大晶粒纯镁疲劳变形过程中交叉滑移迹线的分析

在室温条件下研究了大晶粒纯镁疲劳变形过程中有可能激活的滑移系统及滑移迹线。结果表明,经过疲劳变形后大量的纵横交叉滑移迹线在样品表面产生,基于晶粒取向与滑移迹线方向的综合判定,这种纵横交叉滑移迹线是由反复疲劳变形过程中基体的基面滑移与同一区域内｛102｝孪生过程中所再次产生的基面滑移而形成。通过实验观察到最有可能发生的锥面滑移系统为在｛101｝面上所产生的<113>锥面滑移,但总体上来说,基面的滑移迹线比锥面的滑移迹线更密集,这说明锥面滑移在整个疲劳变形过程中被抑制。     

镁合金轧制板材低温变形行为与微观机制

研究AZ31镁合金轧制板材在低温(室温至423 K)拉伸条件下的力学性能,并通过高温金相显微镜的拉伸附件观察动态微观组织的变化过程.结果发现:镁合金的塑性随温度的升高和应变速率及负载的降低而增加,表现出一定的应变速率敏感性.常温下的主要变形机制为{10-11}压缩孪生,其形核和长大速度很快,但同时也存在少量的基面滑移,不同类型的孪晶在晶粒中彼此相交;而随着温度的升高,a c非基面滑移的临界剪切应力迅速下降,大量非基面滑移系被激发,板材塑性性能明显改善;当应变速率较高时(423 K,应变速率10-2/s),断裂方式为有一定塑性特征的解理形貌;随着应变速率的降低(423 K,应变速率10-3/s),断裂方式逐渐变为塑性断裂.     

AZ31B镁合金的低温压缩变形机制

利用Geeble1500热模拟实验机对双辊连续铸轧AZ31B镁板在变形温度为100℃,应变速率为10-3s-1的条件下进行单轴压缩变形,并利用金相显微镜和透射电子显微镜对其微观组织进行观察。结果表明:在上述的条件下变形时,合金中产生大量的孪晶,孪晶与孪晶之间相互交截,在孪晶界及孪晶交截区出现大量的位错,并且有动态再结晶核心及再结晶小晶粒,说明该合金中动态再结晶形核位置主要为孪晶界及孪晶-孪晶交截区。     

压下量对WE43镁合金变形机理和孪生行为的影响（英文）

研究最后一道次压下量对铸态WE43镁合金在480℃直接热轧过程中位错滑移和孪生行为的影响。结果表明,在480℃轧制时柱面滑移始终是主要的滑移模式。另外,不同压下量下激活的孪生类型不同。较小的压下量(2%)下激活的主要是{■}拉伸孪生,而在较大的压下量(12%和20%)下激活的主要是{■}压缩孪生和■二次孪生。Schmid因子计算表明,{■}孪晶变体选择遵循Schmid定律,而{■}孪晶变体选择不遵循Schmid定律。即使单道次压下量达到20%也几乎没有发现动态再结晶晶粒,这可能是因为没有达到动态再结晶所需要的变形量。     

纯锆的压缩变形行为

利用材料试验机和SHPB装置研究了常态下纯锆的静、动态压缩宏观力学性能。塑性变形阶段的流变应力及硬化率随应变率提高而增大,应变10％～20％段应力-应变曲线表现出凹向上趋势。金相观测表明,孪生是纯锆的重要变形机制,孪晶密度随应变及应变率的增长而增大。大应变时,动态压缩试样侧面观测到与压缩轴呈45&#176;度的宏观裂纹。试样纵向剖开后,金相观测到发展的绝热剪切带。     

单轴拉伸与压缩加载下AZ31镁合金单晶的各向异性塑性行为(英文)

为研究HCP结构单晶在塑性变形中的变形孪晶和塑性各向异性,采用基于晶体塑性本构理论的有限单元法,建立包含滑移与孪生变形机制的晶体塑性本构关系,发展了以应力作为自变量的牛顿-拉普森迭代方法,通过已有文献的试验数据验证模型的有效性,并利用此模型模拟AZ31单晶体在4种(即沿〈2110〉,〈0110〉,〈0001〉和〈0111〉方向)拉伸与压缩变形路径下的塑性变形行为,并获得了相应加载路径下的应力-应变关系曲线。数值计算结果表明,在不同加载路径下该模型可用于预测滑移系或孪生系的活动情况,以及描述孪生变体的活动数量、主要孪生变体和孪生交叉类型。由于机械孪晶具有的极性性质及其在材料非弹性变形中的重要作用,单晶材料表现出显著的各向异性与非对称性。     

施密特因子分布图预测锆的变形行为

由拉伸应力方向与c轴夹角及拉伸应力方向在基面投影与基面a轴夹角为自变量绘制了锆及锆合金中不同变形方式的施密特因子分布图并做了系统分析和研究。变形方式包括基面滑移,柱面滑移和锥面滑移等三组和滑移系和{10-12}, {11-21}, {11-22} 和 {10-11}四组孪晶系。每个独立变形方式下的软取向和硬取向被确定。施密特因子分布图结合实验中每种变形方式的临界剪切应力可以有效预测每种变形方式的相对活性并能够很好地吻合现有的实验结果。     

锆合金变形机制研究评述

锆合金属于密排六方结构金属,晶体对称性较差,优先滑移系数目较少,变形机制较为复杂。本研究对密排六方金属优先滑移系的选择理论进行全面的综述和分析,并对文献中报道锆合金在不同变形条件下可能开启的滑移机制和孪晶模型进行系统的回顾和评述。     

挤压态AZ31合金小应变变形时的孪生行为

在室温下对挤压态AZ31合金沿棒材径向进行拉伸变形（RDT试样）和沿挤压方向进行压缩变形（EDC试样）,2种变形应变速率均为10^-4 s^-1。采用金相显微镜（OM）和背散射电子衍射（EBSD）研究了变形过程中合金的孪生行为。结果表明：拉伸孪晶影响了合金的屈服点,EDC试样的屈服点为139 MPa,高于RDT试样的屈服点88 MPa。2种变形应力状态下,随应变增加,合金的应变硬化速率都是先快速下降,但EDC试样的硬化速率随后明显上升,并一直持续到断裂,而RDT试样则几乎保持稳定的硬化速率。EDC试样硬化速率的升高与合金中产生大量的拉伸孪晶以及孪晶织构诱导的滑移行为有关。基于EBSD测试结果,给出了一种计算晶粒内孪晶体积分数的方法,得出RDT试样在应变为0.04时,（0002）晶粒中拉伸孪晶体积分数约为45%。     

Mg-Zn-Gd板材在Erichsen杯突试验过程中的组织演变和变形机理（英文）

对GZ31板材在室温和不同压下量条件下进行Erichsen杯突试验,获得4个杯突值分别为2.0、4.1、7.1和7.3 mm的样品。利用OM、SEM和EBSD技术手段研究杯突试验时样品的变形机理和断裂机理。结果表明,非基面织构的GZ31轧制板材杯突值可达7.3 mm。在杯突过程中,基面、锥面滑移以及{10■2}拉伸孪生是主要的变形方式。位错滑移受到第二相颗粒以及晶界阻碍,相互缠结形成微孔,最后导致材料的断裂。GZ31板材杯突值高是因为弱的非基面织构以及稀土元素有利于位错滑移和拉伸孪生去协调变形。     

AZ31镁合金压缩过程中织构对微观变形机制的影响

以AZ31镁合金热轧板材为研究对象,利用电子背散射衍射(EBSD)技术,研究了与板材法向(ND)分别成0o,30°,60°和90°的试样在室温压缩过程中织构对滑移和孪晶启动的影响。结果表明,0°试样有很高的屈服强度但无明显的屈服平台。拉伸孪晶的临界剪切应力(CRSS)比基面滑移的大。随着角度的增加,试样产生的{10 ■2}拉伸孪晶越来越多。0°试样由于很难发生拉伸孪晶,变形主要由滑移来完成,小角度晶界增加明显。柱面滑移的作用使得60°试样的小角度晶界明显高于30°试样的小角度晶界。     

纯钛压缩变形下的晶体塑性有限元分析

考虑滑移和孪晶变形机制,建立描述密排六方结构(HCP)金属力学行为的晶体塑性模型。利用该模型对纯钛在室温下的单向压缩试验进行模拟,模拟结果和实验结果吻合,证明模型具有可靠性;揭示了孪晶体积分数的变化规律、饱和的原因、参数对其的影响,以及速率敏感系数对结果的影响规律。     

Mg-Nd合金室温和深冷变形行为的研究

采用准原位电子背散射衍射(EBSD)、滑移迹线法和晶内取向轴法(IGMA)研究了轧制退火态Mg-Nd合金板材在室温(RT)和-150℃深冷(CT)条件下沿轧制方向压缩变形过程中的变形行为。结果表明：变形温度不影响孪生模式,但会显著影响孪生形核率以及滑移模式。相比于RT压缩,经相同的压缩变形（4%）,CT压缩显著增大了样品变形过程中的局部应力,导致孪晶形核率提高了约10%,孪晶界总长度提高了约8%,并促进了非基面滑移,其比例由RT压缩时的45.5%增加至CT压缩的65.9%;此外,低温抑制了压缩变形过程中的基面滑移,其比例由RT压缩的54.5%降低至CT的34.1%。     

Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在压缩变形中的滑移系激活规律和塑性变形不均匀性（英文）

为了定量和统计地了解高性能铸造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr(质量分数,%,GW103)合金在室温单轴压缩变形中滑移系的激活规律和塑性变形不均匀性,对时效状态的该合金进行详细的滑移迹线分析和基于取向差的电子背散射衍射(EBSD)分析。在2%塑性应变后,根据鉴别的滑移迹线的相对比例,激活的滑移模式首先为基面滑移(73.3%),其次是柱面滑移(15.8%),然后是二级角锥面滑移(6.9%),最后是一级角锥面滑移(4%)。尽管大多数激活的滑移系表现出较大的施密特因子(m)值(>0.3),但值得注意的是,一些硬取向(m<0.1)的滑移系也被激活。对于大多数表现出极大几何必需位错(GND)密度的晶界,至少满足以下条件之一：晶界取向差角(GBMA)较大;相邻晶粒间特定滑移模式m_max之差较大。晶粒的塑性变形不均匀性(GND密度的大小/分布)与是否能观察到滑移迹线无关。晶内取向分布(GOS)和/或平均GND密度与m_max (对于特定滑移模式)没有明显的相关性。     

工业纯钛板材的轧制织构及微观组织对其孪晶和再结晶行为的依赖性

将工业纯钛(CP-Ti)板轧制至不同程度,随后进行退火以及进行20％的再轧制.通过电子背散射衍射(EBSD)对合金微观组织的变化进行表征.重新轧制后,{11(2)2}＜(1)(1)23＞压缩孪晶和{10(1)2}＜10(1)1＞拉伸孪晶产生.可以观察到孪晶的层状结构,这是由变形孪晶的缠结以及二次和三次孪晶的产生引起的....     

TWIP钢的显微组织与变形机制研究

采用金相、X射线衍射、扫描电镜和透射电镜等方法对两种不同Mn含量应变诱发孪晶(TWIP)钢拉伸前后的显微组织进行了研究.结果表明,Fe-15Mn-3Si-3Al钢的塑性增长机理主要是),γrcc→εhcp,γfcc→εhcp→αbcc相变诱发的TRIP效应;Fe-25Mn-3Si-3Al钢主要的塑性增长机制是孪晶诱发的TWIP效应.Fe-25Mn-3Si-3Al钢拉伸后有些奥氏体晶粒内存在两个或多个孪晶系统,孪晶界与原始奥氏体晶界都会阻碍孪晶的长大.层错能强烈影响TWIP钢的变形机制,随着Mn含量的增加,层错能不断增加,孪晶强化逐渐起主导作用.     

晶粒尺寸和温度对工业纯钛变形机制的影响（英文）

为了研究晶粒尺寸和加工温度对工业纯钛变形行为的影响,分别在室温和液氮温度下对平均晶粒尺寸为2、9、23和51μm的样品进行单轴拉伸实验,采用背散射电子衍射技术(EBSD)和透射电子显微镜技术(TEM)表征样品的显微组织和织构。结果表明,室温条件下位错滑移是主要的变形机制,而液氮温度下拉伸的样品中有丰富的变形孪晶被激活,其中包括{■}拉伸孪晶、{■}压缩孪晶和{■}-{■}二次孪晶。这揭示液氮温度条件下塑性变形模式从位错滑移到动态孪生的转变,这也是具有较大晶粒尺寸的样品在液氮温度下依然具有优异力学性能的主要原因。另外,还提出了一种改进的Hall-Petch关系式,可用于在液氮温度条件下定量表征平均晶粒尺寸和孪晶对工业纯钛拉伸屈服强度的影响。     

HCP结构TiZrHf中熵合金变形行为的准原位EBSD研究

使用真空电弧炉熔炼出TiZrHf中熵合金和纯Ti,利用冷轧及退火得到再结晶后的等轴晶粒,并采用 X射线衍射方法研究其相组成;使用扫描电镜和EBSD对TiZrHf合金和纯Ti组织进行表征并进行滑移迹线分析。结果表明: TiZrHf合金与纯Ti都为单相HCP结构且轴比接近,经再结晶后织构类型都为基面织构。在室温下沿RD拉伸变形10%时,TiZrHf合金的锥面滑移开动比例为26%,接近纯Ti中锥面滑移晶粒占比的两倍,且生成{10-12}拉伸孪晶的数量明显多于纯Ti。     

预压缩-反向拉伸加载路径下镁合金AZ31轧制板材的孪生-退孪生行为

为了定量研究孪生和退孪生行为在镁合金塑性变形中的作用,开展了镁合金AZ31板材沿轧制方向单调拉伸、单调压缩及预压缩-反向拉伸下的宏观力学行为及微观EBSD试验,并基于考虑孪生-退孪生行为的弹黏塑性自洽模型(EVPSC-TDT),模拟预测了镁合金板材的宏微观塑性变形行为。结果表明：随着压缩量的增大,(0002)极图在RD附近的强度值逐渐增大,孪晶体积分数增加;反向拉伸时,RD附近的强度值逐渐减弱,孪晶体积分数降低;当反向拉伸量与预压缩量相同时,孪晶体积分数几乎减小到0,几乎所有晶粒c轴均转动至ND方向;随着预压缩量的增加,位错密度逐渐提升,增强了对滑移和孪生的阻碍作用,导致反向拉伸时的屈服应力随着预压缩量的增加而增大。反向拉伸初始阶段各滑移-孪生系的开启率相似,表明拉伸阶段的屈服应力与压缩后各滑移和孪生系的硬化有关;EVPSC-TDT模型可准确预测镁合金在以孪生-退孪生为主导的变形模式下的宏观力学行为、织构演化规律及孪晶体积分数。     

室温等径弯曲通道变形工业纯钛的组织及性能研究

采用两通道夹角Φ=120°,外圆角Ψ=20°的模具,在室温下成功实现了工业纯钛单道次等径弯曲通道变形（ECAP）,并对变形试样进行（200～500）℃×0.5h退火,研究了试样显微组织和力学性能。结果表明,工业纯钛经单道次ECAP变形后,组织内存在大量的形变孪晶;晶粒碎化成板带状组织;屈服强度和显微硬度显著提高,并保持了足够的塑性;退火温度低于300℃时,显微硬度下降缓慢;高于300℃时,显微硬度显著下降。