超细晶铜的高温循环变形及损伤行为

为揭示超细晶材料在高于室温条件下的动态疲劳变形行为,在室温到300℃温度范围内以及在恒应力幅为200 MPa条件下研究等通道转角挤压(ECAP)法制备的超细晶铜的循环形变行为及表面变形特征.结果表明:随着温度升高,循环软化更趋明显,相应的疲劳寿命显著降低,断口形貌特征由脆性逐步转变为韧性;表面变形特征及损伤行为也与温度密切相关,例如,作为主要变形方式的大尺度剪切带在室温疲劳下大量形成:随着温度升高,晶粒长大及位错滑移增强,晶界数量和体积分数明显降低,导致剪切带变得更细且不连续,当温度高于其再结晶温度时剪切带几乎消失,晶粒内的位错滑移成为材料的主要变形方式.     

温度对喷射成形GH742合金蠕变性能及其机制的影响

采用OM、SEM和TEM等分析手段对经过雾化沉积、热等静压、热锻和热处理的喷射成形GH742合金的蠕变试样进行分析,结合蠕变曲线和蠕变性能,重点研究了合金在不同温度下蠕变时的控制机制.结果表明,650℃时喷射成形GH742合金的蠕变变形性能良好,其控制机制为晶内滑移机制下的位错切割机制;750℃时喷射成形GH742的蠕变变形性能较差,其控制机制为晶界滑移与迁移机制和晶内滑移下的位错攀移机制.     

时效硬化Cu—1.9Be—0.24Ni合金超塑性变形机制

Cu-1.9Be-0.24Ni 合金的超塑性流动是由晶界滑动、位错滑移和扩散蠕变三种变形机制的相互协调并同时起作用而产生的。位错运动起着协调变形和导致晶界滑动发展的双重作用。扩散过程对晶界滑动也起协调作用。在最佳变形条件下晶界滑动对变形的贡献量最大(ζ=58%)。大量的第二相粒子是有效的位错源。粒子或角隅发射的位错与晶界位错运动(晶界滑动)有相互作用关系;与晶内粒子也有交互作用关系。基于试验结果,文中提出一个时效硬化型超塑性变形机制模型,借以描述 Cu-1.9Be-0.24Ni 合金的变形过程。     

TWIP钢室温静态拉伸下的组织形态和变形机制

在室温下对退火Fe-24Mn-1Si-1.5Al-0.045CTWIP钢进行了不同程度的拉伸变形,采用JEM-2100透射电子显微镜对变形后的组织形貌进行表征和分析。研究结果表明:在变形初期,晶粒内存在着大量位错,它们相互缠结,呈胞状结构。在此阶段,位错滑移为主要变形机制。随着变形量的增加,形变孪晶在晶界等处形成,孪生机制被激活,孪生和滑移机制相互竞争。双孪生系统在大多数晶粒内先后被激活,孪生和滑移机制相互交割,起到动态细化晶粒的作用,使强度显著提高。在变形后期,试验钢的变形机制主要是TRIP效应,以及孪生与滑移的相互作用而诱发了去孪生机制,层状组织出现,孪晶特征减弱,从而导致样品的局部变形和失效。     

含Sc铝镁合金的超塑变形机制

采用透射电镜研究了含微量Ｓｃ元素的ＡｌＭｇ合金在超塑变形过程中的显微组织和位错行为。结果表明：合金在超塑变形过程中发生了四个连续过程：①动态再结晶；②晶界向晶内激发位错；③位错在晶内密集并且受到第二相Ａｌ３Ｓｃ质点的阻碍作用，同时通过攀移越过晶内弥散分布的Ａｌ３Ｓｃ粒子；④位错向晶界运动并在晶界处消失。动态再结晶是合金在超塑变形中存在的组织效应，起到了细化晶粒，诱发微细晶超塑性的作用。该合金超塑变形的主要机制为晶界滑动伴随晶内位错运动     

少量Mg,Zr对一种Ni—Cr—Ti型变形合金晶界滑移行为的影响

采用板状试样,沿垂直于应力轴方向预制刻线作为标记,在750℃、392 MPa真空蠕变条件下测定了含少量镁、锆与无镁、锆的Ni-Cr-Ti型变形合金的晶界滑移量,表明在稳态蠕变阶段两种合金没有多大差异,但进入第三蠕变阶段后,合镁、锆合金晶界滑移量和晶界滑移速率逐渐加大,明显超过无镁、锆合金。加入少量镁、锆对晶内滑移也起较大作用,晶内滑移随时间迅速增加,致使晶界滑移与总应变的比值逐渐降低。无镁、锆合金晶内滑移很少,只在断裂前在断口附近有较密滑移带。两合金的晶界滑移-时间曲线与总应变-时间曲线对应相似,晶界滑移受控于晶内滑移。     

连续柱状晶BFe10-1-1合金管材无模拉拔过程中组织演变

在拉拔速度O.6-0.9mm·s-1、变形温度750-900℃条件下,对具有连续柱状晶组织的BFe10-1-1合金管材进行了无模拉拔成形,研究了变形后的微观组织,探讨了其组织演变规律及机理.在本文工艺参数范围内,晶界平直的连续柱状晶组织BFe10-1-1合金管材在无模拉拔成形后微观组织演变为锯齿形晶界的连续柱状晶组织.随拉拔速度和变形温度的增加,锯齿的齿深不断加大.位错易在接近晶界的区域塞积并跃出晶界,导致在晶界处出现滑移台阶,形成锯齿形晶界;在滑移变形的同时,粗大的连续柱状晶开始转动,加剧了锯齿化的程度.高的热激活能和变形储存能未能及时释放是BFe10-1-1合金保持连续柱状晶组织的根本原因.      

FGH95镍基合金的组织结构与蠕变行为

通过蠕变曲线测定和组织形貌观察,研究了FGH95合金的蠕变特征与变形机制.结果表明:经高温固溶及"盐浴"冷却后,FGH95合金的组织结构由细小γ'相及粒状碳化物弥散分布于γ基体所组成,由于沿晶界不连续析出的粒状(Ti,Nb)C相可提高合金的晶界强度,并抑制晶界滑移,故使其在650℃、1 034MPa条件下有较小的应变速率和较长的蠕变寿命.合金在蠕变期间的变形机制是位错切割γ或γ'相,其中,当(1/2)<110>位错切入γ相,或<110>超位错切入γ'相后,可分解形成(1/6)<112>肖克莱不全位错或(1/3)<112>超肖克莱不全位错+层错的位错组态;蠕变后期,合金的变形特征是晶内发生单取向和双取向滑移,随蠕变进行位错在晶界处塞积,其引起的应力集中致使裂纹在晶界处萌生及扩展是合金的蠕变断裂机制.     

循环变形多晶铝的位错亚结构

本文测定了多晶铝在恒应变循环变形下的循环硬化曲线;循环应力——应变曲线;以及相对应的晶内位错亚结构。本文试验的目的是:(1)探讨位错亚结构随循环周次的变化;(2)应变幅对饱和位错亚结构的影响;(3)晶界在循环变形中的作用。     

强变形过程中铁镍合金的微观结构演化机制

 采用透射电镜观察了铁镍(Fe 32%Ni)合金在形变温度500 ℃(＜05Tm)、形变速率10-2 s-1的变形条件下多轴锻造变形过程中的微观结构演变。结果表明,低温多轴锻造强变形可明显细化晶粒,细化过程为：首先,位错墙、位错缠绕等结构通过大量位错滑移运动在原始晶粒内形成;其次,不同方向的变形导致不同方向的滑移系开动,从而致使不同方向的位错墙互相交叉,将原始粗晶粒细分成小尺寸的胞块结构,当变形量达到一定程度时,位错墙和位错缠绕结构内的位错开始重新排列,形成小角度晶界,导致亚晶粒形成;由于变形量不断增加强迫大量的位错在亚晶界处积聚、重排,同时不同方向的变形造成亚晶发生转动,位错重新规则排列及亚晶转动使小角度的亚晶界转变为大角度晶界,从而形成细小的新晶粒。     

碳素钢连铸坯高温力学性能的研究

本文利用Gleeble-1500热/力模拟机测试0.13％C钢连铸坯的高温力学性能,比较了凝固法,模拟法和加热法对测试结果的影响。结果表明,连铸坯存在1200℃～T_M(熔点)及700～1000℃两个脆性温区,脆性温区的产生与凝固组织及晶界脆化有关。在1300℃以上温区,相同试验温度下,力学性能随二次枝晶臂间距增加而降低。模拟温度高于1340℃时,可准确模拟连铸坯900～1200℃温区的力学性能变化。     

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。     

熔铸法原位自生Al2O3-TiC/ZL109复合材料高温压缩变形行为研究

利用熔铸技术制备了原位自生Al2O3-TiC/ZL109复合材料.借助SEM,TEM和高温材料实验机等仪器,对铝硅合金ZL109和Al2O3-TiC/ZL109复合材料的高温压缩变形行为和机制进行较为深入的探讨.结果表明,材料的流变应力随压缩变形温度的上升而下降,高的应变速率将提高流变应力的整体水平.ZL109铝硅合金在523～723 K,Al2O3-TiC/ZL109复合材料在523～623 K温度区间以晶内位错运动为主要特征;在623～723 K压缩温度区间Al2O3-TiC/ZL109复合材料以晶内位错运动和晶界滑移并存为主要特征.     

磷对IN718和GH4133合金变形机理和持久性能的影响

磷提高GH4133和IN718合金的持久寿命.GH4133合金的蠕变机制为位错滑移,IN718合金的蠕变机制为孪晶形成.磷阻碍位错滑移,降低沿晶裂纹萌生和扩展的速度,因而延长GH4133合金的持久寿命.磷阻碍不全位错滑移,降低孪晶形成速度,因而阻碍沿晶裂纹萌生和扩展,延长IN718合金的持久寿命.磷促使IN718合金的蠕变孪晶沿不同方向形成.直接时效GH4133合金的晶界析出较少,缺少强化,易导致早期断裂.因而磷对IN718合金持久寿命的影响比对GH4133合金的影响更加强烈.     

铸态304L奥氏体不锈钢等径角挤压变形研究

 研究了铸态304L奥氏体不锈钢在等径角挤压(ECAP)变形过程中显微组织的演变过程。结果表明,经4道次剪切变形后树枝晶破碎、原始粗大晶粒碎化。显微组织的变化过程可归纳为：原始粗晶粒→晶粒被滑移带分割→位错发展形成高密度位错墙,与滑移带共同作用形成胞块结构→应变增加形成层片状界面→形成大角度晶界的细小晶粒。表明铸态304L奥氏体不锈钢经ECAP变形后塑性变形机制主要由滑移完成。     

变形速度及晶粒度对GH4169合金高温拉伸性能和组织的影响

研究了温度、变形速度、原始晶粒度对GH4169合金高温拉伸性能和组织的影响.随变形速度的提高,合金的强度升高,塑性下降.原始粗晶组织的强度明显高于原始细晶组织的相应值,而塑性则有不同程度的下降.在动态再结晶温度以上的950～980℃,原始细晶组织试样的适量变形区具有均匀的10～13级晶粒.890℃、950℃和1030℃适量变形区在正常热处理后晶界δ相分别呈现大量聚集针状、适量短棒和小颗粒状以及少量小片状和薄膜状的析出特征.在热模锻条件下,选用合适的细晶坯料和950℃左右的模具温度,预计锻件可获得均匀细小的晶粒、良好的晶界状态及性能.     

再结晶钼合金的晶界偏析及其对脆性晶间断裂的影响

业已确定，再结晶钼合金的碳和氧偏析与温度的关系并不是单调的，这是一系列组织结构变化的结果，位错亚组织破碎，晶粒长大和晶界迁移，晶粒边界粒子的析出和溶解，近边界区内杂质元素之间的化学相互作用。建立了晶界化学和冷脆性温度之间的关系，造成晶间脆性的因素是一定温度下的氧偏析增加，杂质原子导致的近边界区强化，沿着晶界的扁平碳化物形成。     

Fe-28Mn-3Si-3Al TWIP钢变形过程中的孪晶观察

采用扫描电镜、透射电镜对TWIP钢的拉伸变形过程中的孪晶进行了观察.研究结果表明,在TWIP钢的拉伸过程中,具有孪晶界的晶粒内部首先发生变形,并产生一定程度的加工硬化,随后其余部分晶粒发生转变,形成对变形有利的取向,从而变形得到扩展,最终得到非常大的无颈缩延伸;并且最先变形孪晶遗传了退火孪晶的取向.变形过程中孪晶和位错相互作用、孪晶和孪晶相互作用以及孪晶取向改变引发的滑移是使TWIP钢得到强化的主要变形机制.     

45钢等径弯曲通道变形及组织细化研究

研究了等径弯曲通道(ECAP)变形后45钢中先共析铁素体及珠光体组织的演变特征.结果表明,ECAP变形4道次后,片层状的珠光体组织演变成了超细的渗碳体颗粒均匀分布于亚微晶铁素体基体的组织.先共析铁素体由原始的平均晶粒尺寸约为30 μm演变为大角度晶界分离的、平均晶粒尺寸约为0.4μm的超细晶组织.ECAP变形后,先共析铁素体首先在其内部会形成具有薄片层界面(LBs)的板条位错胞甚至亚晶组织.进一步变形时位错胞或亚晶可继续细化.再进一步变形时通过晶界滑移和晶粒旋转的方式可以获得具有大角度晶界分离的、等轴的超细晶组织.     

高温合金晶粒尺寸和晶界沉淀对冲击韧性的影响

用晶界萃取碳复型技术研究了三种不同强化程度高温合金晶界沉淀随工艺因素和成分的变化规律，探讨了晶粒尺寸、晶界沉淀与冲击韧性的关系。在晶内、晶界沉淀等因素变化较小的前提下，随晶粒几何尺寸增大，合金的冲击韧性升高：而晶内沉淀和晶粒尺寸等因素基本相同时，随晶界沉淀(包括所研究合金中的M23C6、6相和M382相)尺寸和面分布密度的增大、形貌的脆性化(如薄膜状、枝晶状)，冲击韧性大幅度下降。