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采用扫描电镜、透射电镜和电子背散射衍射技术对TWIP钢拉伸变形后的组织进行了观察和分析.研究结果表明,热处理后的TWIP钢中存在60%的退火孪晶,变形后孪晶量减少为32%.在拉伸过程中,具有退火孪晶的晶粒内部首先发生变形,产生的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滑移的综合结果使TWIP钢同时获得高塑性和高强度,因此变形过程中孪生变形是TWIP钢的主要变形机制. 相似文献
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AZ31镁合金单轴拉伸过程中的{0002}双峰织构观察 总被引:3,自引:1,他引:2
采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)结合电子背散射衍射(EBSD)、X射线衍射仪(XRD)及拉伸试验机对不同拉伸应变量下A731镁合金挤压板的显微组织、微观织构、宏观织构及力学性能进行了观察.结果表明:在拉伸变形初期(ε=0.002),AZ31镁合金挤压板中就生成了大量呈条带状分布的孪晶,条带走向与拉伸方向垂直,在整个拉伸过程中孪晶数最持续增加.EBSD微观取向分析结果显示,最初生成的大量孪晶都是c轴拉伸孪晶.孪晶取向在{0002}极图中呈双峰形态分布,峰点偏转方向与宏观拉伸方向垂直,偏转角度为±20°-30°,{OOO2}宏观织构强度随变形量的增加呈现波动上升趋势,最终形成双峰形态,偏转方向及角度与EBSD观察到的拉伸孪晶双峰织构一致,因此,孪晶可能是宏观织构形成{0002}双峰形态的重要诱因.由于{11-20} <10-10>取向晶粒中生成大量拉伸孪晶以及孪晶界对滑移的阻碍,拉伸样品表现出低屈服强度和高n值,分别为50 MPa和0.56. 相似文献
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采用热轧加冷旋锻的方式将φ60 mm铪棒坯加工至φ13.3 mm,然后分别在440、600、740、900、1 040℃下保温1 h进行真空退火处理,对比研究了不同退火温度下铪棒的显微组织、室温及高温拉伸性能、高温拉伸断口形貌。结果表明,随着退火温度的升高,晶粒逐渐长大,但孪晶组织并不会随着退火温度升高而完全消失,相反,在高温退火时铪棒组织中容易形成退火孪晶;铪棒的抗拉强度、屈服强度随着退火温度的升高逐渐降低,抗拉强度的降速出现了先慢后快的现象,屈服强度反之。440、600、740℃高温拉伸断口形貌为多韧窝态的韧性断裂,韧窝大小、密度略有不同,而900、1 040℃退火后,断口形貌存在解理台阶并有河流状花纹,为脆性断裂。 相似文献
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TWIP钢的拉伸应变硬化行为 总被引:3,自引:0,他引:3
采用静态拉伸、金相组织观察方法研究了5种不同锰含量的TWIP钢的拉伸应变硬化行为.结果表明:5种钢的真应力与真应变不遵循Hollomond的线性关系,其中1号钢的应变硬化指数n值随真应变的增大先升后降,其它4种成分钢的n值随真应变的增大而提高.对于同一成分的钢,其n值均随应变速率的增大而减小.其微观变形机制是:随着锰含量的增加,孪晶形成逐渐起主导作用;拉伸前组织中有退火孪晶;随着变形的进行,产生大量的形变孪晶,孪晶与位错之间的交互作用与硬化率相协调,从而延迟了颈缩的产生,导致TWIP钢具有很高的均匀变形能力. 相似文献
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利用装配拉伸台的共焦激光扫描显微镜原位观察了一种TWIP钢(Fe-30Mn-3AI-3Si)变形过程中的应变诱导孪晶(SIT).结果表明,孪晶诱导应变阀值对应变速率不敏感,均为4.0%左右;孪晶萌发于晶界,沿晶粒扩展至晶界(或孪晶界)终止;按生长过程孪晶可分为三类:层片状、透镜状以及"耳"状,形态差异源于变形过程中TWIP钢多晶体取向以及沿孪生特定位向的调整幅度;孪晶可以交互穿越,低应变速率下,先形成初生孪晶,而后出现次生孪晶并与前者交错,高应变速率下两个体系的孪晶同时形成;断裂时裂纹可以沿孪晶界扩展.利用SIT模型计算了孪晶层片间距,与TEM观测结果吻合. 相似文献
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退火对V-4Cr-4Ti合金微观组织结构的影响 总被引:1,自引:0,他引:1
为了解高温退火前后V-4%Cr-4%Ti(记为V-4Cr-4Ti,下同)合金微观组织结构的变化,将合金在1000~1400℃,1×10-2Pa条件下退火不同时间(1h或3h)后,利用透射电子显微镜(TEM)分析了退火前后合金中位错、层错及孪晶的形态。分析结果表明,铸态合金中含有少量的层错和孪晶,但位错密度较高。高温退火后合金中的位错密度降低,层错、扩展位错的密度增加。孪晶密度随退火温度和退火时间的增加而增加。1200℃退火合金中的层错呈现规则的平行排列,层错使得基体衍射点发生分裂;孪晶的孪生面为钒的{211}晶面。在1300℃/3h退火合金中观察到了由大量微孪晶和位错组成的类"马氏体"结构。 相似文献
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研究了30Mn20Al3无磁钢冷轧板经1000和800℃固溶处理10 min后的拉伸变形加工硬化行为和组织结构变化.结果表明:该钢的加工硬化速率在不同变形阶段随真应变的变化呈现不同的规律,加工硬化指数随真应变增加而增加.OM和TEM观察显示,变形量小时,滑移为主要变形机制;变形量增大,变形机制以形变孪晶与位错及形变孪晶之间的交互作用为主;1 000℃固溶处理的晶粒尺寸较800℃大,变形过程中产生的形变孪晶较多,且随着变形量增加,形变孪晶可持续形成,增大了TWIP效应;晶粒尺寸减小使变形过程中的形变孪晶产生的临界应力增大,抑制形变孪晶的产生,从而减小了TWIP效应. 相似文献
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采用分子动力学方法研究了镁中{10(1)2}拉伸孪晶在剪切载荷下的去孪晶过程,并探讨了去孪晶过程中孪晶界面与自间隙原子的交互作用.研究结果表明:去孪晶过程中共格孪晶界对自间隙原子具有吸附作用,自间隙原子被共格孪晶界吸附并随之迁移,且随着共格孪晶界的消失而被释放.通过吸收和释放这两种交互作用,去孪晶过程将导致自间隙原子分布更为密集.研究进一步给出了共格孪晶界对自间隙原子的吸附机理,即共格孪晶界存在一个自间隙原子的自发吸收区,0K下宽度约为0.752 nm,273 K下约为3.59 nm.去孪晶过程与自间隙原子的交互作用也将导致自间隙原子构型的变化.由于自间隙原子的密集分布可在更长时间尺度上诱发位错环等晶体缺陷,这一研究有助于深入理解镁及镁合金的疲劳力学性能. 相似文献
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对Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢在不同退火工艺下进行力学性能测试,采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和透射电子显微镜(TEM)观察钢的微观组织形貌.结果表明:随着退火温度和保温时间的变化,TWIP钢的力学性能并不符合常规的单调上升或下降的规律,而在退火温度为800℃、保温10 min和退火温度为900℃、保温20 min时发生波动.退火温度为800℃、保温10 min条件下,钢的主要强化机制为析出强化,析出相(Fe,Mn)23C6的增多导致屈服和抗拉强度升高;退火温度为900℃、保温20 min条件下,钢中的析出相并未有明显的变化,而二次孪晶的产生及孪晶相互交割成为抗拉强度增加的主导因素. 相似文献
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以市场上购买的取向硅钢成品板为原料,经不同压下率冷轧至0.23~0.08 mm不等。借助X射线衍射仪(XRD)检测了冷轧后样品中的织构组分及其含量,利用电子背散射技术(EBSD)测量了试样的取向因子分布情况。观察了孪晶的形貌与晶体学特征,分析了硅钢超薄带的塑性变形行为。结果发现,在平面压缩应力下,{112}<111>滑移系的取向因子较大。随冷轧压下率的增加,Goss织构的含量逐渐减少,{212}<141>织构组分的含量先增加后减少,{111}<112>织构组分的含量逐渐增加,织构组分以{110}<001>→{212}<141>→{111}<112>顺序演变。冷轧后样品中出现了孪晶,其晶体取向为{001}<110>,冷轧过程中孪晶取向没有发生变化。 相似文献
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22Mn—13Cr—5Ni—0.25N氮中化高锰奥氏体钢的低温变形与断裂 总被引:3,自引:0,他引:3
测定了22Mn-13Cr-5Ni-0.25N奥氏体钢77K温度下的力学性能,并研究了其低温变形和断裂行为。结果表明,该钢具有高的低温强度和韧性,已达到超导容器材料所要求的力学性能指标;在拉伸变形过程中产生形变孪晶,先形成的形变晶和位错结构阻碍随后的塑性流变;该钢沿「111」,面发生穿晶断裂,断裂面由许多小平面组成,小平面被塑性台阶所妆。 相似文献
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室温下对纯钛进行多道次等径弯曲通道变形(ECAP),分别采用光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)、电子背散射衍射仪(EBSD)、室温拉伸和显微硬度观察,测试纯钛变形过程组织演变和力学性能变化规律,探讨纯钛室温变形机制和孪生行为。结果表明,纯钛ECAP变形过程中出现■拉伸孪晶和■压缩孪晶,随着挤压道次的增大,孪晶数量先增大后减小。孪晶的出现有效改变晶格取向,激发进一步位错滑移,辅助塑性变形过程,使纯钛显微组织有效细化,经过4道次ECAP变形,平均晶粒尺寸由约63.79μm细化至约2.81μm。1道次变形后晶粒细化效果最显著,平均晶粒尺寸比变形前减小约94%;随着变形道次的增加,晶粒细化效果减弱,4道次变形后平均晶粒尺寸累积减小约95.6%。同时,大量位错、孪晶和亚晶的形成,使得位错、孪晶以及亚晶之间的相互作用加强,显著提高了纯钛的屈服强度和显微硬度,4道次变形后,屈服强度从215 MPa增加到600 MPa,增幅为179%;显微硬度从HV 129增加到HV 200。由于1道次变形后晶粒细化效果最显著,并且出现大量孪晶和位错,屈服强度与硬度的增幅也最大。 相似文献