Zr—4合金双轴疲劳行为及其微观变形机理Ⅱ.双轴循环变形亚结构及其？…

用透射电镜分别观察了Zr-4合金比例和非比例双轴疲劳变形亚结构.结果表明等效应变幅为0.8%,不同主应变比下,Zr-4合金比例双轴疲劳后典型的位错组态是{1010}柱面滑移产生的平行位错线.随着等效应变幅提高,从平面状向波纹状滑移转化,有形成位错胞的趋势.非比例加载过程中,随着相位角从30°增大到90°,位错组态从平行位错墙变化成位错胞.相位角为90°时,随着等效应变幅提高,位错保持位错胞结构,但位错密度增高.非比例变形前后织构分析表明随着相位角提高,{1010}极点密度减弱,{1011}锥面极点密度增强,表明合金塑性变形从以{1010}柱面滑移为主向柱面滑移加锥面滑移多系滑移转化.Zr-4合金非比例附加强化一方面是由于部分柱面滑移被锥面滑移取代后,滑移系本身临界分切应力提高;另一方面由于多滑移导致〈a/a〉和〈c+a〉/〈a〉位错与位错之间交互作用力提高.     

双轴加载下冷变形Zr-4合金的循环变形行为及其微观机理

研究了冷变形Zr-4合金在双轴比例和非比例加载下的循环变形行为,结果表明:当循环应变幅较低时,Zr-4合金表现为循环初始硬化随后饱和的特征;随着应变幅提高,初期硬化后,表现为连续循环软化特征;高应变幅下,初期硬化消失,表现为急剧的循环软化.相同等效应变幅下,非比例加载下的Mises循环等效应力明显高于比例加载,表现为非比例附加硬化现象; 相位角30°时,非比例附加硬化程度最高.非比例加载下疲劳寿命低于比例加载.双轴疲劳变形亚结构TEM观察表明:当加载方式由比例加载转化为非比例加载时,疲劳位错结构由拉长的位错条带向位错缠结和位错胞转化,材料内部各向同性强化机理加强是Zr-4合金非比例潜在硬化的原因.     

非比例加载下冷变形Zr-4合金的宏观应力响应及其位错亚结构

研究了相位角分别为30°, 60°, 90°以及等效应变幅分别为0．8％, 0．6％, 0．4％时双轴非比例加载下,冷变形去应力状态Zr-4合金的宏观响应和微观位错亚结构．结果表明:应力矢量和应变增量矢量之间的滞迟角θ在循环变形初期变化幅度较大;随着塑性变形的进行,变化幅度逐渐减小并趋于稳定．滞迟角的变化幅度与加载路径曲率的变化有关: 90°相位角时变化幅度最小, 30°相位角时变化幅度最大．在椭圆和圆形加载路径下,随着应变路径弧长△l的增大,等效应力的平均值升高,而变化幅度减小并渐趋稳定．随着相位角的提高,等效应力响应平均值升高． Zr-4合金在非比例加载过程中表现出初始硬化．随后持续软化的持征．随着相位角的提高,循环软化程度加剧．非比例循环过程中Zr-4合金的等效应力高于相同等效应变幅下的比例加载,表现出潜在强化特征． TEM观察表明:随着相位角的增加, Z卜4合金双轴疲劳位错亚结构由单个位错线向位错缠结及成熟的位错胞转化．材料内部各向同性强化机理加强是Zr-4合金非比例潜在强化的主要原因．     

细晶Ti-2Al-2．5Zr合金室温／低温低周疲劳行为及微观结构

对细晶Ti-2A;-2.5Zr合金进行了室温/低温(77 K)疲劳实验及微观组织观察.结果表明:室温低应变幅Δεt/2(=0.5%,1.0%)下,合金表现为循环软化;室温高应变幅(1.5%,2.0%)下,则表现为循环应力饱和;77 K时,不同应变幅下均表现为循环硬化,且随应变幅升高,循环硬化程度增强.疲劳寿命测试结果表明:低温疲劳寿命始终高于室温.断口SEM观察表明,室温和低温下,疲劳裂纹扩展区均有明显的疲劳条纹,疲劳裂纹以穿晶方式扩展,室温下伴随有大量二次裂纹,低温下的二次裂纹数量明显减少.TEM观察表明:低温下孪生是合金主要的变形方式,包括{1011}和{1121}型孪晶.疲劳变形位错组态为:室温较低应变幅(0.5%,1.0%)下,形成位错线和局部位错缠结;室温下应变幅提高到1.5%和2.0%时,{1010}柱面和{1121}锥面滑移同时开动,位错组态演化为亚晶和明显的位错胞.77 K下,应变幅2.0%时形成沿柱面平行分布的位错带;77 K下应变幅升高到4.5%时,多滑移形成相互垂直的位错线.低温诱发形变孪晶是Ti-2Al-2.5Zr低温疲劳寿命升高的原因.     

LOW CYCLE FATIGUE BEHAVIORS AND MICROSTRUCTURES OF Ti–2Al–2.5Zr WITH FINE GRAIN AT RT AND 77 K

对细晶Ti--2Al--2.5Zr合金进行了室温/低温(77 K)疲劳实验及微观组织观察. 结果表明: 室温低应变幅Δε_t/2(=0.5%, 1.0%)下,合金表现为循环软化; 室温高应变幅(1.5%, 2.0%)下, 则表现为循环应力饱和; 77 K时, 不同应变幅下均表现为循环硬化, 且随应变幅升高, 循环硬化程度增强. 疲劳寿命测试结果表明: 低温疲劳寿命始终高于室温. 断口SEM观察表明, 室温和低温下, 疲劳裂纹扩展区均有明显的疲劳条纹,疲劳裂纹以穿晶方式扩展, 室温下伴随有大量二次裂纹, 低温下的二次裂纹数量明显减少. TEM观察表明: 低温下孪生是合金主要的变形方式, 包括{1011}和{1121}型孪晶. 疲劳变形位错组态为: 室温较低应变幅(0.5%, 1.0%)下, 形成位错线和局部位错缠结; 室温下应变幅提高到1.5%和2.0%时,\{1010}柱面和{1121}锥面滑移同时开动, 位错组态演化为亚晶和明显的位错胞. 77 K下, 应变幅2.0%时形成沿 柱面平行分布的位错带; 77 K下应变幅升高到4.5%时, 多滑移形成相互垂直的位错线. 低温诱发形变孪晶是Ti--2Al--2.5Zr低温疲劳寿命升高的原因.     

Zr-4合金双轴疲劳行为及其微观变形机理Ⅰ.双轴疲劳变形行为

研究了不同主应变比比例加载和不同相位角非比例加载条件下Ｚｒ－４合金双轴疲劳行为。结果表明：双轴比例和非比例循环变形过程中,在Ｍｉｓｅｓ循环等效应力响应－循环周次曲线上,Ｚｒ－４均表现为循环初始硬化,随后逐渐软化特征。Ｍｉｓｅｓ循环等效应力－应变曲线均位于单调曲线的上方,表现为循环硬化特征。进一步研究表明：非比例加载过程中合金的循环强化程度高于相同等效应变下的比例加载,表现为非比例附加强化现象。当主     

渗氢处理对冷变形Zr-4合金双轴疲劳行为的影响

研究了不同程度渗氢处理Zr-4合金的双轴循环变形行为。结果表明：当氢含量为CH=400μg/g时，在相同等效应变幅和相同相位角下，渗氢Zr-4合金的疲劳寿命高于原始冷变形状态Zr-4合金。当氢含量增加到CH=580μg/g时，渗氢处理Zr-4合金的双轴疲劳寿命却低于原始冷变形状态的Zr-4合金。透射电镜和金相显微镜观察表明，冷变形Zr-4合金渗氢后析出的氢化物具有良好的塑性变形能力，渗氢过程中中温条件下长时间保持导致基体产生去应力退火效应是Zr-4合金疲劳寿命提高的主要原因。     

XRD线形傅氏分析方法研究TA15合金热压缩变形后的位错

利用XRD线形傅氏分析方法定量分析TA15合金在750、800和925℃热压缩变形后的位错亚结构.结果表明:利用 XRD 线性傅氏分析的方法可以比较方便地定量表征位错信息;位错类型主要为基面(0002)、柱面(1010)和锥面(1011)型位错.在750℃、1s-1变形条件下,随应变量的增加,直到60%变形量时,位错密度仍在增加.而在800℃、1s-1变形条件下,位错密度先增加后降低.各变形条件下位错密度均在1010～1011cm-2的范围:750℃变形后,各晶面的位错密度随应变量增加而增加,但是基面(0002)和锥面(1011)位错随应变量的增加的速度更快,说明此温度下基面和锥面位错更易滑移:800℃变形后锥面位错密度随着应变量增加稍有增加,而柱面(1010)和基面(0002)的变化很大.     

不同温度下Ti6321合金的拉伸行为及塑性变形机制

为了研究Ti6321合金在不同温度下的服役性能及其塑性变形机制,在–196～400℃下对其进行拉伸性能测试并对断口形貌和显微组织进行分析。结果表明,随着温度的升高屈服强度和抗拉强度逐渐降低,屈强差和断面收缩率逐渐增大;延伸率在–100℃降至16.0%,之后随着温度的升高而升高。不同温度下Ti6321合金的塑性变形机制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性变形机制主要为柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位错滑移受到抑制,此时等轴α相滑移类型为柱面滑移、一级锥面和滑移,片层α相滑移类型为基面滑移和二级锥面滑移;但{1012}和{1122}孪晶开动使塑性得到恢复,变形机制为滑移、孪生共存,以滑移为主。200℃和400℃下Ti6321合金位错交互作用强烈,可发现位错网等位错组态特征,同时有少量{1012}孪晶开动,变形机制主要为位错滑移。等轴α相与片层α相中的滑移类型相同,为柱面滑移和二级锥面滑移。     

多轴载荷下ZL101铝合金的低周疲劳行为

研究不同等效应变幅下ZL101铝合金在多轴比例和非比例载荷下的低周疲劳行为,并用透射电镜观察合金的疲劳行为中的位错结构。结果表明：合金在两种加载方式下均表现为循环硬化;在非比例载荷下合金表现出附加强化,但程度不明显;合金的疲劳寿命随等效应变幅的增加而降低,合金在非比例加载下的疲劳寿命低于比例加载时的疲劳寿命。对位错结构的观察表明,随等效应变幅度的提高,合金的低周疲劳位错结构从交叉位错带转化为位错胞,合金在非比例加载下更易形成位错胞结构。     

双轴比例加载条件下含氢化物Zr-4合金变形行为的数值分析

采用有限元数值分析方法,模拟了含氢化物Zr-4合金拉-扭双轴比例加载下的变形行为.相同外加等效应变下,加载路径对含氢化物Zr-4合金的应力、应变分量的大小和分布有明显的影响,而对其等效应力-应变曲线影响较小.不同加载路径下, Zr-4合金基体的最大静水拉应力区位于氢化物与基体的界面附近.随着拉伸-扭转应变比的增加,基体中最大静水拉应力增加,而最大静水拉应力位置与外加剪切方向的夹角由45°逐渐转向90°.     

镍基单晶高温合金中温稳态蠕变期间的变形机制

通过蠕变性能测试、组织形貌观察及位错组态的衍射衬度分析,研究了镍基单晶高温合金在中温/高应力稳态蠕变期间的变形机制.结果表明,在760℃,760 MPa和800℃,650 MPa蠕变期间,剪切g′相的位错可发生分解,分解后领先的a/3112超点阵Shockley不全位错切入g′相,拖曳的a/6112Shockley不全位错滞留在g′/g相界面,2个不全位错之间形成超点阵内禀堆垛层错(SISF);此外,剪切进入g′相的超点阵位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成具有非平面位错芯结构的K-W锁,可抑制位错的滑移和交滑移,提高合金的蠕变抗力.在850℃,500 MPa蠕变期间,合金中的层错消失,部分剪切进入筏状g′相的a110超点阵位错可分解形成"2个a/2110不全位错加反相畴界(APB)"的组态,而合金中K-W锁的消失是由高温热激活致使立方体滑移的位错重新交滑移至八面体所致.     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形中α相的滑移系统及位错分布特征SCIEI

本文采用TEM系统操作方法分析了Ti-6Al-4V合金超塑性变形中α相激活的滑移系统。结果表明α相以{0110}〈2110〉和{0111}〈2110〉激活为主,降低变形温度{0001}〈2110〉基面滑移及b=〈1123〉的α+c型位错亦参与变形。大量观察还表明,α相中激活的位错主要分布在三岔晶界、α/α晶界、以及α/β相界附近。     

钽及钽钨合金冷轧变形过程中的组织和性能

通过显微硬度分析、X射线衍射分析和TEM详细研究了钽及钽钨合金在冷轧变形过程中的组织和性能演变规律,结果表明:W在Ta中具有晶粒细化和强化作用,Ta、Ta-2.5%W和Ta-7.5%W合金在1400℃温度退火1 h后的再结晶晶粒的平均尺寸为45、20和15μm;在冷轧过程中,随着变形量的增加,钽和钽钨合金的显微硬度都逐步提高,当变形量达到99%时,Ta、Ta-2.5%W和Ta-7.5%W的显微硬度分别达到了243、309和359 HV;在Ta中添加W后,合金的位错密度会得到极大的提高,其中Ta-7.5%W合金的位错密度比Ta的高一个数量级;钽和钽钨合金各取向的晶粒中的位错密度不同,其中{200}、{211}、{222}和{110}取向的位错密度依次增大,这与Taylor因子计算的结果一致;TEM研究表明,{100}取向的晶粒中形成了位错胞结构,而{110}取向的晶粒中形成了形变带组织。     

钽的加工硬化速率及其显微组织

借助力学性能实验、金相显微镜和透射电镜等手段研究了纯钽的加工硬化速率。研究结果表明:纯钽的宏观加工硬化速率比较低。通过TEM观察,发现变形95%后,纯钽的位错密度都不是很高,存在有位错胞亚结构。其原因可能是因为钽的层错能高,位错容易交滑移,使位错密度降低。根据林位错硬化理论,也可以认为,钽在室温下塑性变形时,滑移系主要为{110}〈111〉,次滑移系的激活比较少,因此穿过主滑移系的林位错密度比较低,位错之间相互作用少,导致钽的加工硬化速率低。     

3104铝合金固溶及时效处理后的冷轧织构

应用取向分布函数（ODF）研究了3104铝合金经不同温度固溶及时效处理后的冷轧织构组态。结果表明：经固溶时效处理后其冷轧织构中存在强度较高的旋转立方织构v{001}〈110〉组分,此外也含有一定强度的c{112}〈111〉、B{110}〈112〉和S{123}〈634〉织构组分,明显不同于未经固溶时效直接冷轧样品的织构组态特征。可能的原因是经固溶和时效处理后溶质原子和析出相粒子形态和数量的变化,它们在变形过程阻碍了位错滑移,使晶粒转动受阻,进而使不稳定取向旋转立方织构被不同程度的保留下来;此外,固溶温度越高,冷轧样品中不稳定取向旋转立方织构组分取向密度越小,时效温度对后继冷轧织构的影响也应归结为析出相粒子在变形过程中对位错滑移的阻碍,进而影响晶粒转动。     

晶粒组元沿晶界旋转的铜双晶在循环变形中的滑移形貌与位错组态

对晶粒组元因晶体生长时沿晶界发生旋转的铜双晶体进行了恒定塑性应变幅下的循环形变研究,塑性应变幅为1.5X10-3通过扫描电子显微镜-电子通道衬度技术（SEM-ECC）对滑移形貌和位错组态的演化进行了观察,发现由于晶粒内部的几何效应使沿晶界的位错组态随着晶粒的旋转方向的变化也相应发生变化,逐渐表现为由滑移带与晶界的相互作用过渡到形变带与晶界的相互作用.形变带Ⅱ（DB Ⅱ）对于主滑移有着明显的阻碍作用.晶界无位错区（DFZ）伴随着形变带Ⅱ在晶界的出现而产生.胞状结构的形成是由于次滑移系的开动使形变带Ⅱ中的位错墙结构先破坏而后形成.     

晶粒组元沿界旋转的铜双晶在循环变形中的滑移形貌与位错组态

对晶粒组元因晶体生长时沿晶界发生旋转的铜双晶体进行了恒定塑性应变幅下的循环形变研究,塑性应变幅为1.5×10-3.通过扫描电子显微镜-电子通道衬度技术(SEM-ECC)对滑移形貌和位错组态的演化进行了观察,发现由于晶粒内部的几何效应使沿晶界的位错组态随着晶粒的旋转方向的变化也相应发生变化,逐渐表现为由滑移带与晶界的相互作用过渡到形变带与晶界的相互作用.形变带Ⅱ(DBⅡ)对于主滑移有着明显的阻碍作用.晶界无位错区(DFZ)伴随着形变带Ⅱ在晶界的出现而产生.胞状结构的形成是由于次滑移系的开动使形变带Ⅱ中的位错墙结构先破坏而后形成.     

脉冲电流对Ti-6Al-4V冷拉拔变形行为的影响(英文)

利用电子背散射衍射(EBSD)及透射电镜(TEM)研究在脉冲电流作用下Ti-6Al-4V钛合金冷拉拔变形后组织及织构的演变。研究结果表明:施加脉冲电流可以促进非有利滑移取向的晶粒发生变形,从而使Ti-6Al-4V钛合金各晶粒之间的变形更为协调。常规拉拔和电塑性拉拔的丝材织构对比显示,脉冲电流促进钛合金柱面,a滑移,抑制锥面c+a滑移,通过晶界滑移协调c方向应变。电塑性拉拔钛合金的小角度晶界比例降低,说明脉冲电流抑制了变形诱发伴生位错晶界和几何必须晶界的形成。     

Schmid因子的理论计算及其在镁合金高速变形过程中的应用

为了便于分析镁合金在高速变形过程中的变形机制,计算了4种滑移方式(基面滑移、柱面滑移、锥面a滑移和锥面c+a滑移)和2种孪晶方式({1012}拉伸孪晶和{1011}压缩孪晶)的Schmid因子。结合电子背散射衍射(EBSD)技术,获得了轧制态AZ31镁合金原始样品的Schmid因子实验值,并将理论计算值与实验值进行了比较。采用Hopkinson压杆对AZ31镁合金轧制板材在1600 s-1的应变速率下进行了高速冲击实验,对所获得的样品进行了金相组织观察。结合Schmid因子计算结果,讨论了不同方向样品在不同加载方向下的主要变形机制。结果表明,Schmid因子的理论计算值与实验值可以很好吻合。Schmid因子计算简单、表达方便,可以有效分析镁合金中主要的变形方式和解释应力-应变曲线特征。镁合金中不同变形方式的Schmid因子值及其变化规律均不相同,其计算结果可为镁合金中织构所引起的各向异性现象的分析提供理论依据。