黄铜包纯铜绞线复合材料拉拔过程中横截面结构、显微组织和力学性能变化（英文）

对采用固/液连铸复合成形工艺制备的外径8.5 mm黄铜包覆纯铜绞线复合坯进行拉拔加工,研究拉拔过程中复合材料横截面结构、组织和力学性能的变化规律与变形机制。结果表明:复合坯具有良好的表面质量和冶金结合的黄铜/纯铜界面,断后伸长率达到53.1%。拉拔过程中,纯铜绞线与黄铜包覆层的协同变形程度较高。随着总变形量的增大,纯铜绞线发生塑性变形流入各纯铜线之间构成的三角弧形间隙区,当总变形量增大至50%时,三角弧形间隙区被纯铜填满。随着总变形量增加至63%,纯铜绞线内部先后产生位错胞、条状微晶带等组织;黄铜包覆层内部先后形成平面位错网、相互交叉的形变孪晶和切变带,主要变形机制依次为位错平面滑移、形变孪生和剪切变形机制。复合材料的抗拉强度由铸态的240 MPa增大到总变形量63%的519 MPa,而断后伸长率由铸态的53.1%降低到3.2%。"固/液连铸复合成形→拉拔"短流程加工方法可适用于制备高速铁路贯通地线用黄铜包覆纯铜绞线复合材料。     

下引连铸Cu-Ag合金拉拔过程中组织与性能演变EI北大核心CSCD

采用下引连铸工艺制备了d 11 mm Cu-4%Ag合金棒坯,棒坯具有高轴向取向柱状晶组织,表面质量良好,断后伸长率达到35.0%,可直接进行拉拔加工成d 0.04 mm微细丝,无中间退火的累积冷变形量达99.998%。拉拔过程中,在一般变形阶段,棒材变形机制为位错滑移,形成了较多的位错胞,晶内发生微区晶体转动,随应变量增大,剪切变形程度加剧,晶内形成了较多的切变带;在大变形阶段,通过各种动态回复机制如纳米孪晶、位错墙的亚晶化,层状界面,实现大塑性变形。随着变形量的增加,棒材的抗拉强度和硬度分别由铸态的245 MPa和63.4 HV增加至变形量99.7%时的655 MPa和187 HV,而导电率由90.3%IACS则降低至82.2%IACS。上述下引连铸-连续拉拔加工方式制备Cu-Ag合金微细丝材具有短流程、高效率的优势,提供了新的思路。     

晶粒尺寸及取向对AZ31合金板材室温拉伸塑性变形与断裂机制的影响

对AZ31镁合金轧制态板材分别在473~673 K温度范围退火1 h以获得不同初始显微组织。通过金相显微镜、背散射电子衍射分析(EBSD)和力学试验机,研究晶粒尺寸和取向分布对合金板材室温单向静拉伸过程塑性变形和断裂机制的影响。结果表明,晶界取向角呈连续分布有利于晶粒协调塑性变形。随着晶粒尺寸的降低,晶界对室温塑性变形的贡献增大,晶界与位错滑移和孪生的交互作用增强。对于取向角均呈连续分布的473 K和573K退火态板材,平均晶粒尺寸分别为3.6μm和9.5μm,塑性变形主导机制由晶界滑动和位错滑移转变为晶界滑动、位错滑移和孪生,断裂机制由微孔聚集型转变为微孔聚集型和解理型混合型断裂方式。673 K退火态板材的平均晶粒尺寸达22.9μm,塑性变形主导机制为位错滑移和孪生。此时,由于晶界取向角呈离散分布,晶粒协调塑性变形能力差,断裂机制转变为解理断裂。     

连铸板坯角横裂纹的形成机理及控制措施

板坯角横裂纹是在钢的第Ⅲ脆性区产生的一种沿晶开裂。在第Ⅲ脆性区温度范围内,在奥氏体晶界铁素体薄膜的析出(晶界析出)弱化了晶界,或由于碳氮化物等的析出,在奥氏体晶界附近形成无析出区(晶界滑移)导致的晶界脆性,当铸坯在该温度区间受到弯曲、矫直或0号段错位等拉应力作用后产生的裂纹。奥氏体晶粒越粗大和奥氏体晶界越弥散细小的析出,越容易产生裂纹。保证连铸机设备精度和制定合适的连铸生产工艺参数是消除铸坯角横裂纹的根本方法。     

微合金钢铸坯角部横裂纹控制技术的应用

微合金钢在凝固过程裂纹敏感性高,连铸坯角部极易产生横裂纹,严重影响铸坯热送和轧制卷板的表面质量。研究了角部裂纹在凝固过程中的产生机制:碳氮化物沿晶界析出,脆化晶界;沿粗大奥氏体晶粒晶界形成铁素体膜,降低晶界强度,铸坯弯曲矫直区过程产生角横裂纹。设计了新型内凸曲面窄侧结晶器和铸坯宽、窄侧足辊区强控冷装置,解决了铸坯角部晶粒初凝细化及后续粗化生长的难题,进一步细化了铸坯角部组织晶粒度,明显提高了铸坯角部组织的塑性,从而降低连铸坯角部裂纹敏感性,控制了微合金钢连铸坯角部裂纹产生。     

低温下ZL101合金的裂纹扩展行为

对ZL101合金在20~-60℃拉伸过程中裂纹扩展行为进行研究,利用扫描电子显微镜观察断口形貌,并采用光学显微镜对断口附近组织和裂纹萌生和扩展形貌进行分析,研究裂纹扩展过程中铝基体内部应力的变化。结果表明:当温度由20℃下降至-60℃时ZL101合金的抗拉强度和屈服强度均有提高,而伸长率略有降低。ZL101合金在塑性变形过程中产生大量位错在Si相处塞积产生应力,使Si相发生解理断裂形成微裂纹,并且Si相断裂形成的解理面与附近的位错滑移带成135°角。在裂纹扩展过程中Si相的破裂使铝基体产生应力集中,在低温情况下Si相断裂所需的外加应力升高使断裂Si相之间铝基体的应力集中升高引发准解理断裂,导致合金伸长率下降。     

新β型Ta-TiAl合金的高温开裂行为

利用Gleeble-3800 型热模拟试验机对铸态TiAl-3Ta-x(Cr, W)合金进行了等温热压缩试验,研究了该合金在1150～1300 ℃及 0.1～1 s~(-1)应变速率下的高温变形后的开裂机理。结果表明:铸态合金表面开裂主要以 45°剪切开裂和纵向自由表面开裂为主,但起裂位置不同;合金的热变形损伤以及开裂行为对热加工参数极为敏感,且其开裂程度随着变形温度的降低、应变速率的增大以及变形量的增加而变化。合金在高温高应变速率下热变形,易在晶界附近形成高密度位错、变形位错与滑移带等微缺陷,并在进一步变形中形成微裂纹。微裂纹沿着β晶界、α_2/γ片层内、相邻晶粒之间、晶界与晶内等位置形核。     

2214铝合金超塑性变形机制

温轧态２２１４铝合金在超塑性变形过程中，由于动态回复和动态再结晶的作用，使晶内位错密度在一定程度上保持平衡。超塑性变形的主要机制为晶界滑动；晶内位错滑移和扩散蠕变作为重要的协调机制，促进了晶界滑动的顺利进行。该合金的超塑性变形机制符合位错协调晶界滑动模型。     

剧塑性变形及退火后Mg-Li合金的组织与力学性能

采用剧塑性变形工艺(等通道转角挤压和轧制)以及随后的短时间退火制备高性能Mg-Li合金,通过显微组织观察、扫描电镜分析、X射线衍射仪测试和室温拉伸测试等研究变形前后合金组织、力学性能及强化机制。结果表明:合金铸态晶粒粗大,主相为β相,α相分布于β相的晶界以及晶内;同时,晶内存在大量Al2Y和AlLi析出相。由于动态回复作用显著,合金变形时并未发生明显的动态再结晶现象;经短时间退火后,合金组织发生完全再结晶,其晶粒细化至27.1μm(12pra工艺,即等通道转角挤压、轧制及退火)。铸态合金的抗拉强度和伸长率分别为131.1 MPa和47.1%;经12pr(等通道转角挤压及轧制)变形后,合金的伸长率达到90.5%,而抗拉强度稍有提高,这主要受位错协调变形及动态回复作用的影响;退火后合金的伸长率显著降低而强度提高至237.6 MPa(12pra),出现退火致强化现象,其主要的机制是有限位错源强化及晶界强化。     

拉伸变形对Hastelloy C-276合金组织与力学性能的影响

采用金相(OM)、电子背散射衍射(EBSD)以及拉伸实验等技术手段研究了不同变形量条件下Hastelloy C-276合金薄板的组织演化特征和力学性能。结果表明:变形量小于14%时,位错优先在晶界附近塞积,并产生局部应变集中;变形量在14%~30%范围内,孪晶界附近及晶粒内部产生大量位错,位错滑移引起晶粒内部应变集中增强;变形量由0%增加至30%,晶界应变集中程度因子先增大后减小,变形量为14%时晶界应变集中程度因子最大。利用Ludwigson模型回归拟合了不同变形条件下的真应力-真应变曲线,随变形量的增加,材料的加工硬化程度提高,加工硬化速率减小,发生单滑移向多滑移转变的临界应变减小。     

货运机车制动梁用15Mn2CrVNb钢方坯角部横裂纹研究

本文对15Mn2CrVNb制动梁用钢的铸坯角横裂纹缺陷进行了研究,研究认为铸坯角横裂纹的形成温度为870～900℃,在这一温度条件下Nb、V等C、N化物析出以及铁素体在奥氏体晶界析出引起的奥氏体晶界脆化是裂纹形成的内部原因,而铸坯矫直过程中内弧侧的张应力是裂纹形成的外部原因,实践表明提高连铸坯的角部温度能够有效的避免铸坯角横裂纹的产生。     

Mg-2Nd合金的组织与抗蠕变性能

研究了Mg-2Nd合金的铸态显微组织、力学性能和抗蠕变性能。结果表明:Mg-2Nd合金的铸态组织由α-Mg基体和分布于晶界的离异共晶相Mg12Nd组成;铸态Mg-2Nd合金的抗拉强度和屈服强度随温度的增加而下降,但下降的幅度不大,具有较好的高温稳定性,伸长率则随温度增加明显上升;铸态Mg-2Nd合金表现出良好的抗蠕变性能。通过计算,合金在150～250℃、30～110MPa下的应力指数为3.3～8.0,蠕变激活能在108～142kJ/mol的范围。合金的蠕变机制归结于位错攀移控制,晶界滑移起一定的作用。     

激光冲击铝合金微结构演化及力学行为的分子动力学模拟

目的 揭示激光冲击铝合金的微结构演化过程及塑性变形机制,探究残余应力产生的机理,为激光冲击提升铝合金力学性能提供理论参考。方法 基于分子动力学模拟,采用活塞冲击法实现多晶铝合金(Al-Mg-Zn-Cu)在不同加载速度下的冲击强化。利用共邻分析法和位错提取法,研究铝合金的微结构演化过程、位错分布以及激光冲击影响铝合金力学性能的内在机理。结果 在冲击波加载阶段,当高速冲击波作用时,铝合金出现大量滑移系,产生高密度位错。在保载阶段,位错集中在晶界附近,导致多晶铝合金发生晶界塑性变形。在卸载阶段,不同类型位错之间进行了相互转化。铝合金两端晶粒和晶界的塑性变形,导致了残余压应力的产生。对完全卸载后的铝合金进行单轴拉伸模拟,发现0.7 km/s和1.0 km/s的冲击速度下,残余压应力抵消了部分拉伸应力,变形晶界附近产生新的位错,且晶界发生迁移和合并,导致极限应力分别提升15%和22%。结论 激光冲击对Al-Mg-Zn-Cu铝合金的微结构及力学性能影响显著,在高速冲击波作用下,铝合金两端发生剧烈的塑性变形,导致残余压应力的产生。单轴拉伸时,残余压应力抵消了部分拉伸应力,且铝合金晶粒内发生原子变形产生新的位错,同时晶界发生运动,最终使得极限应力增大,铝合金的力学性能得到提升。     

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。     

热冷组合铸型水平连铸Cu-0.36Be-0.46Co合金带材冷轧过程中显微组织和力学性能变化（英文）

采用热冷组合铸型(HCCM)水平连铸工艺制备300 mm(宽)×10 mm(厚) Cu-0.36%Be-0.46%Co(质量分数)合金带材,对连铸带材进行冷轧,研究轧制过程中合金显微组织和力学性能的变化规律与变形机理。结果表明:连铸带材具有沿长度方向的柱状晶组织,表面质量好,断后伸长率达到35%,无需表面处理可直接进行大变形冷轧加工,无中间退火的累积冷轧变形量达98%。当变形量较小时(20%),变形机理为位错滑移,形成大量弥散分布的位错和位错胞;当变形量为40%时,合金中出现形变孪晶,且孪晶与位错胞相互作用形成长条状位错胞;当变形量超过60%时,形成切变带,发生明显的微区晶体转动;随着变形量的进一步增大,切变带数量增多且相互作用,使晶粒明显细化。抗拉强度和硬度由铸态的353 MPa和HV 119分别升高至冷轧变形量95%时的625 MPa和HV 208,断后伸长率则由35%降低至7.6%。该结果可为发展铍铜合金带材HCCM水平连铸-冷轧短流程高效加工方法提供实验依据。     

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。     

低合金中厚板破边缺陷分析及预防

对热轧低合金中厚板窄边内外弧出现的破边缺陷的影响因素进行了分析。结果表明:破边缺陷是由于连铸坯角部微裂纹所导致的,铸坯出结晶器后垂直段窄边部表层显微组织对角部微裂纹的产生有重要影响。通过合理控制连铸结晶器出口窄边冷却制度,细化奥氏体晶粒、减少奥氏体晶界处先共析铁素体膜的厚度以及第二相粒子在奥氏体晶界处的偏析,能够消除铸坯角部微裂纹缺陷。随着铸坯角部微裂纹的消除,低合金轧板窄边的破边缺陷将减少。     

Ni3Al合金的滑移特征及形变过程的晶界行为

通过SEM动态拉伸形变试验,研究了具有各种化学成分和不同热处理态Ni_3Al合金的形变滑移特征,并用TEM观察了晶界区域的位错组态。研究结果表明,在含硼Ni_3Al合金的晶界附近存在一个过渡滑移区,该区域中滑移线重新取向或其它滑移系开动,从而产生了局部应变调节并使晶界应力集中松弛。硼降低了开动晶界位错源所需的应力并可能同时增加了位错源本身的数目。硼对Ni_3Al的韧化作用强烈受到基体Al含量、合金元素及热处理等因素的影响。     

Al-Nb-B细化纯镁原位拉伸变形机制及其断裂机理EI北大核心CSCD

以纯镁为细化对象,研究Al-2.8Nb-0.3B(中间合金)作为晶粒细化剂对铸态纯镁微观组织、拉伸变形及断裂行为的影响。结果表明:随着中间合金的添加量由0增加至7.14%,晶粒由毫米级的柱状晶细化至平均直径约196μm的等轴晶,最大拉伸应力由53.8 MPa提升至185.4 MPa,滑移线的平均间距由17.9μm减至1.3μm。纯镁经7.14%中间合金细化后的拉伸断裂过程与细化前的存在显著区别:细化前,晶粒内部首先产生滑移线,随后裂纹在最深的滑移台阶处萌生、扩展,并最终断裂;细化后,晶粒内部同样先产生滑移线,但随后裂纹沿晶界处的第二相β-Mg_(17)Al_(12)_萌生裂纹和扩展,直至最终断裂。纯镁经7.14%中间合金细化后,合金发生显著的细晶强化,但细化后合金晶界处形成数十微米的β-Mg_(17)Al_(12)_相,降低了合金的延展性。     

高碳铬轴承钢连铸大方坯角部凹陷裂纹分析

某厂GCr15轴承钢连铸大方坯角部凹陷部位的裂纹导致后续轧材圆棒表面斜向边部裂纹。采用低倍检验、微观组织检验和预制缺口样品断口扫描电镜分析方法,对铸坯角部凹陷部位的裂纹进行分析。结果表明,角部凹陷附近的裂纹沿柱状晶方向延伸,微观显示晶界析出网状碳化物,且晶界上形成严重的疏松孔洞;疏松孔洞内壁为光滑的树枝晶表面特征,直径达到2 mm以上,是由于凝固过程中钢水得不到补充形成的。凹陷部位裂纹是由于连铸坯角部冷却不足,形成严重的疏松孔洞彼此聚合、连接形成的。