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1.
对纯钛圆柱样品进行准静态压缩试验,研究纯钛在准静态条件下的微观结构和织构演变及其变形机制。结果发现:准静态压缩纯钛中均形成了{2110}、{1211}和{2211}3种类型形变孪晶,微观结构演变经历了形变孪晶细化晶粒、孪晶达到饱和和晶粒破碎细化阶段。织构演变也经历了初始双峰织构转变为圆环状分布、圆环状分布转变为基面织构和基面织构增强3个阶段。微观结构和织构演变分析表明,准静态压缩纯钛的变形机制是:低应变阶段(ε≤0.3)以形变孪生为主,孪生饱和后(ε0.3)转变为以位错滑移为主,其孪生饱和临界应变为0.3。 相似文献
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利用光学显微镜(OM)、背散射电子衍射(EBSD)技术及透射电子显微镜(TEM)对高纯钛低-中应变动态压缩变形的微观组织特征进行了研究。结果表明:随着应变量(ε)的增加,晶粒内部通过孪晶与孪晶,孪晶与位错以及位错与位错之间的交互作用逐步细化原始晶粒;变形初期,形变孪生以{11-22}孪晶为主,当ε达到0.2后,{10-12}孪晶转变为主要形变孪生类型,孪生改变了原始晶粒的取向,进一步促进晶粒内部的位错滑移。高纯钛动态压缩变形经历了由位错滑移到形变孪生,再到位错滑移主导的过程,但位错滑移和孪生始终共同作用协调动态压缩变形。 相似文献
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《稀有金属材料与工程》2017,(7)
利用光学显微镜(OM)、背散射电子衍射(EBSD)技术及透射电子显微镜(TEM)对高纯钛低-中应变动态压缩变形的微观组织特征进行了研究。结果表明:随着应变量(ε)的增加,晶粒内部通过孪晶与孪晶,孪晶与位错以及位错与位错之间的交互作用逐步细化原始晶粒;变形初期,形变孪生以{1122}孪晶为主,当ε达到0.2后,{1012}孪晶转变为主要形变孪生类型,孪生改变了原始晶粒的取向,进一步促进晶粒内部的位错滑移。高纯钛动态压缩变形经历了由位错滑移到形变孪生,再到位错滑移主导的过程,但位错滑移和孪生始终共同作用协调动态压缩变形。 相似文献
4.
用Gleeble-3500热模拟试验机对退火态纯钛试样,在变形温度298~723 K、应变速率10~(-4)~10~1s~(-1)下进行热压缩试验,研究变形温度和应变速率对其热变形行为及组织演变的影响。结果表明:纯钛的压缩行为与变形温度和应变速率存在相关性;当应变速率一定时,流变应力随变形温度的升高而减小;当变形温度一定时,流变应力随应变速率的增大而增大。显微组织观察结果显示:在低温或高应变速率下变形时,形变组织主要为大尺寸等轴晶和孪晶,随着温度的升高或应变速率的降低,再结晶晶粒逐渐增多,孪晶数量减少,直至消失。 相似文献
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工业纯钛机械孪晶演化及其对纯钛低温力学性能的影响 总被引:4,自引:0,他引:4
对工业纯钛(TA2)在液氮介质中机械孪晶随应变量的变化规律以及孪晶对晶粒尺寸的依赖性进行了研究。结果表明:在静拉伸过程中孪晶分数随应变量的增加而增加,孪晶的形成主要在均匀塑性变形阶段,尤其在塑性变形的初期,颈缩后孪晶分数增加缓慢。孪晶形貌的演化规律为:在变形的初始阶段生成孪晶的尺寸比较大,在随后的塑性变形中又发生破碎,最终形成一些孪晶密集的区域。低温下纯钛的塑性变形方式为孪生和滑移共同作用。粗晶粒(55μm)和细晶粒(18μm)的纯钛在室温和低温下的拉伸实验结果表明,晶粒的粗化没有降低纯钛的塑性,低温下粗、细晶粒纯钛的塑性均比室温下的高。这种现象与纯钛低温下活跃的孪生密切相关。 相似文献
7.
在250~400°C的温度范围和0.1-50 s-1的应变速率范围内对ZK60合金进行压缩变形,对其流变行为和显微组织进行研究。结果表明,在低应变速率(0.1~1 s-1)下压缩变形时,再结晶主要发生在初始晶界上;在高应变速率(10~50 s-1)下压缩变形时,再结晶同时在初始晶界和孪晶上发生。合金在应变速率10~50 s-1和温度250~350°C的变形条件下获得均匀、细小的再结晶组织。因此,合金的最佳热加工工艺范围为应变速率10~50 s-1、变形温度250~350°C。高应变速率压缩变形条件下的孪生诱发动态再结晶过程分三步,首先,高位错密度孪晶分割初始晶粒;然后,孪晶内的位错发生重排形成亚晶;最后,随着应变的增加而形成再结晶晶粒。 相似文献
8.
在Gleeble-1500热模拟机上对室温120°模具等径弯曲通道变形(ECAP)制备的平均晶粒尺寸为200nm的工业纯钛(CP-Ti)进行等温变速压缩实验,研究超细晶(UFG)工业纯钛在变形温度为298~673K和应变速率为10-3~100s-1条件下的流变行为。利用透射电子显微镜分析超细晶工业纯钛在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:流变应力在变形初期随应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;峰值应力随温度的升高而减小,随应变速率的增大而增大;随变形温度的升高和应变速率的降低,应变速率敏感性指数m增加,晶粒粗化,亚晶尺寸增大,再结晶晶粒数量逐渐增加;超细晶工业纯钛热压缩变形的主要软化机制随变形温度的升高和应变速率的降低由动态回复逐步转变为动态再结晶。 相似文献
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单向拉伸与压缩时粗晶纯锌的形变及损伤行为 总被引:1,自引:0,他引:1
对具有密排六方(hcp)结构的粗晶纯锌(纯度为99.995%)试样进行单向拉伸与压缩实验,研究其形变及损伤行为。用金相显微镜和扫描电镜对试样的表面变形形貌以及断口形貌进行观察。结果表明:单向拉伸试样塑性很差,只有当应变速率很小时才表现出一定的塑性,在形变过程中几乎没有滑移系开动,只有少量孪晶产生,断口主要以解理断裂为主;单向压缩试样的塑性远优于相同应变速率下的拉伸试样,不同压缩量试样的形变与损伤方式略有不同,主要有孪生(包括二次孪晶)、滑移和裂纹的形成等;晶界在不同载荷下也有不同的表现。 相似文献
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《中国有色金属学报》2015,(3)
在应变速率分别为0.4、0.07、0.01、0.001、0.0001和0.00003 s-1,对固溶态AM80镁合金室温不同应变速率下的压缩变形行为及组织演变进行研究。结果表明:实验用AM80镁合金的压缩流变应力在低应变时对应变速率不敏感,而在高应变时则表现出负的应变速率敏感性。极限强度随应变速率的增加逐渐降低,而屈服强度对应变速率不敏感。在变形的第二阶段,由于孪晶的持续产生,增加了AM80镁合金的应变硬化能力,使得应变硬化率在此阶段出现平台。高应变速率(0.4 s-1)下压缩时的孪晶密度明显高于低应变速率(0.00003 s-1)下压缩时的孪晶密度,孪生的这种正应变速率敏感性导致应变硬化率在第二阶段随应变速率的增加逐渐由缓慢下降转变为上升。压缩裂纹在应力最为集中的压缩表面边缘形核,然后沿最大剪切应力方向扩展。孪晶和微裂纹是影响裂纹扩展的两个重要因素,两者共同作用导致裂纹出现一定偏折。 相似文献
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变形工艺对TC11钛合金超塑性的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
为了研究TC11(Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)钛合金的超塑性变形行为,采用两种改锻工艺细化坯料原始组织,然后在电子拉伸试验机上分别以恒速、恒应变速率和最大m值法进行拉伸实验.结果表明,TC11钛合金在α+β区通过三维镦拔改锻工艺,可以获得晶粒度为6μm的细晶等轴组织,而在β区拔长改锻的组织为粗大的魏氏组织.在变形温度为900℃的条件下,TC11钛合金通过最大m值超塑变形方式获得了异常高的超塑性,最大伸长率达到2300%;而采用常规的恒应变速率和恒速超塑变形,伸长率分别为1147%和1100%.说明TC11钛合金在α+β区通过三维镦拔改锻细化晶粒后,以最大m值超塑变形是获得较好超塑性的有效方法. 相似文献
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表面形变纳米化技术通过外力作用使金属表面发生强烈塑性变形,形成梯度纳米-亚微米结构改性层,此独特的组织结构既能促进氮化过程,又益于形成优异的渗氮层,使金属材料整体综合性能和服役寿命显著提升,在诸多工业领域展示出良好的应用前景。表面形变纳米化因在促进渗氮中的学术和工业应用价值,已得到国内外学者广泛的关注。本文较全面地总结了表面形变纳米化对氮化促进行为方面的研究进展,并指出了存在的问题及未来发展趋势。 相似文献
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变形温度对形变强化相变完成时临界应变量的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
利用“形变强化相变”机制研究了低碳钢过冷奥氏体在740℃和780℃,10s-1变形时的变形温度对相变完成时临界应变量εc的影响。结果表明,变形温度对εc和组织演变的影响很大。在740℃和780℃变形时,εc分别为0.96和1.39,变形温度降低明显促进了相变。变形温度对εc的影响在组织演变上主要表现为铁素体形核地点的不同。740℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到以形变带形核为主,形核速率极高;780℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到在铁素体/奥氏体相界面前沿高畸变区快速形核。 相似文献