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。     

铁磁形状记忆合金Ni-Mn-Ga单晶的马氏体孪晶再取向应力应变行为

采用定向凝固区熔法制备了铁磁形状记忆合金Ni53Mn23.5Ga23.5,Ni54Mn23Ga23和Ni50Mn27Ga23晶体.用线切割切取5 mm×5 mm×6 mm的长方体单晶,X射线极图法测定单晶体的生长方向与[100]方向相差小于5°.沿单晶试样的3个边分别进行压缩实验,研究马氏体孪晶再取向应力应变行为.结果表明,沿单晶生长方向为孪晶再取向最有利方向,孪晶再取向应力最小,仅为3-7 MPa.压缩能有效地提高马氏体变体的有序化和择优化,形成近单变体状态.     

孪晶距对纳米钨力学性能影响的分子动力学模拟EI北大核心CSCD

为了研究孪晶间距的大小对纳米钨力学性能及变形机理的影响,利用分子动力学对不同孪晶间距的孪晶钨进行了单轴拉伸模拟。使用近邻列表技术(CNA)和位错分析方法(DXA)对拉伸过程中纳米钨的变形失效过程和微结构演化进行了表征分析,从而揭示孪晶间距对纳米钨力学性能影响微观机理。结果表明:孪晶钨变形过程中出现的相变、孪晶界的变形以及去孪晶化的现象会改变孪晶钨中裂纹的扩展方式,提高孪晶界的变形能力;而随着孪晶间距的减小即孪晶密度的增加,可变形的孪晶界增多,导致纳米孪晶钨的断裂应变增加。由于孪晶界中存在能量较高的相互作用的特殊三原子结构使纳米钨中更容易出现晶体缺陷,缺陷会在拉伸载荷作用下快速形成裂纹,导致晶体断裂失效,严重降低了纳米钨的屈服强度。此外,孪晶界的存在显著降低了几何必须位错的数量同时阻碍了位错的滑移运动,位错难以发射和运动,从而导致塑性变差。     

孪晶密度和温度对纳米孪晶钛力学性能的影响

采用分子动力学方法模拟不同孪晶密度和不同温度下纳米孪晶钛单轴拉伸力学行为。模拟结果表明：室温下随着孪晶密度的降低,纳米孪晶钛的屈服强度出现先提升后降低的现象,材料存在临界孪晶密度。当孪晶密度小于临界孪晶密度时,孪晶界对晶粒的细化作用导致材料的强度提升。当孪晶密度大于临界孪晶密度时,孪晶界、晶界和两者交汇处的位错成核增殖成为材料变形的主导因素;且当孪晶密度远离临界值时,孪晶间隔变小、位错源增多,位错成核与增殖加剧,材料的强度降低。相同孪晶密度条件下,晶粒尺寸的减小会减少晶粒内孪晶界的数量,进而减少孪晶和晶界交汇处位错源的生成,增强了屈服强度。此外,温度的变化会影响原子的活跃程度和晶格的变形机制。随着温度的升高,原子间结合力下降,晶界附近原子结构无序化和HCP-BCC相变程度加剧引起材料的弹性模量、屈服强度下降,同时位错形核与运动的加剧影响了材料的塑性变形。     

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。     

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。     

Fe-C-Mn-Si钢中奥氏体共格孪晶界对贝氏体铁素体变体选择的影响

将C含量(质量分数)分别为0.05%和0.4%的Fe-C-Mn-Si钢进行等温处理得到贝氏体组织,采用EBSD技术对奥氏体共格孪晶界上形成的贝氏体铁素体变体进行分析.结果表明,2种钢中的贝氏体铁素体与母相奥氏体均成近似K-S取向关系.奥氏体孪晶界两侧形成取向相同的变体对.此变体对形成后,孪晶界基本不再显现.晶体学分析表明,共格孪晶界两侧可能出现的变体对最多不超过3组,且这3组变体对的惯习面均与孪晶界平行,因此,贝氏体铁素体变体都将沿孪晶界生长.含C量为0.05%的Fe-C-Mn-Si钢中奥氏体孪晶界上只观察到一组贝氏体铁素体变体对的形成,这是因为C含量较低,贝氏体铁素体生长速度较快,消除了其它变体对的形核机会,先形核的变体对一旦形核就迅速覆盖整个孪晶面.而在含C量为0.4%的Fe-C-Mn-Si钢中,由于C含量较高,贝氏体铁素体生长速度较慢,3组变体对均有机会形核,因此,在孪晶界上可以观察到这3组变体对同时出现.     

Fe-C-Mn-Si钢中奥氏体共格孪晶界对贝氏体铁素体变体选择的影响

将C含量(质量分数)分别为0.05%和0.4%的Fe-C-Mn-Si钢进行等温处理得到贝氏体组织,采用EBSD技术对奥氏体共格孪晶界上形成的贝氏体铁素体变体进行分析.结果表明,2种钢中的贝氏体铁素体与母相奥氏体均成近似K-S取向关系.奥氏体孪晶界两侧形成取向相同的变体对.此变体对形成后,孪晶界基本不再显现.晶体学分析表明,共格孪晶界两侧可能出现的变体对最多不超过3组,且这3组变体对的惯习面均与孪晶界平行,因此,贝氏体铁素体变体都将沿孪晶界生长.含C量为0.05%的Fe-C-Mn-Si钢中奥氏体孪晶界上只观察到一组贝氏体铁素体变体对的形成,这是因为C含量较低,贝氏体铁素体生长速度较快,消除了其它变体对的形核机会,先形核的变体对一旦形核就迅速覆盖整个孪晶面.而在含C量为0.4%的Fe C Mn-Si钢中,由于C含量较高,贝氏体铁素体生长速度较慢,3组变体对均有机会形核,因此,在孪晶界上可以观察到这3组变体对同时出现.     

高密度纳米孪晶镍镀层的电化学腐蚀行为

利用脉冲电镀技术在Q235钢基体上制备了纳米孪晶镍镀层,分别测试了纳米孪晶镍镀层和铸态镍在pH8.4的硼酸缓冲溶液(O.1 mol/L H3BO3+0.025 mol/L Na2B4O7)中的动电位极化曲线.结果表明,两者在硼酸缓冲溶液中均能自钝化,并且前者具有较好的耐腐蚀和钝化性能.利用Mott-Schottky关系和点缺陷模型(PDM),分别从热力学和动力学两方面研究了纳米孪晶结构对钝化膜性能的影响,发现纳米孪晶结构对钝化膜中的缺陷密度影响较小,对缺陷在钝化膜中的扩散系数(Dm)却有着显著的影响,这是导致其上生长的钝化膜薄且致密、耐蚀性能好的主要原因.     

直流电沉积制备纳米孪晶Ni的显微组织分析

采用直流电沉积方法制备纳米孪晶Ni材料,并对其显微组织进行了分析。结果表明,7.35°本征间隙的存在,使得直流电沉积制备的五次纳米孪晶衍射花样以外的区域中,部分衍射斑发生了辟裂。由于相邻晶界宽化程度不同,相连接的区域极易产生缺陷,孪晶极易在此交接处形核,形成新的其它取向的孪晶。     

孪晶取向对Au纳米线变形机制影响的模拟

本文采用分子动力学方法,阐明了Au纳米线各力学特性参数随孪晶取向角度的变化规律,以及不同变形机制发生的孪晶取向角度范围。结果表明：在较小孪晶取向角度下(0°<θ<90°),纳米线具有较高的强度,不全位错与孪晶面相互作用引起的应变局域化主导了其塑性变形;在中等孪晶取向角度下(18°≤θ≤75°),退孪生主导了Au纳米线塑性变形,尤其是30°≤θ≤60°时,完全退孪生引发的应变硬化,使得纳米线具有较高塑性;在较大孪晶取向角度下(75°<θ≤90°),纳米线具有较高的强度,但塑性较差,不全位错连续穿越孪晶界引起的位错链主导了Au纳米线塑性变形。     

电解沉积过程中电流密度对纳米孪晶Cu微观组织的影响

以电解沉积纳米孪晶Cu为对象,研究电流密度对其微观组织的影响。结果表明,电解沉积过程中,纳米孪晶Cu表面为等轴晶粒,截面为柱状晶粒。随着电流密度的增加,晶粒尺寸减小。     

异步轧制AZ31镁合金板材的孪晶组织及织构北大核心CSCD

采用异步轧制（AR）工艺和同步轧制（NR）工艺制备了AZ31镁合金板材,分析了AZ31镁合金板材的组织性能和力学性能,研究了轧制过程中孪晶组织和织构的演变规律,以及异步轧制工艺参数对镁合金板材组织、织构和力学性能的影响。结果表明,在压下量为3％～15％的范围内,异步轧制与同步轧制板材在晶粒尺寸以及均匀性上有相似的变化趋势。在变形初期,随压下量的增加,孪晶数量不断增加,孪晶使异步轧制与同步轧制板材中晶粒取向都发生偏转,即C轴趋向于垂直于法向（ND）,从而使初始挤压板材的丝织构强度减弱;当压下量达到24％时孪晶大量减少或消失。在压下量为3％～24％的范围内,同步轧制对板材力学性能的影响并不明显,峰值应变呈交替性变化,异步轧制板材在压下量达到24％时,表现出了良好的塑性变形能力,抗拉强度达到309MPa,峰值应变达到16．3％。     

温度对纳米孪晶Al强化和软化行为的影响

纳米晶金属的超高强度和良好拉伸延展性的结合可以通过引入孪晶来实现,但温度对孪晶间距降低过程的强化-软化转变仍缺乏系统研究。本文采用分子动力学模拟方法考察了温度对纳米孪晶Al强化和软化行为的影响。结果表明：纳米孪晶Al变形过程存在临界温度T_s,当加载温度高于临界温度T_s时,随着孪晶间距的减少,纳米孪晶Al的强度呈现强化-软化转变的现象;当加载温度低于临界温度T_s时,呈现持续强化现象;而且随着晶粒尺寸的增大,发生持续强化的临界温度T_s升高。进一步研究表明,纳米孪晶Al在高温下(T>T_s)下的强化-软化转变机理与纳米孪晶Cu一致,是由不同的位错发射机制引起,位错由倾斜于孪晶界方向发射逐渐转变为平行于孪晶界方向发射;在低温下(Ts)的变形过程中,只有极少位错被激发,此时的持续强化行为由应变局域化主导,不同于纳米孪晶Cu在低温下的位错机制。     

纳米孪晶铜力学性能和尺度效应的研究

采用基于机制的应变梯度塑性的传统理论(CMSG),对具有不同尺寸的铜纳米晶粒及孪晶的应力-应变关系进行了有限元模拟.在分析中提出了孪晶薄层强化带的概念并用粘聚力模型模拟晶界的滑移和分离现象,给出了在单向拉伸条件下不同厚度孪晶薄层和不同材料参数对孪晶铜总体应力-应变关系的影响,同时也给出了晶粒中孪晶薄层取向分布对孪晶铜应力-应变关系的影响.数值模拟结果显示:随着晶粒尺寸和孪晶薄层间距的减小,应变梯度效应逐渐增强,材料强化效果越明显;孪晶薄层的取向分布对材料整体的力学性能有较大影响,并且随着晶粒及孪晶薄层间距的减小,孪晶薄层取向的影响也越来越小.最后,有限元计算结果与实验数据进行了对比分析.     

Fe-Cu-Nb-V-Si-B纳米晶合金磁导率与温度的关系

研究了不同温度（530—620℃）退火后的Fe72．7Cu1Nb2V1．8Si13．5B9纳米晶合金初始磁导率μi与温度T的关系（μi-T曲线）．实验结果表明,退火温度Ta对μi－T曲线的形状有较大的影响．根据Ta可将μi－T曲线划分为三种类型,其对应的退火温度分别为（1）Ta=530—550℃,（2）Ta=560—590℃,（3）Ta600℃．分析了这三种类型的μi－T曲线对应的合金相结构,讨论了双相纳米晶合金中晶体相的晶粒尺寸、体积百分数及剩余非晶相的磁特性对μi-T曲线形状的影响．     

纳米孪晶与Fe掺杂对SLM-Al力学性能影响的分子动力学模拟

通过分子动力学方法研究了不同晶态、孪晶界间距以及Fe掺杂对选区激光熔化(selective laser melting, SLM)铝力学性能的影响。结果表明,纳米孪晶对不同晶态以及是否掺杂了Fe元素的铝的强化效果具有较大的差异。在不同晶态铝中插入纳米孪晶,可以提高单晶铝的抗拉强度,但降低了等轴晶和柱状晶铝的抗拉强度。其中,柱状晶的力学性能对孪晶最敏感,抗拉强度受到影响程度最大。孪晶界间距(λ)对柱状晶铝强度的影响存在临界值(2.8nm),当λ小于2.8 nm时,柱状孪晶铝的抗拉强度随着λ增加而减小,当λ大于2.8 nm时,柱状孪晶铝的抗拉强度随着λ增加而逐渐增加,直到接近无孪晶柱状铝的强度。与不同晶态孪晶铝的强度相比,掺杂5at%Fe的不同晶态孪晶铝的强度更大,且柱状孪晶Al-5%Fe的强化效果最好,表明合理控制Fe含量和纳米孪晶形态,有望改善SLM铝的力学性能。     

退火温度对FeCuNbSiB纳米晶合金磁性能的影响

用熔体快淬法制备出3种FeCuNbSiB纳米晶合金带材,绕制成50 mm×32 mm×20 mm的环形磁环,随后在530~620℃下进行等温退火,研究退火温度对合金磁性能的影响。结果表明:随着退火温度的增加,合金内部晶化相的晶粒尺寸和体积分数有所增加。在550~600℃等温退火后合金具有相对较低的矫顽力(Hc为1.0~1.5 A/m,测试条件:Bm=100 mT,f=10 kHz)和损耗值(Pm为1.4~1.8 W/kg,测试条件:Bm=300 mT,f=10 kHz),特别是经过570~590℃退火后合金在1 kHz^50 kHz频率范围内具有最佳的磁导率。同时,在1 kHz^10 MHz频率范围内,不同测试频率下合金阻抗值对应的最佳退火温度也不同。