动态压缩条件下高纯钛微观组织特征研究

利用光学显微镜(OM)、背散射电子衍射(EBSD)技术及透射电子显微镜(TEM)对高纯钛低-中应变动态压缩变形的微观组织特征进行了研究。结果表明：随着应变量(ε)的增加,晶粒内部通过孪晶与孪晶,孪晶与位错以及位错与位错之间的交互作用逐步细化原始晶粒;变形初期,形变孪生以{11-22}孪晶为主,当ε达到0.2后,{10-12}孪晶转变为主要形变孪生类型,孪生改变了原始晶粒的取向,进一步促进晶粒内部的位错滑移。高纯钛动态压缩变形经历了由位错滑移到形变孪生,再到位错滑移主导的过程,但位错滑移和孪生始终共同作用协调动态压缩变形。     

准静态压缩纯钛的微观结构和织构演变

对纯钛圆柱样品进行准静态压缩试验,研究纯钛在准静态条件下的微观结构和织构演变及其变形机制。结果发现:准静态压缩纯钛中均形成了{2110}、{1211}和{2211}3种类型形变孪晶,微观结构演变经历了形变孪晶细化晶粒、孪晶达到饱和和晶粒破碎细化阶段。织构演变也经历了初始双峰织构转变为圆环状分布、圆环状分布转变为基面织构和基面织构增强3个阶段。微观结构和织构演变分析表明,准静态压缩纯钛的变形机制是:低应变阶段(ε≤0.3)以形变孪生为主,孪生饱和后(ε0.3)转变为以位错滑移为主,其孪生饱和临界应变为0.3。     

高应变速率对纯钛塑性变形的影响

利用动态塑性变形(DPD)和准静态压缩变形(QSC)技术对纯钛圆柱样品进行对比压缩试验,研究了不同应变速率下纯钛形变孪晶和微结构演变。结果发现:2种变形方式的变形机制相似,低应变时以形变孪生为主,孪生饱和后转变为位错滑移主导;高应变速率促进了形变孪晶的产生,激发{4211}压缩孪晶的形成,同时使变形机制转变临界应变提前至0.2;纯钛在高应变速率和高应变(ε≥0.6)下出现绝热剪切带(ASB)。     

高纯钛压缩孪生行为研究

利用背散射电子衍射(EBSD)技术对高纯钛形变组织中同一个晶粒内部出现的{1122}和{1124}压缩孪生进行了研究。结果表明:{1124}孪晶总是伴随{1122}孪晶在同一晶粒中产生,在变形组织中没有发现单独存在的{1124}孪晶;这种极少出现的{1124}压缩孪晶主要由{1122}孪晶与传统晶界或{1122}孪生变体之间交互作用改变了局部应力状态而诱发的。在同一个晶粒中,由{1122}孪晶诱发的{1124}孪晶更倾向于同其中一个{1122}孪生变体具有相同的转轴。此外,根据晶体对称性及相同晶粒中{1122}和{1124}孪晶之间的取向关系,{1122}和{1124}孪晶之间可发生孪晶反应并形成4种不同类型的孪晶反应界面。     

氧含量对纯钛动态变形行为的影响

通过准原位EBSD和SEM观察研究了纯钛、Ti-0.2% O和Ti-0.4% O（质量分数）多晶体在高应变速率下的变形行为。结果表明：在5%应变的动态压缩变形下,纯钛中的孪生行为非常活跃,多数晶粒内的孪生系被激活,且半数晶粒中出现多种孪生变体;而滑移迹线分析表明,仅有50%的晶粒内开动了滑移系。随着氧含量的增加,孪生晶粒比例及孪晶面积占比均呈下降趋势,同时发生多滑移与交滑移。XRD分析表明,溶质氧原子导致晶格畸变,提高了α-Ti的c/a,有利于位错滑移。活跃的位错滑移行为抑制了孪晶的形成,并且氧原子钉扎位错也会阻碍孪晶界的扩展,导致孪生行为不再活跃。此外,氧含量每增加0.2%（质量分数）,纯钛的动态屈服强度就能增加约390 MPa。这种固溶强化现象主要源于晶格畸变,也受到被钉扎位错及多滑移和交滑移产生的割阶影响。     

动态塑性变形下AZ31镁合金的孪生特征

沿热轧退火态AZ31镁合金轧制方向进行室温动态塑性变形,采用场发射扫描电子显微镜研究{10ī2}孪生的变体类型及结构特征。结果表明:在{10ī2}孪生机制主导塑性变形的初级阶段(ε8%),AZ31镁合金中大部分晶粒内部仅产生一种{10ī2}孪生变体或变体对,所以孪晶结构呈彼此平行状,将晶粒分割成片层组织;这种片层组织的厚度随着应变量的增加而减小,从5.55μm减小到2.49μm;少数晶粒形核产生不同的{10ī2}孪生变体,且这种晶粒的数量随着塑性变形量的增大而增加;当ε8%,孪生体积分数接近饱和,位错滑移成为镁合金主要的变形机制。     

挤压镁合金AZ31的压缩过程中的组织及织构演化

对常规挤压态镁合金AZ31压缩过程的组织及织构演化进行了扫描电镜-电子背散射衍射(SEM-EBSD)原位观察。结果表明材料的初始组织为等轴晶,晶粒的平均尺寸为76微米,晶粒内部未发现形变孪晶。材料的初始织构类型为典型的{11-20}丝织构,即大多数晶粒的<11-20>晶向平行于棒材的挤压方向(ED)。在压缩过程中,多数晶粒内部开始出现拉伸孪晶,随着压缩应变的增加,孪晶片层不断增厚,导致晶内的孪晶合并成大的孪晶并占据晶粒内部的大部分区域进而使孪晶的体积分数不断增加。随着压缩压缩应变的增加初始丝织构不断减弱并有新的基面织构形成。实验表明压缩过程中的{10-12}<10-11>孪生而非滑移是引起压缩过程中织构演化的主要原因。     

镁单晶沿不同取向压缩的变形机制分子动力学研究

基于分子动力学理论,建立沿C轴以及10 10(垂直C轴)方向进行单轴压缩的模型,结合两种模型的应力-应变曲线,分析镁单晶沿不同取向压缩的微观变形机制。结果表明,沿C轴压缩时模型的压缩弹性模量较大,说明该取向难变形。且该模型先发生基面不全位错滑移(柏氏矢量b→1=1/3 10 10)以及锥面位错滑移(柏氏矢量b→2=1/6 02 23),其次在位错畸变区形核产生{10 11}孪晶。此外,在晶体内部观察到两种不同类型的{10 11}孪晶变体。沿垂直C轴方向压缩过程中,首先会形成大量的紊乱点,为位错以及孪晶的产生提供形核点。进一步加载时,会出现{10 12}孪生过程,且{10 12}孪晶迅速吞噬基体,模型变为沿C轴方向压缩变形,最后在位错堆积的畸变区形核生成{10 11}二次孪晶。     

大晶粒纯锆低温轧制过程中的组织与织构研究（英文）

主要研究大晶粒退火态纯锆在液氮温度下均匀轧制时的形变组织特征及孪生机制。利用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍衬(EBSD)、X射线衍射等对不同变形量样品的变形组织和织构进行了研究,重点结合软件对EBSD结果进行组织重构和机理分析。结果表明,液氮温度轧制时大晶粒纯锆中产生的孪晶类型为C1{11 2 2}11 23、T1{10 1 2}10 1 1和T2{11 2 1}11 26孪晶,其中C1{11 2 2}11 23孪晶最容易产生且为主要孪生类型。变形开始时,3种孪晶的数量迅速增多,而小角度晶界含量较少;变形量增大到30%时,小角度晶界含量占优势。变形初始阶段孪生优先于滑移进行,且孪生变形是最主要的变形方式,当变形量为30%时,孪晶协调的位错滑移成为主要的变形方式。变形过程中织构类型未发生变化,保持基面双峰织构(偏离ND方向±30°左右),但强度随着变形量的增大呈减小趋势。     

AZ31镁合金在以孪生主导的塑性变形中力学行为的模拟（英文）

从实验和黏塑性自洽(VPSC)模拟两个方面定量分析具有织构的AZ31镁合金中孪晶数量及其与应力-应变曲线的关系。沿着两个不同的方向进行压缩以启动{1012}拉伸或者{1011}压缩孪生。{1012}拉伸孪晶在塑性变形的初始阶段形核并且长大到完全吞并母体。当沿着法向压缩时,{1011}孪生和{1011}-{1012}二次孪生在应变量为0.05时开始启动,并且这些孪晶的数量一直增加直到材料断裂,即应变量大于0.15。当沿着横向压缩应变量为0.06时,也会启动{1011}孪生和{1011}-{1012}二次孪生,然后在已经完全发生{1012}孪生的晶粒中大量启动。应用适当的参数,VPSC模型可以准确地判断拉伸孪晶、压缩孪晶和二次孪晶的启动和流动应力以及变形织构。从模拟中可以看出,孪生和滑移具有相同的硬化参数。     

高强Ti-26合金室温压缩性能和显微组织演变研究

通过单道次压缩实验研究了压缩速率0.001~0.1 s~(-1)和压缩量20%~60%条件下Ti-26合金室温压缩变形行为,分析了Ti-26合金室温压缩力学性能,显微组织演变和变形机制。研究结果表明:相同压缩量条件,压缩速率为0.1 s~(-1)时,真应力-应变曲线存在明显不连续屈服现象,且屈服强度对压缩速率变化更敏感。随着压缩速率、压缩量增加,大变形区晶粒由等轴状变为细长纤维状,且两者增加越大,晶粒伸长程度越显著。室温小变形量条件,合金微观组织存在明显滑移和少量孪晶,位错滑移和孪生协调进行并促进合金室温变形;大变形量条件,滑移占据更多单个β晶粒并向周围β晶粒扩展,大量滑移将少量孪晶完全吞噬,位错滑移成为合金室温变形的唯一机制。     

等通道挤压变形奥氏体不锈钢中孪晶细化机理

采用SEM和TEM分析了等通道挤压奥氏体不锈钢中孪晶的细化过程.结果表明,一道次变形后,原退火孪晶受剪切断裂,并在一些区域形成小的形变孪晶;随着挤压道次增加,孪晶通过孪生和滑移的方式进一步变形,滑移由晶界开始并向晶粒内部扩展,最后将大的孪晶破碎,在孪晶层状结构内部通过孪生方式形成二次孪晶,在随后的变形过程中,逐渐形成微米级孪晶组织.八道次挤压后形成纳米级的晶粒和细小的微孪晶组织.     

晶粒尺寸和温度对工业纯钛变形机制的影响（英文）

为了研究晶粒尺寸和加工温度对工业纯钛变形行为的影响，分别在室温和液氮温度下对平均晶粒尺寸为2、9、23和51μm的样品进行单轴拉伸实验，采用背散射电子衍射技术(EBSD)和透射电子显微镜技术(TEM)表征样品的显微组织和织构。结果表明，室温条件下位错滑移是主要的变形机制，而液氮温度下拉伸的样品中有丰富的变形孪晶被激活，其中包括{■}拉伸孪晶、{■}压缩孪晶和{■}-{■}二次孪晶。这揭示液氮温度条件下塑性变形模式从位错滑移到动态孪生的转变，这也是具有较大晶粒尺寸的样品在液氮温度下依然具有优异力学性能的主要原因。另外，还提出了一种改进的Hall-Petch关系式，可用于在液氮温度条件下定量表征平均晶粒尺寸和孪晶对工业纯钛拉伸屈服强度的影响。     

原始晶粒尺寸对ECAP变形纯钛组织性能的影响

室温下,对923 及1023 K退火1 h所得的不同原始晶粒尺寸的工业纯钛进行ECAP变形。通过TEM、EBSD、室温拉伸和显微硬度测试研究原始晶粒尺寸对ECAP变形纯钛组织性能的影响。探讨纯钛ECAP变形孪生行为和变形机制。结果表明,退火温度越高,原始晶粒尺寸越大。1道次变形后,1023 K退火纯钛的晶粒细化效果更显著。4道次变形后,923 K退火纯钛的组织更细小均匀。随着变形道次的增加,屈服强度不断增大,1道次变形后增幅最大,约为100%,且原始晶粒尺寸越大,强度增幅越大。纯钛ECAP变形机制包括位错滑移和孪生,原始晶粒尺寸越大,孪晶数量越多。     

密排六方金属{1012}形变孪晶长大机制的研究进展

利用{1012}孪晶结构调控镁合金织构和组织,可作为开辟一条低成本生产高性能镁合金的路径。探索{1012}形变孪生新的特点和规律,揭示{1012}孪生变形的物理本质是利用{1012}孪生变形调整镁合金组织和性能的关键。对国内外学者应用孪生晶体学理论、分子动力学计算机模拟和透射电镜等研究手段探索{1012}形变孪晶长大机制进行综述。重点对{1012}孪晶界面精细结构以及{1012}孪晶长大机制(孪生位错剪切机制和曳步机制)进行总结与评述。针对目前国内外学者在{1012}孪生机制中存在的重大争议,有必要丰富实验研究及计算机模拟结果,进一步探索{1012}孪生长大机制,从而为利用{1012}孪晶调控镁合金力学性能的研究奠定理论基础。     

预变形与等温时效耦合作用下Ti-10Mo-1Fe/3Fe层状合金的力学性能

基于热锻/热轧工艺以及均匀化热处理制备了孪生与位错滑移耦合变形的Ti-10Mo-1Fe/3Fe层状合金,利用LSCM、XRD、SEM、SEM-EDS、EBSD、Vickers硬度计和拉伸试验机等研究了预变形与等温时效耦合作用对层状合金力学性能的影响.结果表明,经拉伸预变形和等温时效处理后,该合金具有{332}<113>孪晶和位错滑移带多层交替变形组织,且呈现出较高的屈服强度和较大的均匀伸长率.等温时效析出的ω相提高了β相稳定性,使得变形初期的塑性变形方式由位错滑移主导,这是其具有较高屈服强度的主要原因.预变形诱发的孪晶推迟了屈服之后颈缩的快速发生,而且后续变形过程中进一步激活的孪晶引起的动态晶粒细化效应及其与层界面的交互作用,使其具有较大的均匀伸长率.因此,在孪生与位错滑移耦合变形层状合金的基础上,进一步通过预变形诱发{332}<113>孪晶和等温时效析出ω相的双重耦合效应,可在较大范围内调控β型钛合金的强塑性匹配.     

镁合金热变形下变形带的形貌和晶体学特征

对不同温度单向压缩下AZ31镁合金不均匀形变组织的形貌和晶体学特征进行了研究.结果显示:形变组织具有很强的温度和应变敏感性;250℃时,晶粒内在变形初期出现大量的{1012}拉伸孪晶和少数{1011}压缩孪晶,随着应变量的加大,拉伸孪晶因相同取向孪晶的合并而急剧减少,而压缩孪晶明显变粗,数量也有所增加;300℃以上时,非基面滑移被激活后,出现了与压缩轴基本垂直的扭折带,其晶体学方向垂直于(0001)基面,扭折带两侧的主滑移系都为(0001)基面滑移,变形初期扭折带界面取向差为2°—6°,随着变形量的增加,扭折带密度加大;温度升高至400℃时,扭折界面发生明显的弯曲.对扭折带和其他变形带的特征进行了对比考察.     

GH3625合金冷变形硬化、退火软化行为及其组织特征

采用SEM、OM及XRD和压缩试验等手段,研究GH3625合金管材在冷塑性变形和退火热处理过程中位错密度和硬度的变化规律,探讨合金中孪晶的形态及其形成机制。结果表明:冷变形量是影响GH3625合金管材塑性变形机制的主要因素,ε0.05时,塑性变形以滑移变形为主,其主要硬化机制是位错强化;随着冷变形量的增加,合金的位错密度和硬度显著增加,组织中产生大量的形变孪晶,塑性变形方式由滑移主导的变形转变为以孪生为主导的变形,其主要的硬化机制是孪晶强化;随着退火温度的增加,GH3625合金管材的位错密度和硬度逐渐降低,退火孪晶的形态从中止型逐渐转变为穿晶型。GH3625合金管材在冷变形和退火过程中出现不同形态的孪晶,可分为中止型孪晶和穿晶型孪晶,前者的形成机理是不全位错按极轴运动的结果,后者形成的本质是层错。     

Mg-5.6Gd-0.8Zn合金多向锻造过程中的变形机制及动态再结晶

以含长周期堆垛有序(LPSO)相的Mg-5.6Gd-0.8Zn(质量分数,%)合金为研究对象,分析了合金多向锻造过程中的变形机制、动态再结晶及显微组织演变。结果表明:变形初期,■拉伸孪生仅在部分晶粒中激发;随锻造方向的改变,不同晶体取向的晶粒能够激发孪生变形,孪生体积分数增加,孪生变体选择符合Schmid定律。孪生受阻碍的晶粒通过滑移及扭折协调变形,扭折带类型主要为转轴分布在■晶向的基面扭折。多向锻造过程中,晶界处优先发生动态再结晶;随着变形量的增加,晶界处再结晶体积分数增大,晶内孪晶与扭折界面诱发再结晶,孪晶逐渐演变为条带状细晶组织。在孪晶、扭折带切割晶粒,晶界再结晶,孪晶、扭折带诱发再结晶多重机制的共同作用下,原始粗晶组织得到了显著细化。     

轧制纯Mg板材压缩变形机制的统计研究（英文）

基于EBSD和滑移迹线分析，在晶粒尺度上对轧制纯镁板材室温压缩过程中的滑移/孪生激活规律以及他们之间的交互作用进行统计研究(～400个晶粒)。10%变形后的结果表明，基面滑移(89%)是主要的滑移模式，所有鉴别出来的363个孪晶为拉伸孪晶。上凹形的应力-应变曲线表明变形由孪生主导，高的孪生面积分数(41%)进一步验证上述结论。大多数孪晶变体(79%)遵循施密特定律，孪晶转移与Luster-Morris参数(m’)并没有很好的相关性，然而大多数孪晶转移(82%)表现出较大的归一化施密特因子(m)和m’值。在孪晶内观察到滑移系的激活且符合施密特定律。此外，还观察到滑移迹线穿过孪晶界的现象。对m统计分析表明，孪生激活与柱面滑移密切相关。