钢中层错能的测定、计算和应用

介绍了铁基合金中层错能的计算模型、各项热力学参数的来源及计算实例;阐述了以X射线衍射分析测定钢中层错几率的原理和方法,给出了Fe-Mn-Si-C系层错几率与成分的关系式、层错能和层错几率的关系式以及层错几率与马氏体相变驱动力关系式,可为设计孪晶诱发塑性钢提供理论基础。     

TWIP钢的研究现状

综述了TWIP(Twinning induced plasticity)钢研究的现状以及最新的进展.主要介绍现有TWP钢的成分体系,即Fe-Mn-Al-Si系、Fe-Mn-C系和Fe-Mn-Al-C系,以及各合金元素的作用;TWIP钢基于层错能的成分设计方法,层错能的计算方法及影响因素以及层错能与TWIP效应的关系.简述TWIP钢的组织特点、力学性能特点以及TWIP钢的生产加工的难点.     

奥氏体钢层错能与ε马氏体相变

导出了在奥氏体钢中相变驱动力与层错能的关系以及层错能和应变能对马氏体形态的影响规律。估算了低碳、氮含量的低温奥氏体钢中层错扩展时的晶格摩擦阻力(约为相变驱动力的18％)。临界层错能约为150mJ／mz。     

低温奥氏体钢的层错能

根据层错及层错能的物理本质和测试层错的依据，明确了层错能和层错形核能的定义。借助计算机处理大量试验结果得到了计算机层错能的表达式。     

铝、铜、铬合金元素对Fe-21Mn-0.4C TWIP/TRIP钢层错能和力学性能的影响

参考文献建立了Fe-Mn-C合金层错能的热力学模型,用模型计算了铝、铜、铬元素对Fe-21Mn-0.4C合金层错能的影响规律;在Fe-21Mn-0.4C合金中添加合金元素,研究其对层错能的影响。研究结果表明:铝和铜增加合金的层错能,而铬则降低合金的层错能;当层错能低于10.7 mJ/m2时,Fe-21Mn-0.4C合金相组成为γ+ε,当层错能为10~19.02 mJ/m2时,合金的相组成为γ+ε+a,当层错能高于19.02 mJ/m2时,合金的相组成为单相的γ;层错能的变化和添加了合金元素铝、铜、铬的Fe-21Mn-0.4C合金性能变化没有相一致的关系,说明影响Fe-21Mn-0.4C合金力学性能的因素很多,需要进一步的研究。     

高锰TWIP钢层错能的研究进展

高锰TWIP钢的高强度、高塑性和高能量吸收能力与其堆垛层错能有关。TWIP效应对应的层错能上、下限值仍未统一,尤其是TWIP向MBIP(微带诱导塑性)转变的临界判据仍有待于深入分析。XRD、TEM和EAM是测定奥氏体层错能最常用的实验方法。同一TWIP钢的层错能及其变化规律存在实验方法的相关性。正规和亚正规溶液模型、Bragg-Williams模型和双亚点阵模型是计算高锰钢层错能的常见模型。对同一TWIP钢来说,不同模型的预测值并不相同,且与实测值也存在差异。铃木效应引起层错能随间隙原子浓度非线性变化,这在计算时是不能忽略的。规范实验方法、提高设备精度和完善热力学模型及其数据库有助于获得准确可靠的层错能值。     

W、Co对Ni合金层错能影响的热力学计算

运用置换原子计算层错能的热力学模型,计算了Ni-W、Ni-Co合金的层错能.结果表明:随温度升高合金的层错能提高.随着W、Co含量的提高,Ni-W、Ni-Co合金的层错能提高;随W、Co质量分数的增多,Ni合金层错能先增加后减小,存在极大值,但W使Ni合金层错能增加的幅度较小.     

铝、铜、铬合金元素对Fe 21Mn 04C TWIP/TRIP钢层错能和力学性能的影响

  参考文献建立了Fe Mn C合金层错能的热力学模型,用模型计算了铝、铜、铬元素对Fe 21Mn 04C合金层错能的影响规律;在Fe 21Mn 04C合金中添加合金元素,研究其对层错能的影响。研究结果表明：铝和铜增加合金的层错能,而铬则降低合金的层错能;当层错能低于107mJ/m2时,Fe 21Mn 04C合金相组成为γ+ε,当层错能为10~1902mJ/m2时,合金的相组成为γ+ε+a,当层错能高于1902mJ/m2时,合金的相组成为单相的γ;层错能的变化和添加了合金元素铝、铜、铬的Fe 21Mn 04C合金性能变化没有相一致的关系,说明影响Fe 21Mn 04C合金力学性能的因素很多,需要进一步的研究。     

两种不同层错能TWIP钢的变形行为及组织演变

对两种不同层错能TWIP钢分别在1 100℃进行了固溶处理,观察了实验钢的微观组织,并分析了实验钢的变形行为.结果表明:通过透射电镜观察,发现较低层错能的TW1实验钢内出现层错,而较高层错能的TW2实验钢内层错较少,但发现位错呈有规则排列的组态;TW2实验钢的加工硬化曲线呈现单调下降的趋势,而TW1实验钢的曲线则分为3个阶段.     

面心立方材料的冲蚀磨损机理和数学物理模型

本文对测试层错能的各种方法进行了分析比较,采用X射线织构法和透射电镜测量层错宽度的方法对T2纯铜,H90,H80,H68 3种黄铜及00Cr18Ni13Ti,00Cr25Ni20W两种不锈钢共6种面心立方晶体结构材料的层错能进行了测试。利用正交表安排试验,对上述6种材料及1Cr18Ni9Ti,00Cr23Ni6Mo4-     

第一性原理计算Si和Ga掺杂对BCC-Fe广义层错能的影响

采用第一性原理计算了BCC-Fe以及BCC-Fe分别掺杂硅(Si)、镓(Ga)后{112}<111>滑移系的广义层错能。结果表明：Si和Ga均会降低BCC-Fe的广义层错能，对广义层错能曲线峰值的降低幅度分别为8.48%和10.27%;不同元素掺杂也会影响层错发生的位置，Si掺杂的BCC-Fe趋向于在Si原子所在的{112}面发生<111>方向的层错，而Ga掺杂的BCC-Fe更趋向于在与Ga原子近邻的{112}面发生<111>方向的层错。此外，BCC-Fe上下层沿着{112}<111>滑移系错动2/3b_p(b_p=1/2<111>)时，会形成薄层孪晶结构，使2/3b_p处的广义层错能显著降低。与错动1b_p后形成的完美晶体相比，薄层孪晶为亚稳定状态，可通过相邻的{112}平行晶面逐层错动2/3b_p,从而生成多层孪晶来进一步降低层错能，一定程度上解释了Fe-Si、Fe-Ga合金中发现大量∑3孪晶界的现象。     

低温奥氏体钢相变的结构参数

研究了低温奥氏体钢中层错能和强度对相变的作用，导出了相变临界分切应力和层错能与强度之间的关系式，发现奥氏体相变结构参数对马氏体相变特性有很大影响。     

奥氏体锰钢的综合加工硬化机理

本文分析讨论了奥氏体锰钢加工硬化机理的几个主要假说：即高位错密度，动态应变时效，形变孪晶及形变马氏体四种强化机理。根据形变奥氏体锰钢的显微照相及ＴＥＭ，与改变合金成分及形变量对此合金结构的效应，认为几个机理都起作用，而起主要作用的机理则决定于应变量，奥氏体的堆垛层错能及稳定度。设计能充分加工硬化并且抗磨的奥氏体锰钢的成分时就应综考虑各组成合金的元素含量对各个机理的效应及最终产生的对加工硬化能量及硬     

超大塑性变形的研究进展-纳米材料的晶粒细化机制（二）

超大塑性变形下的晶粒细化机制与材料的层错能有很大的关系,对中、高层错能材料,主要是位错分割机制,可获得的最小晶粒尺寸一般只有几百纳米（超细晶）;对低层错能材料,形变孪生和马氏体相变在晶粒细化过程中起非常重要的作用,可获得小于100nm的晶粒。     

铌对镍基高温合金堆垛层错能的影响

在高温合金中,堆垛层错强化起着重要的作用。层错强化机制的主要特征在于其强化效果不随温度的升高而减弱。本实验采用X射线透射织构方法,测定了Nb对一种Ni基高温合金基体堆垛层错能的影响。测试结果表明,随着Nb含量的增加,所研究合金的层错能值逐渐下降,因而引起扩展位错宽度不断加大,使位错交叉滑移的阻力上升,结果导致合金高温强度的提高。     

含氧高磁导率Ni基合金透射电镜研究

采用EM400型透射电镜,研究了含氧Ni-Fe磁性合金的微观组织。在氧含量达到临界值的合金中,层错缺陷很少,层错宽度很窄,存在有大量全位错,而在低氧的合金中,恰适相反。笔者认为氧含量超过临界值,才有较大几率与层错复合,形成“含氧层错”,因而附加了新的表面能,使两不全位错收缩以至形成束集。这有利于交滑移的进行,从而,为适宜的形变织构形成及再结晶立方织构的完善发展创造了先决条件。立方织构具有最高的磁性。     

高氮奥氏体钢的韧脆转变与层错能的关系

在-60℃至室温范围内,采用夏比冲击试验测定材料的韧-脆转变温度,并通过对冲击断口的X-射线测试层错能等方法,对几种不同含氮量奥氏体不锈钢在低温下发生韧-脆转变的现象进行了研究。结果表明：在超高氮奥氏体钢中,随氮质量分数的增加该钢种发生韧-脆转变的温度上升,层错能减少,韧性越来越差。     

纳米晶Cu-Al合金材料的制备及结构、性能分析

本研究中采用大塑性变形法(severe plastic deformation,SPD)顺利制备出纳米晶材料,对不同SPD方法生产的Cu-Al合金进行微结构分析及拉伸性能分析。结果表明层错能是影响纳米晶Cu-Al合金微观结构与拉伸性能的关键性因素,纳米晶Cu-Al合金的微观结构形成机制,平均晶粒尺寸以及强塑性匹配程度均随着层错能的降低而发生改变。     

层错能对高能球磨铜合金的影响

试验中以球磨的方法制备了一系列不同成份的Cu—Zn及Cu—Al合金（层错能〈75MJ／m^2）。对Zn和Al的固溶强化效果及其降低铜合金层错能的作用进行了研究。实验结果显示,随着Zn或Al含量的升高,（试样的）显微硬度（HV）值增加,符合固溶强化的规律。在相近原子百分比的条件下比较Cu—Zn和Cu—Al合金的HV值,显示当合金中无第二相出现时,Zn的固溶强化效果优于Al;另一方面,随着Zn％及Al％（原子百分比）的增加,Cu～Zn及Cu—Al合金的层错能下降,而层错能的降低导致了强化的产生,这种情况下Zn和Al的不同强,L化效果可以用公式k=Gb/2π（1-v）（a-δ·FE）^[1]来评价,式中K是Hall—Petch关系的斜率。评价的结果与实验数据（合金的显微硬度值）是相吻合的。     

等通道转角挤压组织演变规律的研究进展

综述了金属结构材料和功能材料基体相晶体结构、层错能、Hollomon参数lnZ对等通道转角挤压ECAP变形组织演变规律影响的研究进展,试样基体相的晶体结构对变形组织的演变起重要的影响作用。随着应变量的增大,密排六方结构金属先形成形变孪晶、再启动优先存在的但被阻塞的滑移系统;面心立方结构金属的位错滑移主导着组织演变与晶粒细化过程,先形成亚晶界,再增大组织取向差,最终形成大角度晶界。在高层错能材料中,随着Hollomon参数lnZ增大,位错运动受到抑制,驱使变形机制从位错滑移逐渐转变成形变孪晶;当Z参数减小时,在ECAP高层错能材料中会形成微尺度的剪切带。在低层错能材料中形成丰富的孪晶,极低层错能的材料形成宏观剪切带。而中等层错能材料的变形机制则取决于Z值的高低。分析了ECAP过程动态再结晶的影响因素,认为γm·ln2Z30不宜作为ECAP过程是否发生动态再结晶的判据,ECAP过程动态再结晶的影响因素还有待进一步研究,如弄清ECAP过程温升规律、分析淬火保存ECAP变形组织将有助于研究ECAP动态再结晶。