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。     

原子尺度下纯锌中{1012}孪晶界的结构表征（英文）

通过高分辨透射电子显微镜研究原子尺度下轧制变形后的纯锌中{1012}孪晶界的结构和迁移机制,发现在{1012}孪晶界上存在基面/柱面锯齿,并且在同一个{1012}孪晶中存在两种结构不同的孪晶界:由{1012}共格孪晶界和微小基面/柱面锯齿组成的孪晶界,以及由连续基面/柱面锯齿组成的不包含{1012}共格孪晶界的孪晶界。基面/柱面锯齿的形成与密排六方金属的轴比无关,因为基面/柱面锯齿的形成在能量上和几何上都是有利的。基于位错理论,孪晶界的迁移是由孪生位错在共格孪晶界上的滑移以及界面位错在基面/柱面锯齿上的攀移来实现的。     

镁合金中■两种孪晶界面的可动性比较

形变孪生是镁合金的主要塑性变形方式之一,镁合金的两种主要孪晶为■孪晶,两种常见孪晶在形貌上存在较大的差异。本文采用分子动力学模拟与微观组织实验观察相结合的手段,研究了两种孪晶压缩过程的应力应变曲线、微观结构以及界面的迁移方式,对比分析两种孪晶界面的可动性。并且从原子运动以及位错滑移的角度,解释两者存在差异的原因。结果表明:■孪晶界迁移所需的应力较■孪晶界迁移所需的应力低,并且■孪晶界的迁移呈现"弓形"方式,而■孪晶界以"台阶"的方式进行迁移。■孪晶界的迁移是B/P面相互转变的过程,因而界面更容易大范围、高速率地迁移;而透射电镜(TEM)观察和模拟结果均显示,■孪晶界面上存在周期性的界面位错,阻碍了孪晶界的移动,并且需有基面位错滑移至孪晶界面处堆积,为■孪晶界的迁移提供能量。     

Mg-11Gd-4Y-2Zn-0.4Zr合金热扭转过程组织演化规律及变形机理EI北大核心CSCD

针对固溶态Mg-11Gd-4Y-2Zn-0.4Zr合金,利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)技术结合剪应力等效施密特因子计算,系统研究该合金在350~450℃热扭转过程中组织演化规律及变形机理,为该合金剪切变形工艺的开发提供理论支撑。结果表明:扭转变形后,该合金原始等轴晶粒沿着剪切方向被拉长,同时,形成具有剪切特征的变形织构。350℃变形时,该合金变形机制以基面滑移为主,部分晶粒发生拉伸孪晶,孪晶变体的选择满足施密特定律,且当基面滑移和拉伸孪晶受抑制时,发生LPSO相扭折变形协调应变;400℃变形时,部分晶粒出现二次孪晶,并在孪晶界和扭折界面发生动态再结晶;450℃变形时,形成变形晶粒和再结晶晶粒的“双模”组织,再结晶织构为随机织构,可以显著弱化变形织构。     

Mg中双拉伸孪晶及其构成的复合孪晶结构

本文系统总结了Mg中{1012}-{1012}双拉伸孪晶及其构成的复合孪晶结构的研究进展。连续多向变形可以显著降低Mg的拉/压不对称性,其基本步骤是连续双向变形,该过程在Mg中激发大量双拉伸孪晶形成,它有36个变体,可分为4个取向差组,其中一组显著择优,无法用Schmid因子(SF)完全解释。一次和二次拉伸孪晶在晶界处或晶内孪晶界处交汇,形成晶间或晶内复合孪晶结构,它们的形成路径具有多样性。SF法则和衡量孪生切变穿越界面的m'因子,对解释晶间或晶内复合孪晶结构的形成,部分或者完全失效,这对人们揭示较复杂条件下孪晶的形成机理提供了机遇和挑战。建议未来的工作重点围绕模拟晶内复合孪晶结构的形成以及实验观察一次拉伸孪晶间界面和二次拉伸孪晶界的界面结构展开。     

密排六方钛中基面堆垛层错导致的孪晶界滑移、孪生台阶及孪晶生长:第一性原理研究

基于第一性原理计算研究密排六方结构钛中{101n}共格孪晶界和滑移孪晶界的结构和能量,探讨滑移孪晶界的形成机理及其与孪晶生长的关系.结果表明,共格孪晶界与基面堆垛层错的相互作用可使共格孪晶界产生滑移,从而形成对应的滑移孪晶界.这种滑移最终能在孪晶界处形成一对单层孪生台阶,并恢复共格孪晶界的结构.孪生台阶的塞积可导致高分...     

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.     

β-SiC晶须的孪晶构型观察SCIEI

利用透射电子显微镜研究了气—液—固(VLS)法生长的β—SiC晶须中的孪晶构型。在竹节状的SiC晶须中,β—SiC节与含高密度堆垛层错(或一维无序)的节之间孪生相连,其李晶界为{111}_β;同时还观察到有的β-SiC节被{111}_β孪晶界分为两节。此外,在晶须的头部及分叉处还观察到了孪晶界平行晶须轴向的孪晶结构。利用选区电子衍射和像衍衬分析发现,这种双晶SiC晶须的孪晶面平行于基体的{001}_M。     

OBSERVATION OF TWIN CONFIGURATIONIN β-SiC WHISKERS

利用透射电子显微镜研究了气—液—固(VLS)法生长的β—SiC晶须中的孪晶构型。在竹节状的SiC晶须中,β—SiC节与含高密度堆垛层错(或一维无序)的节之间孪生相连,其李晶界为{111}_β;同时还观察到有的β-SiC节被{111}_β孪晶界分为两节。此外,在晶须的头部及分叉处还观察到了孪晶界平行晶须轴向的孪晶结构。利用选区电子衍射和像衍衬分析发现,这种双晶SiC晶须的孪晶面平行于基体的{001}_M。     

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。     

钛单晶纳米柱拉压不对称性的分子动力学模拟

本文基于分子动力学模拟,通过研究钛单晶纳米柱在拉伸和压缩下的力学响应特征及晶体结构演化行为,揭示其塑性变形机制。结果表明沿[0001]晶向拉伸条件下主要塑性变形机制为伴生的{101 ?2}孪晶和基面层错;而沿[0001]晶向压缩条件下,基面位错作为优先形核的缺陷参与到塑性变形过程,随后锥面位错出现并协调了轴向和横向变形,压缩条件下无孪晶产生。拉伸模拟过程中观察到一种有别于传统孪生的晶体再取向现象,其孪晶与基体间呈现基面/柱面对应关系。     

均匀化热处理对Mg-5Gd-3Y-1Nd-2Zn-0.5Zr合金组织及性能的影响

利用XRD、OM、SEM、TEM和室温拉伸实验等方法研究了均匀化热处理对Mg-5Gd-3Y-1Nd-2Zn-0.5Zr(mass%)合金组织及力学性能的影响。结果表明:铸态组织主要由等轴的α-Mg基体、晶界上的(Mg,Zn)3RE相、14H型LPSO结构相及靠近晶界处α-Mg基体中的堆垛层错组成;均匀化热处理后,(Mg,Zn)3RE相和堆垛层错都消失了,在晶界上出现了网状形貌的14H型LPSO结构相。室温拉伸实验表明:铸态合金的抗拉强度,屈服强度和伸长率分别为170 MPa,120 MPa和2.0%;经过520℃均匀化热处理32 h后,合金的抗拉强度,屈服强度和伸长率分别为240 MPa,158 MPa和10.0%。     

镍基合金表面五重孪晶形成的分子动力学模拟

五重孪晶结构能够改善合金的表面性能,而关于合金五重孪晶化表面的研究较少报道。基于分子动力学模拟和纳米压痕方法,采用嵌入原子势函数(EAM)和等温等压系综(NPT),使用半径为14 nm的圆柱压头以40 m/s的压痕速度沿着[112]晶向对单晶镍基合金持续压痕,采用共领域分析法对合金在应力诱导作用下的变形行为进行了分析。结果表明,非共格孪晶界形成于四个不同{111}滑移面交叉中心附近。交叉中心处白色高能原子发射不全位错,堆垛层错产生。随着不全位错持续发射,孪晶得以形核、生长,孪晶界相继形成,最终五重孪晶形成于合金表面。合金表面中五重孪晶的形成并非源于晶界连续不断发射不全位错,而是与压痕过程中合金表面能量增加以及非共格孪晶界息息相关。     

金属锆中螺位错与孪晶界反应的原子模拟（英文）

采用分子静力学模拟密排六方金属锆中孪晶界与螺位错之间的交互作用。在移动晶界模型中,研究一个移动的{1012}孪晶界与一个静止的1120螺位错之间的交互作用。在此类交互作用中孪晶位错的形核与移动起到了重要的作用。静止的螺位错穿过了孪晶界并转换为基面上的一个具有宽位错芯的缺陷。在移动位错模型中,一个移动的1120位错穿过孪晶界并转换为两个基面部分位错及它们之间的一段极短的层错。如果在同一个模型中将孪晶界置换为{1011}类型,这个移动的1120柱面螺位错将被完全吸收并分解为孪晶界上的两个孪晶位错。分析相应的应力-应变曲线与缺陷结构,揭示位错与孪晶界之间的复杂交互作用。     

近几年马氏体相变研究的进展

综合整理了近年来马氏体相变试验研究的新成果.认为马氏体相变切变过程缺乏热力学可能性.指出马氏体在晶界、相界面、位错等缺陷处形核,并非共格切变过程.发现板条状马氏体、片状马氏体中均存在堆垛层错亚结构；高密度位错、孪晶、堆垛层错亚结构的形成并非切变所致；马氏体形貌的演化系应变能起主导作用,与切变无关；马氏体表面浮凸是相变比...     

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     

退火温度对(Fe50Mn30Co10Cr10)97Al3高熵合金再结晶行为及力学性能的影响

以双相亚稳Fe50Mn30Co10Cr10高熵合金为基体，通过添加Al元素，制备了(Fe50Mn30Co10Cr10)97Al3高熵合金。对其进行轧制及退火处理，研究了退火温度对合金再结晶行为、退火孪晶演变及力学性能的影响。结果显示，随着退火温度的升高，合金组织分别发生了部分再结晶、完全再结晶和晶粒长大现象。由于高熵合金具有严重的晶格畸变效应及迟滞扩散效应，使得合金在退火后表现出较高的再结晶温度（0.59 Tm）和抗晶粒粗化温度（700 ℃）。600～700 ℃退火态合金中形成大量退火孪晶，随着退火温度的进一步升高（800～900 ℃），由于晶界/孪晶界的迁移，退火孪晶界密度显著降低。拉伸试验结果表明，700 ℃退火态合金表现出良好的综合力学性能，抗拉强度为730 MPa，均匀延伸率为50.5%。同一退火温度下，单个晶粒中退火孪晶变体的数量与其晶粒尺寸有关，尺寸较小的晶粒中易形成单孪晶变体，尺寸较大的晶粒中易形成多孪晶变体。     

热轧Mg_(97)Zn_1Y_2合金板材组织和力学性能的研究

采用X射线衍射、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和室温拉伸等方法,研究了总压下量分别为25%和50%的热轧Mg_(97)Zn_1Y_2(at%)合金板显微组织以及力学性能。结果表明:轧制过程中,具有14H长周期堆垛结构(LPSO)的Mg_(12)Zn Y相发生了扭折变形。随着轧制变形量的增大,LPSO相扭折变形程度增大。同时,轧制变形量较大的合金板材具有较强的基面织构,较高的抗拉强度和较好的塑性。     

金属铍静态再结晶行为

通过热压缩和真空退火实验研究了金属铍低温形变(应变温度350℃,应变速率10^-3s^-1,应变量30%)后在680～880℃温度区间退火组织演变规律。结果 表明:金属铍具有独特的静态再结晶行为,再结晶晶粒首先在{10■2}<10■>拉伸孪晶界处形核,机理为应变诱导的孪晶界弓出形核。晶界“弓出”形核落后于孪晶界“弓出”形核的原因是BeO杂质对原始晶粒晶界钉扎,阻碍了其界面的迁移。孪晶界和原始晶粒晶界“弓出”形核是金属铍主要的形核方式,晶内直接形核和杂质处形核是其次要的形核方式。低温形变铍在680～880℃内退火均能够获得晶粒细化的完全再结晶组织,且没有再结晶织构形成。金属铍的再结晶晶粒不易长大,原因也是由于BeO杂质对晶界迁移的钉扎作用。在680,730,780,830和880℃退火,完成再结晶时间分别大约为2160,180,20,5和4 min。金属铍350℃下压缩发生{0001}基面滑移和{10■2}类孪晶变形,形变机理与室温相同,没有随温度升高而发生改变,仍保持金属铍特有的反常变形行为。     

纳米孪晶金属塑性变形机制

本文综述了纳米孪晶金属材料的塑性变形机制.通过分析纳米孪晶二维结构变形时可启动的滑移位错类型,揭示纳米孪晶金属塑性变形的3种位错机制,即位错塞积并穿过孪晶界机制,Shockley不全位错诱导孪晶界迁移机制以及贯穿位错在孪晶片层内受限滑移机制.通过改变加载方向与孪晶界面的相对取向可实现这3类位错机制的可控转变.