4.99%和0.556%。神经网络模型网络结构为3×12×12×1,模型稳定性,精确度均优于Arrhenius本构模型。
参考文献：
[1]. 采用摩擦压扭强变形区转移法制备超细晶结构材料[D]. 王彦绒. 西北工业大学. 2003
[2]. 超细晶结构材料制备方法研究[D]. 简波. 西北工业大学. 2004
[3]. 室温ECAP+旋锻制备超细晶纯锆压缩变形行为研究[D]. 杨成. 西安建筑科技大学. 2018