Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金A-D变体对的纳米孪晶间的取向关系

通过透射电镜观察了Ni_(54)Mn_(25)Ga_(21)磁性形状记忆合金中A-D马氏体变体对的晶体学特征。结果表明:微米级的单个马氏体变体由纳米级的粗、细两种片层组成,这两种片层呈(1 1 2)复合型孪晶关系。变体对之间任意两片层的取向关系随着细片层所占变体的体积分数变化而改变,粗-粗(或细-细)片层对的取向关系接近于相同,粗-细片层对的取向关系接近于(1 1 2)孪晶关系。此外,沿着片层的11 0方向观察,变体间界面位于竖立位置,界面弯曲。界面处片层之间存在一定交叉,交叉的区域在10 nm以内。     

Ni-Mn-Ga形状记忆合金变体对A-B的晶体学特点北大核心CSCD

采用透射电镜观察了Ni-Mn-Ga形状记忆合金非调制马氏体变体对A-B的晶体学特点。结果表明,马氏体变体为微米级的板条,该板条由两种粗、细不同的纳米级的片层组成,粗、细片层呈{1 1 2}复合型孪晶关系。两变体之间任意一对片层的取向关系随着细片层所占体积分数(λ)的改变而改变。λ较大时,变体之间片层对(粗-粗、粗-细、细-细片层对)都不是(1 12)孪晶,λ接近于零时,细片层消失,粗-粗片层对为(1 12)孪晶。随着λ由较大值减小至零,A-B界面由波浪状的弯曲界面转变成平直的共格孪晶界。     

Ni-Mn-Ga形状记忆合金变体对A-B的晶体学特点

采用透射电镜观察了Ni-Mn-Ga形状记忆合金非调制马氏体变体对A-B的晶体学特点。结果表明,马氏体变体为微米级的板条,该板条由两种粗、细不同的纳米级的片层组成,粗、细片层呈{1 1 2}复合型孪晶关系。两变体之间任意一对片层的取向关系随着细片层所占体积分数(λ)的改变而改变。λ较大时,变体之间片层对(粗-粗、粗-细、细-细片层对)都不是(1 12)孪晶,λ接近于零时,细片层消失,粗-粗片层对为(1 12)孪晶。随着λ由较大值减小至零,A-B界面由波浪状的弯曲界面转变成平直的共格孪晶界。     

铜基形状记忆合金马氏体变体之间关系的表象理论计算与群论分析

运用马氏体相变的表象理论计算了铜基形状记忆合金中马氏体变体的惯习面,利用群论原理分析了变体之间可能存在的界面类型.将表象理论计算结果与群论分析结合起来,得出马氏体24个变体之间存在着反映孪晶、180°旋转孪晶、120°旋转孪晶和90°旋转孪晶等4类孪晶关系以及23种界面类型．     

Ti36Ni49Hf15高温形状记忆合金的显微组织与界面结构

利用透射电镜和高分辨电镜系统地研究了Ｔｉ36Ｎｉ49Ｈｆ15合金的显微组织与相结构、热致马氏体形貌、亚结构、马氏体变体间的组织结构和界面结构结果表明,固溶处理Ｔｉ(３６)Ｎｉ(４９)Ｈｆ(１５)合金的室温组织由马氏体基体和呈球状与多边形状的（ＴｉｘＨｆ(１－ｘ)）２Ｎｉ第二相粒子组成．马氏体相为单斜Ｂ１９’结构,点阵常数为：α＝０．２４５４ｎｍ,ｂ＝０４０８７ｎｍ,ｃ＝０．４７９１ｎｍ;）β＝９９．３２°．Ｔｉ(３６)Ｎｉ(４９)Ｈｆ(１５)合金的热形成马氏体变体间构成典型的自协作组态观察到的有矛头状、嵌镶块状和楔状三种形态马氏体变体其亚结构为（００１）复合李晶．矛头状和嵌镶块状马氏体变体之间互成（０１１）Ⅰ型、＜０１１＞Ⅱ型孪晶关系,在这些变体内部还存在与其呈（１１１）Ⅰ型孪晶关系的楔状小变体．（０１１）Ⅰ型孪品界面比较平直、共格性好、界面两侧原子相对（０１１）面呈镜面对称;＜０１１＞Ⅱ型孪晶界面呈现缓慢弯曲的特征;（１１１）Ⅰ型孪晶界面呈波浪形结构     

中碳和高碳钢中束状马氏体的形成机理

用光学显微镜和扫描电镜观测了12种中碳和高碳钢淬火组织形态,证明了中碳和高碳钢在高温淬火后形成的束状组织不是板条马氏体,而是片状马氏体。从晶体学角度探讨了片状马氏体相互平行、呈束状生成的原因。通过改变奥氏体的均匀切变方向和马氏体片晶所平行的奥氏体方向(即双改变),来实现邻接马氏体片之间保持孪晶关系,以降低形核功和核长大功。马氏体相变的孪晶界面束状机制是细片马氏体相变的普遍方式,即在同一惯习面上,通过在已形成晶核的旁边生成具有孪晶关系的新晶核,以降低界面能和应变能,导致形成束状薄片马氏体。     

针状Ti-55511合金热变形及后续退火过程中组织演变及其力学性能

对针状Ti-55511近β钛合金进行750℃热轧和600℃/1 h退火,研究合金在热轧及退火中组织演变及力学性能。结果表明,热轧时,针片α相将发生动态再结晶(DRX),与β相的Burgers取向关系(Burgers orientation relationship)发生破坏,进而形成细小的等轴α相,使合金强度及塑性提高。后续退火过程中,α相通过静态再结晶(SRX)进一步发生球化和长大,次生α相析出,β相发生再结晶,合金的强度提高,塑性降低。在变形初期,针片α相内产生2种孪晶变体(交叉状孪晶),随着α相球化程度增加`,α相内将产生3种孪晶变体(针织状孪晶)。在后续退火过程中,这些孪晶将逐渐缩短,进而分解消失,表现在退火样品中α晶粒内存在纳米级孪晶(孪晶缩短)与层错(孪晶分解)。     

多晶Cu-Zn-Al合金变形过程中马氏体的精细结构变化SCIEI

本文利用透射电子显微镜研究了多晶Cu-Zn-Al形状记忆合金在马氏体状态的变形过程中,其精细结构的变化。结果表明:在变形的初期阶段,变形通过变体的再取向实现,但再取向常有不完全性,而且再取向后,原先变体间的界面依然存在。变形量较大时,马氏体中出现大量的孪晶,孪晶面为(001)。在局部区域出现位错。这时马氏体失去热弹性,记忆效应被破坏。     

NiAl合金相变伪弹性的分子动力学模拟

利用ＮｉＡｌ合金的嵌入原子势,进行了Ｂ２的结构ＮｉＡｌ单晶中相变伪弹性的分子动力学模拟,模拟过程中系统的径向分布函数和键连线原子分布图的变化表明,在外加拉应力的作用下,Ｂ２结构的奥氏体Ｌ１０结构的马氏体转变,马氏体在长大过程中发生了变体间的转化与合并,不同取向的变体之间由于自协调效应形成共格的孪晶界面,当外加拉应力释放以后,首先沿着变体的孪晶界面,马氏体逐渐收缩,随着马氏体－奥氏体界面的不断迁移,     

Ti-48Al合金全片层组织的稳定性

研究了Ti 48Al合金全片层组织在 115 0℃时效时的组织稳定性。结果表明 ,140 0℃ ,1h固溶处理后炉冷获得的粗片层组织的稳定性远远优于空冷获得的细片层组织。细片层组织首先在晶界处发生不连续粗化 ,而后粗化片层组织中的α2 相发生溶解并球化 ,从而转变为近γ组织 ;空冷组织中魏氏片层的存在降低了片层组织的稳定性 ,魏氏片层 /基体界面与晶界一同成为片层组织发生分解的起始部位。Ti 48Al 0 .8%B(摩尔分数 )合金的细片层组织因晶界TiB2 相的存在有效抑制了晶界不连续粗化 ,但γ相从TiB2 /基体界面和晶界重新形核生长使片层组织转变为均匀的细晶近γ组织     

生物医用316L奥氏体不锈钢的形变组织

借助扫描电镜、电子背散射衍射和透射电镜组织观察,对生物医用奥氏体不锈钢316L的形变组织进行了多尺度深入研究,其工程应变量范围为2%~40%。结果表明,当应变>20%时,316L奥氏体不锈钢中的<001>和<111>取向平行于拉伸方向,即出现了大量的变形孪晶和马氏体。从微米尺度和纳米尺度对孪晶和马氏体相变做详细分析发现,形变首先诱发形成变形孪晶,由于孪晶界减小了位错平均自由程而引起位错塞积,进一步诱发马氏体的转变。随着变形量的增加出现了更多的孪晶和α-马氏体,马氏体相变的过程只有γ→α转变,α马氏体主要分布在孪晶界附近,特别是孪晶交叉的位置。其中,奥氏体基体和α-马氏体之间的取向关系为:[011]_γ//[011]_α,(420)_γ//(123)_α。     

形状记忆合金中的马氏体变体在外场下的再取向和再分布机制

利用相场方法研究了马氏体变体在循环应力作用下再取向和再分布的微观机制。模拟结果表明,随着外应力的增加,在孪晶界面会出现母相的形核和长大,以此实现变体间的转化,这是3种变体转化为2种变体的主要再取向机制;卸载后消失的变体在孪晶界面重新形核并长大以完成系统内微观组织的再分布。在Mn-Cu合金中这种机制是控制循环载荷下形状记忆效应产生的主要机制。     

Ti—5Al—2Mo—3Zr合金中的精细结构

Ti-5Al-2Mo-3Zr合金淬火组织为初生α相加六方马氏体α′相。α中呈现零散位错线、位错列、位错对排列及位错网络等精细结构。全位错的Burgers矢量为1/3<11(?)0>型。α′中可观察到三种孪晶形态,即多边形薄片孪晶,沿马氏体长度方向的孪晶及沿宽度方向的孪晶,均为{10_(?)1}型。在此合金中鉴定出“三孪晶取向”关系,即一片马氏体与内部孪晶及相邻马氏体片,两两互成镜像的三种取向孪晶。除正常孪晶面{10(?)1}外,还存在一个与之垂直的对称面{10(?)3}。更有甚者,这三种孪晶均与β相成Burgers关系,这对了解此合金的马氏体转变机制,提供了重要线索。     

针状Ti-55511合金热变形及后续退火过程中组织演变及其力学性能研究

对针状Ti–55511近β钛合金进行750 °C热轧和600 °C/1h退火,研究合金在热轧及退火中组织演变及力学性能。结果表明,热轧时,针片α相将发生动态再结晶（DRX）,与β相的Burgers取向关系（Burgers orientation relationship）发生破坏,进而形成细小的等轴α相,使合金强度及塑性提高。后续退火过程中,α相通过静态再结晶（SRX）进一步发生球化和长大,次生α相析出,β相发生再结晶,合金的强度提高,塑性降低。在变形初期,针片α相内产生两种孪晶变体（交叉状孪晶）,随着α相球化程度增加`,α相内将产生三种孪晶变体（针织状孪晶）。在后续退火过程中,这些孪晶将逐渐缩短,进而分解消失,表现在退火样品中α晶粒内存在纳米级孪晶（孪晶缩短）与层错（孪晶分解）。     

α2相滑移系对γ-TiAl基多孪晶晶体屈服强度的影响

基于γ-基多孪晶晶体微结构及滑移系和形变孪晶空间晶体学位向分布的变形机制,提出了分析晶体屈服应力对外载轴和片层界面夹角间的依赖关系及影响因素的细观力学解析模型.分析了α2相中柱面和锥面上滑移系的启动对多孪晶晶体屈服应力的影响.模拟计算和分析结果表明:当θ=0°时,位错滑移方向跨越片层界面,α2相中柱面滑移系开动;当θ=45°时,滑移方向平行片层界面;当θ=90°方向时,γ相中与片层界面斜交的孪晶开动,而α2相中锥面滑移系由于其临界剪切应力(CRSS)很大而并不开动.多孪晶晶体中孪晶与普通位错、柱面与孪晶及锥面与柱面之间的CRSS比值关系可确定为k:e:z=1:3:18.     

镁合金LPSO/SFs结构间■孪晶交汇机制的原子尺度研究

以含长周期堆垛有序(LPSO)结构的Mg-Zn-Y(-Zr)合金为研究对象，运用透射电子显微方法，从原子尺度解析LPSO结构/富含溶质元素堆垛层错(SFs)对■孪晶交汇行为的作用。结果表明：LPSO/SFs与孪晶交截处易形成基面-棱柱面，从而引起孪晶界在LPSO/SFs间弯曲成弓形，孪晶界存在Zn元素偏聚，Y元素偏聚不明显。LPSO/SFs间同轴■孪晶变体交汇，引入基面-基面(BB)界面及柱面-柱面(PP)界面，且在近LPSO/SFs处产生三角形的局部基体结构。LPSO结构形成扭折时，■孪晶在扭折界面单侧形核长大，此处扭折界面转为孪晶界面；残余扭折界面与基体侧孪晶扩展界面相交，在LPSO/SFs近邻处形成三角形的基体结构。LPSO/SFs/TSFs (孪晶层错)间不同孪晶变体形核，以及交汇引入的分割带来的Hall-Petch效应，可提升合金的硬化率。通过调控镁合金LPSO结构的间距和厚度引入不同孪晶变体，可为其优化性能提供新思路。     

Ni-Ti形状记忆合金中母相(?)马氏体可逆转变过程的研究SCIEI

用透射电镜对Ni-Ti形状记忆合金中母相?马氏体可逆转变进行了动态观察。利用高分辨电子显微术研究了该合金相变温度上下的结构变化。结果表明,马氏体与奥氏体的取向关系为:[111]_A∥[110]_M,[110]_A∥[001]_M,(110)_A∥(001)_M,(110)_A与(010)_M间夹角为6.5°左右;马氏体的晶体缺陷多为孪晶和层错,新发现有孪晶而为(100)的孪晶。     

MICROMECHANICAL STUDY ON YIELD STRESS AND THE EFFECTS OF TWINNING FOR γ-TiAl-BASED PST CRYSTALS

基于γ-TiAl基PST晶体的微结构及滑移系和形变孪晶的空间晶体学位向分布的变形机制,提出了分析PST晶体 屈服应力对外载轴和片层界面夹角θ间的依赖关系的细观力学解析模型,重点考察了PST晶体的微结构和普通位错与形变孪晶 的临界分切应力(CRSS)之闻的差别对晶体屈服的影响．结果表明: PST晶体屈服应力σy和外载轴与片层界面之间的夹角θ 存在着强烈依赖关系．在软取向,变形由普通位错和超位错控制,变形平行于片层界面;而在硬取向,变形由形变孪晶控制,PST 晶体的变形为穿过片层界面形式．在加载角θ分别为45°,0°和90°时,屈服应力间的关系为: σy(45°)<σy(0°)<σy(90°)． 同时,分析了滑移系和形变孪晶的具体开动情况．     

Fe-Ni-Mn合金中等温马氏体的生长过程

本文采用透射电子显微镜研究了Fe-21Ni-4Mn合金中等温马氏体的生长过程,着重探讨了生长过程中亚结构的发展和变化.结果表明,在马氏体生长的初期阶段,小的薄片状马氏体的亚结构完全是以(112)_b为孪晶面的孪晶,并且贯穿整个片内,相界面平直向前生长.稍后阶段,片的生长主要集中在一侧,此例相界面弯曲向前生长,出现非孪晶区域,内含大量位错,同时,片的孪晶弯曲.生长到后期,弯曲的相界面变为平直,邻近相同位向的小片相互联接在一起,形成一宏观惯习面为(252)_f的大马氏体片,而构成大片的小马氏体片的惯习面为(121)_f.     

液氮温度下纯Ti动态塑性变形中的孪晶变体选择

在液氮温度下对商用纯Ti进行了动态塑性变形(DPD),利用电子背散射衍射(EBSD)技术观察变形前后微观组织的变化,分析孪生对变形前后Schmid因子(m)的影响,提出一种多晶纯Ti孪晶变体的选择机制。结果表明,经过液氮温度DPD后,纯Ti中出现高密度初级孪晶,并伴有二级孪晶和双孪晶;孪晶形成后,基面滑移的m发生明显改变,大量晶粒的m靠近0.5;在原有滑移和孪生匹配关系的几何相容因子(m’)和相邻晶粒的Schmid因子(m₁)基础上提出了新的参数取向相容因子ω(ω=m₁·m’)作为孪晶变体的选择依据,并定量分析了多晶纯Ti塑性变形过程中的孪晶变体。发现ω决定了多晶纯Ti孪晶变体的选择,同时发现相邻晶粒锥面滑移在促进孪晶变体启动中起主要作用。