高氮奥氏体钢形变组织的晶体学特征

Ｆｅ－Ｍｎ－Ｃｒ－Ｍ奥氏体钢在低温下形变组织具有严格的晶体学特征。穿晶脆断刻面是｛１１１｝γ，刻面上滑移带相交成６０°，两相交大角度１０９°２８＇的｛１１１｝γ穿晶刻面上滑移带成对称状；沿形变孪晶界面脆断面为｛１１０｝面，相交形变孪晶夹角为７０°；滑移带在孪晶晶界处产生扭折，扭折角３５￣４０°；在任意的金相断面上，相交滑移带夹角是６０￣８０°。     

铝合金等通道挤压晶粒细化机制（英文）

本文讨论铝合金在等通道挤压过程中的晶粒细化机制.发生的晶粒细化主要通过三种机制完成:1)取向分裂诱发形变带;2)应变集中产生的宏观或微观剪切带;3)高角度晶界随应变增加.形变条件和路径、模具几何及材料参数决定形变组织的演化.亚结构和显微剪切带的取向与模具剪切面一致但在原则上与材料的晶体位错滑移系统无关.形变带的晶体取向倾向接近在路径A下稳定织构的取向.在高应变,由于显微组织的压缩和拉长造成的晶界面积增加成为主要晶粒细化机制.变形至一定应变后,形变进入稳态,晶粒细化不再发生.     

铝合金等通道挤压晶粒细化机制

本文讨论铝合金在等通道挤压过程中的晶粒细化机制。发生的晶粒细化主要通过三种机制完成：1)取向分裂诱发形变带;2)应变集中产生的宏观或微观剪切带;3)高角度晶界随应变增加。形变条件和路径、模具几何及材料参数决定形变组织的演化。亚结构和显微剪切带的取向与模具剪切面一致但在原则上与材料的晶体位错滑移系统无关。形变带的晶体取向倾向接近在路径A下稳定织构的取向。在高应变,由于显微组织的压缩和拉长造成的晶界面积增加成为主要晶粒细化机制。变形至一定应变后,形变进入稳态,晶粒细化不再发生。     

形变孪晶对提高汽车钢塑性的贡献

<正>第二代汽车用钢孪晶诱发塑性钢,具有极高的塑性,形变孪晶作贡献,主要体现在以下几方面:a.孪生作为一种塑性变形机制,本身就能引起一定的塑性变形量。b.孪生可以改变部分晶体的位向,使原来不利于滑移的位向变得有利于滑移。     

低碳钢在冲击疲劳过程中的微观形变

观察了低碳钢在低周冲击疲劳过程中循环形变的显微特征。结果表明：循环形变主要由滑移引起。冲击载荷下材料的高应变速率，导致多滑移现象，随循环周次的增加，滑移线由较平直变得弯曲。晶粒出现变形，显微凹坑与凸起是浸入与挤出在冲击疲劳过程中的一种典型表现形式。     

高强韧钛合金室温载荷下形变机制研究进展

开发高强韧钛合金是钛合金材料发展最为重要的方向,由于高强韧钛合金中添加了大量β稳定元素,使得该类合金的形变机制非常复杂。主要从滑移、孪生及应力诱发马氏体相变方面概述了高强韧钛合金的室温形变机制,并根据高强韧钛合金室温形变机制研究现状提出建议:不仅要研究单轴加载下的形变行为,更要考虑实际工况中不同载荷方式下材料的形变机制;另外,引起材料及构件断裂往往是微区组织的非均匀塑性变形累积产生微裂纹导致,因此,重点研究形变损伤过程中合金微区组织的形变机制,是揭示高强韧钛合金室温形变机制的关键。     

钛及钛合金形变孪晶的研究进展

钛及钛合金变形机制主要有滑移和孪生。形变孪晶的生成分为形核和长大两个阶段。形变孪晶在钛合金变形中的作用:(1)多种塑性变形过程,当位错滑移困难时,形变孪晶起到协调变形的作用,例如,纯钛中的■等形变孪晶可协调c轴塑性变形,在高速压缩和等通道转角挤压等特殊工艺条件下孪晶仍起到协调变形的作用;(2)在压缩、等通道转角挤压和轧制等工艺条件下,形变孪晶引起大量晶粒发生转动,促进新织构的生成;(3)形变孪晶激活后钛合金产生明显的应变硬化效应,这是由于多孪晶的交叉作用;(4)形变孪晶还能产生孪晶诱发塑性效应。形变孪晶对钛合金再结晶也有促进作用,这是由于孪晶界是局部高能区,可提供合适的再结晶形核位置。室温激活孪晶诱发静态再结晶细化晶粒;热加工过程激活的孪晶同时诱发动态再结晶过程;液氮温度激活孪晶诱发之后的动态再结晶细晶效果明显,通过液氮温度多向压缩激活高密度均匀孪晶,再进行热压缩诱发动态再结晶,可获得细小均匀的等轴晶组织。     

30Mn20Al3无磁钢加工硬化行为和组织变化

研究了30Mn20Al3无磁钢冷轧板经1000和800℃固溶处理10 min后的拉伸变形加工硬化行为和组织结构变化.结果表明:该钢的加工硬化速率在不同变形阶段随真应变的变化呈现不同的规律,加工硬化指数随真应变增加而增加.OM和TEM观察显示,变形量小时,滑移为主要变形机制;变形量增大,变形机制以形变孪晶与位错及形变孪晶之间的交互作用为主;1 000℃固溶处理的晶粒尺寸较800℃大,变形过程中产生的形变孪晶较多,且随着变形量增加,形变孪晶可持续形成,增大了TWIP效应;晶粒尺寸减小使变形过程中的形变孪晶产生的临界应力增大,抑制形变孪晶的产生,从而减小了TWIP效应.     

镍基高温合金应变疲劳断裂机制研究

应用透射和扫描电镜对镍基高温合金应变疲劳形变结构,损伤过程、裂纹的形成和扩展进行了观察和分析。结果表明:镍基高温合金应变疲劳的形变结构具有平面滑移特性,裂纹沿交叉滑移带形核和扩展。在应变循环下位错仍多以超位错组态运动并切过γ′相。由于反复切割的结果,形成驻留滑移带,通常裂纹在驻留滑移带形核,这就是为什么镍基高温合金具有较低应变疲劳寿命的原因。     

0Cr21Ni6Mn9N奥氏体不锈钢的应变强化行为

研究了不同氮含量的0Cr21Ni6Mn9N奥氏体不锈钢的塑性流变行为。结果表明,其形变强化特性可用Ludwigson模型来表示。钢在不同的应变下表现出不同的塑性流变行为,存在一个瞬变应变。当应变量低于它时,流变行为与Ludwik方程存在一个正偏差;而应变量高于它时,则符合Ludwik模型。造成这一差异的主要原因是位错滑移模式发生了改变,低于瞬变应变时为单系滑移,高于瞬变应变时为多系滑移。氮对位错滑移模式的影响主要表现为对瞬变应变的影响。随氮含量的增加,瞬变应变被推向更高的水平,这意味着氮原子使位错在更大的应变下才产生多系滑移和交滑移。     

Ti3Al基合金α2相高温形变位错的电镜观察

研究了Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo（at％）合金中DO19结构的α_2相在400～700℃拉伸形变的位错结构。采用透射电子显微镜的双束衍射技术和g·b=0不可见判据分析了位错类型和滑移系。试验结果表明:400～700℃拉伸形变主要是a型位错在棱柱面、基面的滑移,400℃形变时还有少量c a/2型位对在棱柱面滑移,c a/2型位错的密度随形变温度提高而减少,700℃拉伸没有c a/2型位错对,开动的是a型位错对在棱锥面滑移。     

强变形过程中铁镍合金的微观结构演化机制

 采用透射电镜观察了铁镍(Fe 32%Ni)合金在形变温度500 ℃(＜05Tm)、形变速率10-2 s-1的变形条件下多轴锻造变形过程中的微观结构演变。结果表明,低温多轴锻造强变形可明显细化晶粒,细化过程为：首先,位错墙、位错缠绕等结构通过大量位错滑移运动在原始晶粒内形成;其次,不同方向的变形导致不同方向的滑移系开动,从而致使不同方向的位错墙互相交叉,将原始粗晶粒细分成小尺寸的胞块结构,当变形量达到一定程度时,位错墙和位错缠绕结构内的位错开始重新排列,形成小角度晶界,导致亚晶粒形成;由于变形量不断增加强迫大量的位错在亚晶界处积聚、重排,同时不同方向的变形造成亚晶发生转动,位错重新规则排列及亚晶转动使小角度的亚晶界转变为大角度晶界,从而形成细小的新晶粒。     

节镍型奥氏体不锈钢中形变马氏体的产生和逆变规律

通过不同保温时间的退火处理,获得了具有不同晶粒度的节镍型奥氏体不锈钢试验材料.利用Gleeble-3000热模拟机进行不同变形程度、变形温度的冷加工,分析了变形程度、变形温度和原始晶粒度对形变马氏体含量的影响.对轧硬态节镍型奥氏体不锈钢进行不同温度和时间的热处理,研究了形变马氏体的逆变规律.结果表明,冷加工过程中,变形程度和变形温度对形变马氏体的产生有重要影响,而材料的原始晶粒度对形变马氏体含量没有显著影响.形变马氏体发生逆变的临界温度约为550℃,在800℃时,形变马氏体可以在20 s之内消除.     

高应变速率下钛-钢复合板界面组织特征及变形机制

在高应变速率下,钛-钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形,结合界面起到至关重要的作用.本文分析研究了高应变速率下钛-钢复合板的界面组织特征和变形机制.结果表明:在钢侧,随着应变速率的提高,小角度(3°~10°)晶界含量增多,织构组分{112}〈241〉逐渐演变为织构{665}〈386〉和{111}〈110〉.在钛侧,随着应变速率的提高,出现了明显的形变孪晶组织,三种形变孪晶如{1121}〈1100〉拉伸孪晶、{1122}〈1123〉压缩孪晶和{1012}〈1011〉拉伸孪晶产生的难易程度不一样,变形机制由常规的"孪生变形为主"转变为"位错滑移与孪生变形共存"的复合变形模式.在结合界面处,随着应变速率的提高,需要适应由两侧产生的不同变形抗力,才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏,其主要的协调机制依靠结合界面及附近晶粒的滑移实现变形.      

TWIP钢室温静态拉伸下的组织形态和变形机制

在室温下对退火Fe-24Mn-1Si-1.5Al-0.045CTWIP钢进行了不同程度的拉伸变形,采用JEM-2100透射电子显微镜对变形后的组织形貌进行表征和分析。研究结果表明:在变形初期,晶粒内存在着大量位错,它们相互缠结,呈胞状结构。在此阶段,位错滑移为主要变形机制。随着变形量的增加,形变孪晶在晶界等处形成,孪生机制被激活,孪生和滑移机制相互竞争。双孪生系统在大多数晶粒内先后被激活,孪生和滑移机制相互交割,起到动态细化晶粒的作用,使强度显著提高。在变形后期,试验钢的变形机制主要是TRIP效应,以及孪生与滑移的相互作用而诱发了去孪生机制,层状组织出现,孪晶特征减弱,从而导致样品的局部变形和失效。     

汽车用轻质TWIP钢的组织演变规律研究

研究了中碳-高Mn系TWIP钢在固溶处理后的组织和力学性能。采用OM、XRD、TEM和EBSD分析了TWIP钢形变前后的微观组织演变规律和高强塑性的产生机理。结果表明,形变孪晶密度随着变形程度的增加而增大,形变孪晶渐进产生,细化起到细晶强化和延缓断裂的作用,使TWIP钢具有优异的综合力学性能和成形性能。     

落球冲击下高铬铸铁磨球中残余奥氏体的形变与相变

用透射电镜和微区Ｘ射线衍射分析了落球冲击后高铬铸铁磨球皮下不同深度残余奥氏体形变和相变情况。发现不同深度发生形变和相变的程度是不同的，在磨球表面最大，随着深度增加形变和相变的程度减小。产生可观塑性变形的深度在５ｍｍ以内，而发生相变的深度可达１０ｍｍ。不同深度相变的机理不同。共晶碳化物在落球冲击下也能发生一定的塑性变形。最后分别讨论了显微组织变形和相变对磨球抗剥落破碎性能的影响。     

Ti—5Al—2.5Sn合金低温力学性能及形变断裂机理

利用透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)和拉伸试验机对Ti-5Al-2.5Sn(α-型)合金在77～293K温度下的力学性能及形变断裂机理进行了研究。结果表明:该合金的低温范性形变主要是运动位错滑移机制而不是形变李晶的作用。拉伸断口皆是穿晶的延性断裂模式,无脆性现象,温度对强度(σ_(p0.2)、σ_h)有明显影响,而对延性(ε)稍有作用,形变速率对性能影响不大。     

不同锤锻方式下Ti-6Al-4V合金组织及取向演变

利用扫描电镜和背散射衍射技术研究了Ti-6Al-4V合金在不同锤锻变形方式下的组织与取向变化.结果显示:随着镦拔变形次数的增加,Ti-6Al-4V合金中α相及β相组织均趋于均匀,而且两相的取向聚集越不明显;进一步热处理后,锻造过程中形变储存能得到释放,在释放过程中两相也会发生一定的倾转,轴向三次镦拔或者换向三次镦拔对组织均匀性改善明显.综合分析发现,密排六方结构的α相的取向分布对变形方式较敏感:原始棒材以及一次镦拔时,合金中α相的取向{0001}基面织构占了很大部分;随着镦拔次数增多,形变能增加,虽然{0001}基面滑移被抑制,但是{1010}、{1120}等柱面滑移以及{0111}、{1123}等锥面滑移得以开动,大幅地增加了取向的种类,进而降低了取向的集中性,使得取向更趋均匀化.      

六方材料织构的近真ODF分析系统

六方晶系材料如钛、锆等是重要的结构和功能材料,在航空、航天、原子能等领域应用日益广泛.但是由于六方晶体滑移系较少、对称性较差,在加工或形变过程中不可避免地要产生晶体择优取向;另一方面,六方材料的织构难以消除,所以其加工材具有较明显的各向异性.因此,六方晶系材料织构的测量及分析尤其是定量分析就显得尤为