α2相滑移系对γ-TiAl基多孪晶晶体屈服强度的影响

基于γ-基多孪晶晶体微结构及滑移系和形变孪晶空间晶体学位向分布的变形机制,提出了分析晶体屈服应力对外载轴和片层界面夹角间的依赖关系及影响因素的细观力学解析模型.分析了α2相中柱面和锥面上滑移系的启动对多孪晶晶体屈服应力的影响.模拟计算和分析结果表明:当θ=0°时,位错滑移方向跨越片层界面,α2相中柱面滑移系开动;当θ=45°时,滑移方向平行片层界面;当θ=90°方向时,γ相中与片层界面斜交的孪晶开动,而α2相中锥面滑移系由于其临界剪切应力(CRSS)很大而并不开动.多孪晶晶体中孪晶与普通位错、柱面与孪晶及锥面与柱面之间的CRSS比值关系可确定为k:e:z=1:3:18.     

α2相滑移系对全片层组织TiAl合金屈服应力影响的初步分析

基于PST晶体的微结构和γ相及α2相普通位错和孪晶滑移启动，结合细观力学方法，通过数值模拟两相中的各滑移系上的分切应力，得出PST晶体屈服应力和外加载荷与片层之间夹角θ的关系。重点分析了α2相中柱面滑移系的启动对PST晶体屈服应力大小变化的影响。α2相中柱面滑移系的启动对PST晶体小加载角方向的屈服应力有比较明显的影响。所采用的细观方法和得到的结论对进一步研究全片层TiAl合金的屈服强度有一定的参考价值。     

γ-TiAl合金全片层组织室温变形协调行为

研究Ti-47.5Al-2Cr-2Nb-0.2B全片层组织室温变形结构中γ/γ片层间变形协调行为.引入多晶体塑性变形的几何协调因子m,并利用矩阵分析方法计算120-旋转有序型、真孪晶型和伪孪晶型γ/γ界面两侧片层中各种滑移系之间的m值,与实验结果比较发现,通过计算m值可以预测不同类型γ/γ界面两侧片层中的有效滑移系,120-旋转有序型γ/γ界面几何协调性最好,1/6<112-]{111}形变孪晶可以通过1/2<110-]{111}普通位错协调变形;对于真孪晶型界面,1/6<112-]{111}形变孪晶可以扩展通过,并仍以1/6<112-]{111}孪晶变形进行协调.     

动态压缩条件下高纯钛微观组织特征

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。     

动态压缩条件下高纯钛微观组织特征研究

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。     

纳米孪晶金属塑性变形机制

本文综述了纳米孪晶金属材料的塑性变形机制.通过分析纳米孪晶二维结构变形时可启动的滑移位错类型,揭示纳米孪晶金属塑性变形的3种位错机制,即位错塞积并穿过孪晶界机制,Shockley不全位错诱导孪晶界迁移机制以及贯穿位错在孪晶片层内受限滑移机制.通过改变加载方向与孪晶界面的相对取向可实现这3类位错机制的可控转变.     

Cu/Ti纳米层状复合体塑性变形机制的分子动力学模拟研究

利用分子动力学方法对具有特征晶体取向的Cu/Ti层状复合体在单轴拉伸和平面应变压缩2种变形过程中的微观力学行为进行了研究。模拟结果显示,拉伸载荷作用下,位错优先在Cu/Ti异质界面处形核并沿着{111}晶面向Cu层内部运动,变形机制为层内约束滑移。随着位错的增殖,位错之间发生交互作用并在Cu层内形成插入型层错和形变孪晶。而在此形变过程中Ti层内未发现塑性变形系统的启动。随着载荷继续增大,Cu/Ti界面处的应力集中导致复合体发生断裂。在平面应变压缩变形的模拟中,发现Cu/Ti界面处的应力集中促使Ti层中形成剪切带,剪切带内部及其近邻区域仅存在少量位错。随着外加应变增大,多种变形机制的共同作用引起晶粒旋转,同时复合体内的原子无序度增加。此外,不同初始取向和不同应变速率下的Cu/Ti复合体的微观塑性变形机制和力学性能存在显著差异。研究结果揭示了包含有密排六方金属层状复合材料的微观形变机制。     

层片状γ—TiAl合金室温循环变形中的孪生行为

利用透射电子显微镜研究了层片状 γ－ＴｉＡｌ合金室温压－压循环变形中的孪生行为。结果表明：在变形后的层片组织中出现了大量的｛１１１｝〈１１２　］型形变孪晶,这些形变孪晶对层片位向有明显的依赖性,在一些位向的片层内可大量产生,而在另一些位向的片层内却难以发现,且产生的李晶和片展边界呈一定的夹角关系;同时,在同一片层内观察到了两组切变方向相反的形变孪生类型,根据孪生切变的单向性和位向三角形 内孪生切变的Ｓｃｈｍｉｄ因子分析,发现这两组孪生类型分别为　　　　　　　型孪生和　　　　　型孪生;孪生切变与位错滑移有一定的互补关系,在孪生切变受阻的片层内,出现了平行于孪生切变方向的位错滑移。孪生切变的多样性和孪生与滑移的互补关系大大缓解了各向异性层片组织中的应力集中,从而有效地抑制了裂纹萌生,使 γ－ＴｉＡｌ合金循环塑变能力提高。     

AZ31B镁合金的铸轧组织及其相关变形机制

利用金相显微镜、透射电子显微镜对AZ31B镁合金铸轧板坯的微观组织进行研究.结果表明:铸轧AZ31B镁合金板坯主要由α-Mg基体、枝晶间Mg17Al12共晶体和弥散分布的细小析出相组成,铸轧对晶粒的细化效果不明显;板坯在铸轧过程中经历一定的塑性变形,且变形多分布于板材表层;塑性变形在合金中产生大量的位错及位错胞的同时,也产生一定数量的孪晶;经孪生改变晶体取向后的晶粒会在适合的条件下发生滑移变形,孪生和滑移的协同作用使孪晶和位错共存、孪晶中位错的产生和孪晶的变形;铸轧时的塑性变形和高温还导致回复和再结晶的发生.     

TiAl基两相合金热形变诱导形成T(Q)型孪晶与α_2薄片的TEM研究

利用常规和高分辨电镜（ＨＲＥＭ），研究了热形变诱导的Ｔｉ４５Ａｌ８Ｎｂ２．５Ｍｎ０．０５Ｂ合金中偏离严格取向关系的α２／γ片层界面结构，以及横过片层的Ｔ（Ｑ）型γ孪晶与α２（Ｑ）薄层优先在这些偏离严格取向关系的α２／γ片层界面上形成的机理。由于其片层界面上较大的应力集中，通过界面上的复杂位错核心反应将导致这些Ｔ（Ｑ）型γ孪晶与α２（Ｑ）薄层的产生。     

珠光体层片取向对冷拔珠光体钢丝形变的影响

利用TEM,SEM和纳米压痕仪研究了珠光体钢丝在冷拉拔形变过程中,珠光体层片取向对其形变及力学性能的影响.结果表明:与拉拔轴向夹角较小的珠光体层片,通过珠光体团旋转,使珠光体层片转向平行于拉拔轴向,并率先形成铁素体110丝织构;铁素体中位错由单滑移到多滑移,最终变成同一滑移系的单滑移,位错分布较均匀,渗碳体与铁素体保持协调变形.与拉拔轴向夹角较大的珠光体层片,通过弯折转向接近平行拉拔轴向,渗碳体发生断裂碎化、铁素体中形成位错胞,造成后续形变困难,层片缓慢减薄.经拉拔形变后,平直珠光体的显微硬度高于弯折珠光体,表明接近平行于拉拔轴向的珠光体层片加工硬化率较高,有利于形变强化.     

高应变速率对纯钛塑性变形的影响

利用动态塑性变形(DPD)和准静态压缩变形(QSC)技术对纯钛圆柱样品进行对比压缩试验,研究了不同应变速率下纯钛形变孪晶和微结构演变。结果发现:2种变形方式的变形机制相似,低应变时以形变孪生为主,孪生饱和后转变为位错滑移主导;高应变速率促进了形变孪晶的产生,激发{4211}压缩孪晶的形成,同时使变形机制转变临界应变提前至0.2;纯钛在高应变速率和高应变(ε≥0.6)下出现绝热剪切带(ASB)。     

孪晶取向对Au纳米线变形机制影响的模拟

本文采用分子动力学方法,阐明了Au纳米线各力学特性参数随孪晶取向角度的变化规律,以及不同变形机制发生的孪晶取向角度范围。结果表明：在较小孪晶取向角度下(0°<θ<90°),纳米线具有较高的强度,不全位错与孪晶面相互作用引起的应变局域化主导了其塑性变形;在中等孪晶取向角度下(18°≤θ≤75°),退孪生主导了Au纳米线塑性变形,尤其是30°≤θ≤60°时,完全退孪生引发的应变硬化,使得纳米线具有较高塑性;在较大孪晶取向角度下(75°<θ≤90°),纳米线具有较高的强度,但塑性较差,不全位错连续穿越孪晶界引起的位错链主导了Au纳米线塑性变形。     

热连轧对GH4169合金蠕变行为的影响

通过对等温锻造和热连轧工艺制备的GH4169合金进行直接时效、蠕变性能测试和组织形貌观察,研究热连轧对GH4169合金组织结构及蠕变行为的影响.结果表明:与等温锻造合金相比,经热连轧后合金的晶粒尺寸较小,在等温锻造期间的变形特征仅为孪晶形变,而合金在热连轧期间除产生孪晶外,在孪晶中还存在位错的双取向滑移;采用不同工艺制备的合金均在{111}面上发生孪晶变形.在蠕变期间,热连轧期间形成的位错可促进孪晶内发生位错的不同取向滑移,减缓应力集中,提高合金蠕变抗力,致使合金在660℃、700 MPa条件下具有较长蠕变寿命.     

Ta含量对镍基粉末高温合金高温蠕变变形行为和性能的影响

采用FESEM、TEM等实验技术,系统研究了750℃、600 MPa条件下,不同Ta含量的镍基粉末高温合金的蠕变性能和蠕变过程中显微组织和变形行为特征以及合金层错能对蠕变行为的影响.结果表明,随着Ta含量的增加,合金层错能呈非线性关系降低.蠕变变形各阶段的变形行为和位错组态的变化与层错能密切相关.低Ta含量合金层错能相对较高,基体位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处,不易发生位错分解,可直接进入γ'相中形成反相畴界(APB)或通过Orowan环弓弯模式绕过γ'相;当合金中Ta含量中等时,合金层错能降低,促进在γ/γ'内界面处基体位错发生分解,产生a/6<112>Shockley不全位错开始剪切γ'相,形成超点阵层错(超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF))和扩展层错(ESF)进而转化形成形变孪晶,呈现层错和形变孪晶共同强化效应,提高蠕变性能;而高Ta含量合金层错能很低,有利于位错在不同{111}滑移面上同时形成尺寸较宽的扩展层错,并出现相互交结的交叉层错抑制形变孪晶的形成,加快蠕变形变裂纹发展.因此,合金中加入适量Ta能有效降低层错能,提高形成不全位错剪切γ'相能力和形成显微孪晶能力,增加蠕变抗力,有效改善合金蠕变性能.     

SiCw增强锌基复合材料微结构的TEM观察

通过透射电镜对碳化硅晶须增强锌基复合材料微结构的观察,发现碳化硅晶须与基体间界面结合良好,界面附近区域分别存在T（T′）相和二次析出η相,且后者与碳化硅晶须间存在一定取向关系。此外,挤压变形后碳化硅晶须中存在大量位错,层错和孪晶等缺陷,基体中η相也有孪晶产生。     

TiAl合金PST晶体高温蠕变特性及蠕变失稳机制

对三种取向的TiAl合金PST晶体在800℃条件下的压缩蠕变曲线进行了测试,并对其蠕变失稳机制进行了研究．研究结果表明,PST晶体的蠕变性能强烈地取决于片层界面与外力轴的夹角;三种取向的PST晶体试样在蠕变第三阶段表现出不同的蠕变失稳方式;对于＝90°的试样,在本蠕变条件下过早地出现蠕变第三阶段,这与该取向试样α2片层在蠕变过程中发生球化以及剪切带的产生有关．     

应变速率对含空洞的镁孪晶界面塑性变形机制的影响

利用嵌入原子势的分子动力学模拟,研究了应变速率对含空洞的镁孪晶界面塑性变形机制的影响。结果表明,塑性变形的主要形式包括不全位错、滑移带和堆垛层错;应变速率不会改变试样的杨氏模量,应变速率愈大屈服应力愈大;随着应变速率增大,位错和滑移带的数量增加,堆垛层错的数目先增加后减小,位错运动自由行程的平均长度减小;随着变形进行,位错源不断产生新位错,导致位错密度提高;高应变速率时,晶界处容易形成应力集中,并会有微裂纹产生。     

GH3625合金冷变形硬化、退火软化行为及其组织特征

采用SEM、OM及XRD和压缩试验等手段,研究GH3625合金管材在冷塑性变形和退火热处理过程中位错密度和硬度的变化规律,探讨合金中孪晶的形态及其形成机制。结果表明:冷变形量是影响GH3625合金管材塑性变形机制的主要因素,ε0.05时,塑性变形以滑移变形为主,其主要硬化机制是位错强化;随着冷变形量的增加,合金的位错密度和硬度显著增加,组织中产生大量的形变孪晶,塑性变形方式由滑移主导的变形转变为以孪生为主导的变形,其主要的硬化机制是孪晶强化;随着退火温度的增加,GH3625合金管材的位错密度和硬度逐渐降低,退火孪晶的形态从中止型逐渐转变为穿晶型。GH3625合金管材在冷变形和退火过程中出现不同形态的孪晶,可分为中止型孪晶和穿晶型孪晶,前者的形成机理是不全位错按极轴运动的结果,后者形成的本质是层错。     

MECHANISMS OF COMPATIBLE PLASTIC DEFORMATION BETWEEN THE γ-LAMELLAE IN TWO PHASE TiAl-BASE ALLOY

研究并讨论了以三类不同孪晶关系存在的γ层片间的塑性变形协调控制。结果表明，１２０°旋转孪晶层片间存在穿越和不穿越层片界面的塑性变形协调机制，两真孪晶层片间可协调的塑性变形不穿越层片界面；而两伪孪晶层片间的塑性变形则是不协调的。