导读:本文包含了高速超塑性论文开题报告文献综述及选题提纲参考文献，主要关键词:氧化物陶瓷,超塑性,高应变速率,机制
高速超塑性论文文献综述
祖宇飞,陈国清,付雪松,韩文波,周文龙[1]（2015）在《氧化物陶瓷高速超塑性研究进展》一文中研究指出氧化物陶瓷具有优异的性能和广阔的应用前景.由于陶瓷的本征脆性,超塑性成形是陶瓷塑性加工的首选途径.但应变速率较低是制约氧化物陶瓷超塑性加工进一步应用的主要因素.本文综述了氧化物陶瓷高应变速率超塑性的最新研究进展,围绕影响超塑性变形的主要因素,如晶粒尺寸、晶粒长大、晶界扩散、化学键结构、晶界形态及空洞的形核与长大等,综述了提高超塑性应变速率的方法途径,并分析其变形行为及影响机制.(本文来源于《中国科学:技术科学》期刊2015年04期）
李理,张新明[2]（2011）在《粗晶Mg-Gd-Y-Zr热轧板材高速超塑性变形中的微观结构与织构演变(英文)》一文中研究指出研究Mg-Gd-Y-Zr热轧板高速超塑性变形过程中的微观结构与织构演变。在应变速率0.01s-1、变形温度400-500℃的条件下,高温拉伸获得伸长率为180%-266%。变形后的微观结构采用光学显微镜、扫描电子显微镜及透射电子显微镜进行表征;变形后的晶体取向信息采用宏观织构测试分析获得。研究结果表明:高速超塑性是通过动态再结晶协调下的第一类位错蠕变来实现的。合金变形前在435℃预热600s后,观察到了孪晶诱发的再结晶现象;当变形量为80%时,初始的晶粒细化导致均匀的动态再结晶组织。动态再结晶与动态析出的交互作用使得较细的晶粒与较高密度的第二相粒子相伴存在;尽管发生动态再结晶,宏观织构的演变依然表现出基面滑移与柱面滑移导致的晶体转动特征。(本文来源于《Transactions of Nonferrous Metals Society of China》期刊2011年07期）
赵瑞峰[3]（2009）在《纳米Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料的制备及高速超塑性研究》一文中研究指出非连续增强铝基复合材料具有高的比强度和比刚度,是一种非常有应用前景的轻质高强结构材料。但是由于非连续增强铝基复合材料的塑性较低,使其复杂形状构件的塑性成形变得比较困难。因此研究非连续增强铝基复合材料的高速超塑性对复杂形状构件的塑性成十分重要。本文利用粉末冶金法制备了纳米Al2O3颗粒为5%和10%的Al2O3p/6061Al复合材料,并对复合材料进行了热挤压和热轧制变形。利用扫描电镜、透射电镜和拉伸试验方法研究了纳米Al2O3颗粒含量以及热挤压和热轧制变形对Al2O3p/6061Al复合材料组织与性能的影响规律。利用硬度测量方法优化了Al2O3p/6061Al复合材料固溶和时效热处理参数。采用高温拉伸试验方法研究了热挤压和热轧制变形、纳米Al2O3颗粒含量、变形温度和应变速率对Al2O3p/6061Al复合材料拉伸超塑性的影响规律。采用5%的HF浸泡以及超声波分散及机械搅拌方法对纳米Al2O3颗粒进行了清洗和分散预处理。确定了纳米Al2O3颗粒与6061Al基体粉末混合的最佳工艺为:球料比为10:1,转速为100转/分,球磨时间为20小时。在烧结温度为530℃和保压时间为1.0小时的真空热压烧结条件下,制备了纳米Al2O3颗粒为5%和10%的Al2O3p/6061Al复合材料,并分别在530℃和500℃温度下对复合材料进行了热挤压挤压变形和热轧制变形。微观组织分析结果表明,热挤压变形和热轧制变形提高了Al2O3p/6061Al复合材料中纳米Al2O3颗粒分布的均匀性;纳米Al2O3颗粒含量为5%的Al2O3p/6061Al复合材料中Al2O3颗粒分布均匀性比纳米Al2O3颗粒含量为10%的复合材料好。拉伸性能测试结果表明:热挤压变形和热轧制变形使Al2O3p/6061Al复合材料的抗拉强度和拉伸塑性都得到提高;纳米Al2O3颗粒含量为5%的Al2O3p/6061Al复合材料表现出较好的综合拉伸性能。利用硬度测试方法优化了Al2O3p/6061Al复合材料的固溶和时效处理工艺参数。烧结态Al2O3p/6061Al复合材料的最佳固溶处理温度为530℃,固溶处理时间为1.5-2.0小时,时效处理工艺为:160℃时效5小时。热挤压态和热轧制态Al2O3p/6061Al复合材料的最佳固溶处理温度为530℃,固溶处理时间为1.0-1.5小时,时效处理工艺为:160℃时效4小时。研究了纳米Al2O3颗粒含量以及热挤压和热轧制变形对Al2O3p/6061Al复合材料拉伸超塑性的影响。结果表明:纳米Al2O3颗粒含量为5%的复合材料比纳米Al2O3颗粒含量为10%的复合材料具有较大的拉伸超塑性;热挤压变形和热轧制变形使复合材料的拉伸超塑性得到提高。在温度为500-620℃和应变速率为0.01-1.0 s-1的条件下测试了Al2O3p/6061Al复合材料的拉伸超塑性。结果表明:随应变速率的提高,Al2O3p/6061Al复合材料得到最大延伸率所对应的拉伸变形温度上升;在温度为560℃和应变速率为1.0 s-1时,纳米Al2O3颗粒为5%的热轧制态Al2O3p/6061Al复合材料得到了262%的最大高速拉伸超塑性,此时的应变速率敏感因子达到了0.35。(本文来源于《哈尔滨工业大学》期刊2009-06-29）
王桂松,张杰,耿林,王德尊,姚忠凯[4]（2001）在《金属基复合材料的高速超塑性》一文中研究指出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。对于高速超塑性的变形机制 ,尤其是颗粒增强金属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。(本文来源于《宇航材料工艺》期刊2001年02期）
牛济泰,韩立红,蒋大鸣,王慕珍,张德库[5]（2000）在《AlNp/6061Al铝基复合材料的高速超塑性的研究》一文中研究指出本文研究了粉末冶金法制备AlNp/6061Al铝基复合材料的超塑性。变形前的预处理工艺为挤压后热轧。研究结果表明:在10~(-2)～100s~(-1)应变速率和823K～893K变形温度的条件下,该铝基复合材料的应变速率敏感性指数最高可达0.42和250%～450%的延伸率。采用差热分析(DSC)技术确定在最佳超塑变形温度附近复合材料界面间是否存在液相金属。其结果表明:获得最大延伸率时的变形温度已高于复合材料的固相线温度,因此复合材料界面间存在金属液相。(本文来源于《第一届国际机械工程学术会议论文集》期刊2000-11-01）
[6]（1997）在《复合材料的高速超塑性》一文中研究指出复合材料的高速超塑性金属基复合材料的制造方法有熔液搅拌法或熔液锻造法等铸造方法，还有粉末冶金（Ｐ／Ｍ）之类固相法，以及就地生成（Ｉｎ－ｓｉｔｕ）法。当今，制造复合材料机器零部件和结构件常用的方法主要是铸造法。另一方面，复合材料的高速超塑性常见于ＰＩＭ...(本文来源于《金属功能材料》期刊1997年01期）
谢燮揆[7]（1994）在《铝合金的高速超塑性》一文中研究指出本文研究了用铸造铸锭方法和将快速凝固粉末压成致密团块的方法得到的铝合金，以及复合材料和机械合金化铝合金，在异常高的变形速度下表现出的超塑性．讨论了高速超塑性的机理．(本文来源于《轻金属》期刊1994年04期）
刘志义[8]（1993）在《铝锂合金电致高速超塑性》一文中研究指出基于目前超塑性研究所面临的叁大技术难题之一：合金呈现超塑性的变形速度低的现象，本文首次将电致塑性和电致迁移理论应用于超塑变形，寻求提高合金超塑变形速度的新途经，本文工艺研究表明，在J=2.0×10~2A／mm~2，f=11Hz，T=773K的条件下，与常规超塑变形的最佳拉伸结果相比较，超塑冷轧态的2091铝锂合金的变形速度提高了40倍。本文的工艺研究还表明，脉冲电流对完全再结晶态和部分再结晶态以及常规冷轧板材的2091铝锂合金的超塑性能都有不同程度的提高。基于上述实验结果，本文首次提出了电致高速超塑性和电致超塑性的概念。 在研究脉冲电流对再结晶的影响过程中，第一次用透射电镜观察了脉冲电流对再结晶中的位错组态的影响。用金相显微镜和线截距法观察和测量了完全再结晶后及超塑变形中的晶粒尺寸。实验结果表明，脉冲电流加速位错回复过程，减小完全再结晶及超塑变形中的晶粒尺寸。对再结晶动力学的理论研究表明，脉冲电流提高再结晶形核率，降低再结晶核心的长大速度。首次建立了脉冲电流作用下的再结晶动力学方程。在Pernvezentsev V N模型的基础上建立了2091铝锂合金电致高速超塑变形的晶粒长大模型。为简化超塑预处理工艺，本文的实验还第一次利用常规板材中的动态再结晶诱发出了较超塑板材更好的超塑性能。为动态再结晶诱发超塑性这个研究方向的确立进一步提供了可靠的实验依据。 电子探针测试结果表明，脉冲电流使试样的横向晶界发生重元素Cu的富集。对断裂试样的金相组织观察表明，脉冲电流使晶粒的等轴性提高。研究结果表明，脉冲电流促进超塑变形中的原子扩散。本文在间隙扩散和空位扩散模型的基础上建立了脉冲电流密度与扩散系数的关系。在扫描电镜和透射电镜观察以及动态电阻精密测试基础上首次发现了脉冲电流作用下高温原子扩散存在独特机制：电致空位位错环定向迁移机制。并研究了以该机制迁移的有关动力学问题。 鉴于空洞是超塑变形中重要的组织因素，而且它与超塑变形断裂密切相关，本文对2091铝锂合金电致高速超塑变形的空洞与断裂行为进行了详细的研究。实验研究表明，脉冲电流促进变形初期的空洞形核和长大，抑制变形中期的空洞形核和长大，加速空洞弥合。脉冲电流还使中速下的超塑变形断裂由晶间，韧窝及解理型混合断裂转变成典型的超塑变形扩散型空洞连接断裂。理论研究首次建立了电致高速超塑变形的空洞形核临界半径与临界激活能公式，提出了空洞弥合模型。该模型的计算值与实验值的变化趋势完全吻合。本文还对文献[235]提出的空洞形核临界半径公式作出修正，修正后的空洞形核临界半径公式很好地解释了以动态再结晶为细化晶粒方式的超塑变形空洞弥合现象。(本文来源于《东北大学》期刊1993-09-01）
刘志义,崔建忠,白光润[9]（1993）在《2091铝锂合金电致高速超塑性研究》一文中研究指出超塑性研究发展至今,正面临着叁个主要技术难关的挑战:1)超塑性变形速度慢,大多数合金呈现超塑性的应变速度范围是10~(-4)—10~(-3)s~(-1);2)空洞问题,它涉及到超塑性成形件的机械性能;3)变形温度高(～0.5T_m),这牵涉到能耗及模具消耗.本文主要就第一个问题探索一下新的解决途径.现有超塑性理论认为提高合金的超塑性变形速度就必须更进一步地细化晶粒(∝1/d~2),而目前的超塑性预处理工艺,无论是形变热处理还是循环热处理工艺对合金晶粒的细化能力(本文来源于《科学通报》期刊1993年13期）
高速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：
研究Mg-Gd-Y-Zr热轧板高速超塑性变形过程中的微观结构与织构演变。在应变速率0.01s-1、变形温度400-500℃的条件下,高温拉伸获得伸长率为180%-266%。变形后的微观结构采用光学显微镜、扫描电子显微镜及透射电子显微镜进行表征;变形后的晶体取向信息采用宏观织构测试分析获得。研究结果表明:高速超塑性是通过动态再结晶协调下的第一类位错蠕变来实现的。合金变形前在435℃预热600s后,观察到了孪晶诱发的再结晶现象;当变形量为80%时,初始的晶粒细化导致均匀的动态再结晶组织。动态再结晶与动态析出的交互作用使得较细的晶粒与较高密度的第二相粒子相伴存在;尽管发生动态再结晶,宏观织构的演变依然表现出基面滑移与柱面滑移导致的晶体转动特征。
（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。
高速超塑性论文参考文献
[1].祖宇飞,陈国清,付雪松,韩文波,周文龙.氧化物陶瓷高速超塑性研究进展[J].中国科学:技术科学.2015
[2].李理,张新明.粗晶Mg-Gd-Y-Zr热轧板材高速超塑性变形中的微观结构与织构演变(英文)[J].TransactionsofNonferrousMetalsSocietyofChina.2011
[3].赵瑞峰.纳米Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料的制备及高速超塑性研究[D].哈尔滨工业大学.2009
[4].王桂松,张杰,耿林,王德尊,姚忠凯.金属基复合材料的高速超塑性[J].宇航材料工艺.2001
[5].牛济泰,韩立红,蒋大鸣,王慕珍,张德库.AlNp/6061Al铝基复合材料的高速超塑性的研究[C].第一届国际机械工程学术会议论文集.2000
[6]..复合材料的高速超塑性[J].金属功能材料.1997
[7].谢燮揆.铝合金的高速超塑性[J].轻金属.1994
[8].刘志义.铝锂合金电致高速超塑性[D].东北大学.1993
[9].刘志义,崔建忠,白光润.2091铝锂合金电致高速超塑性研究[J].科学通报.1993