研究了Fe含量对Ni56Mn25-xFexGa19(x=0~10)合金的微观组织结构、相变行为、力学性能和记忆特性的影响规律.当x ≤ 4时,Ni56Mn25-xFexGa19合金仍然保持着单一的四方结构马氏体相;当x ≥ 6时,合金呈现为马氏体相和面心立方γ相组成的双相结构.相对于马氏体相,γ相为富Ni和富Fe相,其含量随Fe含量的增加而增加.随着Fe含量增加,合金的马氏体相变温度逐渐降低,其峰值温度从x=0时的356℃降低至x=10时的170℃,这主要归因于马氏体相尺寸因素和电子浓度的综合作用.通过添加Fe替代Mn在合金中引入的γ相可提高合金的强度和塑性,但最大形状记忆回复应变从x=0时的5.0%降低到x=6时的2.0%

碳纤维增强塑料(CFRP)拉挤成型过程中固化度和温度变化为强耦合关系.通过差示扫描量热(DSC)实验计算得到模型所需的固化动力学参数,根据固化动力学和传热学理论建立了非稳态温度场与固化动力学数学模型,采用有限元与有限差分相结合的方法和ANSYS求解耦合场的间接耦合法对拉挤工艺不同工况下CFRP固化度进行数值模拟.采用特殊设计制作的铝毛细管封装的布拉格光栅光纤(FBG)传感器,屏蔽了荷载效应应变干扰,对CFRP温度场实时检测,从而计算得到实时固化度;同时采用索氏萃取实验测定CFRP制品固化度.结果表明,模拟与实验结果基本吻合

利用背散射电子衍射(EBSD)取向成像技术分析了具有不同初始织构的镁合金AZ31动态再结晶晶粒的取向特征以及与相邻的形变晶粒的取向关系.结果表明:不同初始织构以及不同应变量下动态再结晶新晶粒与形变晶粒的取向都相近,说明动态再结晶以连续方式进行,即亚晶转动方式.随形变量的增加,不同初始织构试样的晶粒都转向基面取向,但菊池带衬度图像显示大的形变晶粒内部很少有亚晶界存在并且菊池带质量高,说明塑性滑移机制仍在起很大作用但在靠近晶界处发生,形变晶粒是通过平行于压缩面方向剪切晶界而逐渐消失的.动态再结晶晶粒与相邻形变晶粒的取向差表明不同初始织构造成不同的取向差,但总的趋势是相同的

利用透射电镜研究了低碳微量铌钢过冷奥氏体形变过程中的碳氮化物析出,运用Gladman晶粒粗化机制讨论了析出相颗粒的平均直径、体积分数和铁素体晶粒尺寸的关系.实验结果表明:实验用钢中的微量Nb在1200℃时完全固溶,并在760℃变形前的冷却过程中无Nb(CN)析出.在形变过程中Nb(CN)的析出同样需要孕育期,但与等温过程相比大大提前.当变形量积累到一定值(本实验条件下ε=0.69)时,大量动态析出的Nb(CN)颗粒弥散分布在晶界以及位错线上.Nb(CN)析出随着应变量的增加而增加,但颗粒长大不明显,计算得到的铁素体晶粒平均截径与实际测得的铁素体晶粒吻合得较好

宝钢生产的中碳亚包晶成分钢连铸坯角横裂属于沿晶界的开裂,主要发生在850℃t以下温度,对3个钢种连铸坯试样的高温力学性能的测定表明,在$\\dot \\varepsilon $=4×10-3/s应变速率下,所测钢种在熔点~700℃范围存在两个脆性温度区域,即熔点~1350℃的第I脆性温度区域和850~725℃的第Ⅲ脆性温度区域,在第Ⅲ脆性温度区域,γ单相域AlN等氮化物在γ晶界的析出和在γ+α两相区先共析α相呈网膜状,在γ晶界的析出是造成钢脆化的主要原因。通过控制钢中氮、铝含量,采用较温和的二冷方式,使铸坯在矫直处的边角部温度避开第Ⅲ脆性温度区,铸坯的角横裂缺陷有了大幅度的降低

将循环热处理与形变相结合，利用电子背散射衍射等手段探究该工艺对TC17钛合金片层组织球化和取向的影响.结果表明：TC17钛合金在两相区进行单纯的循环热处理其片层组织球化程度有限，而经过循环热处理+压缩变形后，其魏氏组织消失，片层α相得到明显球化，但是其取向均匀性仍没发生较大变化.此外，变形中两相的再结晶速度及其强韧性导致了两相取向的差异性.α相的再结晶速度快于β相，在变形过程中，α相的各向异性首先降低；另一方面，由于α相比β相硬度高，热变形过程中，α相的变形程度小于β相，应变主要集中在与α相邻近的较软的β相，从而导致α相的取向均匀性高于β相

轧件发生局部变形是楔横轧的主要工艺特征，尤其小断面收缩率轧件轴向流动能力弱，内外变形差异显著导致楔横轧成形困难.除了容易产生心部破坏缺陷，在轧件表层一定范围内出现的螺旋组织缺陷，也会降低产品的机械性能.本文通过轧制实验，展示出轧件螺旋组织缺陷宏观上呈现为车削后在表层一定深度范围内沿展宽螺旋线分布的亮带，微观上由轧件表面折叠向内部延伸呈带状分布的组织形态.结合有限元数值模拟方法研究了缺陷产生的主要原因，发现由于成形区的金属发生沿展宽负向的金属流动，导致轧件形成沿展宽螺旋线分布的表面折叠和小轴向应变带.同时，螺旋带附近较大的径向压缩使轧件由表面向内部沿折叠裂纹方向组织具有方向性.采用对模具楔尖倒圆角局部改善金属沿负展宽方向的轴向流动，可以既消除表层螺旋组织缺陷，又避免轧件心部损伤风险，使成形质量满足使用要求.经实验验证，确定了模具楔尖圆角的最优取值

利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等手段分析了GH720Li合金在两相区热压缩后的变形空冷态及退火态组织特征，探讨了该合金的静态再结晶机制.发现GH720Li合金在1100℃热变形及其后的空冷过程中主要发生回复现象，仅有少数再结晶晶粒可通过亚晶合并和亚晶长大的方式形核并长大；大量γ'相的限制使再结晶过程只能局限于单个或几个晶粒内.经不同时间退火后，再结晶可开动应变诱导晶界迁移及多个晶粒交界处的位错塞积区形核等机制，但一次γ'相的存在抑制了合金的整体再结晶进程.在基体变形及再结晶过程进行的同时，合金中一次γ'相也能够参与变形过程并发生一定程度的回复及再结晶现象

根据变厚度轧制特点和前滑定义，推导了一种变厚度轧制的前滑值的理论模型.用MARC软件建立变厚度轧制的有限元模型，针对四种不同变厚度区形状的轧件在轧制摩擦因数为0.08和0.1工况条件下的轧制过程进行了数值模拟.此外，采用轧制试验方法实测了总前滑量.对比分析结果表明：前滑理论模型的计算值与有限元数值模拟结果接近，两种方法计算所得前滑值的差值小于0.005.与常规恒厚度轧制中稳定前滑值不同，在变厚度区轧制时，前滑值在0.02～0.10波动.变厚度区的压下率越大，其前滑值也越大；较小变厚度区斜度设计和低的摩擦因数会使变厚度轧制有更好的轧制稳定性和小的前滑波动范围.TRB变厚度轧制试验也验证了前滑理论模型的精度.减薄轧制实测前滑值和计算值偏差大与变形区应变状态及增加的打滑趋势有关

针对现场生产的430不锈钢冷轧板，通过高温连续退火实验研究了退火温度对材料显微组织、强度、塑性以及各向异性性能的影响.通过实验得到了合理的两段式加热连续退火工艺：选取中间温度为600℃，加热II段的加热速率为2.3℃·s-1，最高加热温度为840℃.随着退火温度的升高，薄板的屈服强度和硬度呈明显的两阶段降低趋势，延伸率呈\S\型趋势增加，平均塑性应变比基本保持不变（1.25左右），而轧制平面各向异性指数有一定的降低.针对430不锈钢冷轧板分别建立了屈服强度与退火软化率和延伸率之间的定量关系