镁合金变形机理研究中的Schmid因子计算及应用

基于EBSD技术所测得晶粒的欧拉角,建立了Schmid因子计算公式,用来计算HCP晶体中单个晶粒的Schmid因子。在此基础上,系统分析了镁合金板材拉伸变形时晶粒取向变化与不同微观变形模式的Schmid因子的关系。对镁合金棒材中的基面织构的Schmid因子分布特征进行了计算分析,结合镁合金棒材压缩变形的实测结果,分析了镁合金棒材压缩变形的力学性能及镁合金棒材径向压缩过程晶粒取向变化特征。结果表明：镁合金板材中的基面织构不利于基面滑移系和拉伸孪晶启动,而利于柱面和锥面滑移系启动,异步轧制对镁合金板材力学性能的提升有限。晶粒Schmid因子分布的差异导致镁合金棒材轴向和径向压缩时的微观变形机制存在差异,从而导致宏观力学性能差异明显。     

AZ31镁合金板材多道次轧制压下量对变形能力的影响

采用不同压下量对具有基面织构的AZ31镁合金板材进行了多道次冷轧实验。并结合各个变形系Schmid因子的计算,分析了变形机制对冷轧变形能力的影响。结果表明:AZ31镁合金板材道次压下量(即咬入角)越小,无裂纹时极限变形量越大,其中每道次压下量为2.22%,极限变形量可达到26.67%(无裂纹);对基面织构取向晶粒,拉伸孪生{1012}和压缩孪生{1011}以及锥面c+a滑移的Schmid因子绝对值均随着咬入角的增大而减小,柱面滑移(0110)[2110]与(1100)[1120]两个滑移系Schmid因子值也随咬入角的增大而减小,在摩擦条件下,基面滑移的Schmid因子不为零;变形能力提高的原因主要在于低压下量有利于多变形系开动。     

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。     

Schmid因子的理论计算及其在镁合金高速变形过程中的应用

为了便于分析镁合金在高速变形过程中的变形机制,计算了4种滑移方式(基面滑移、柱面滑移、锥面a滑移和锥面c+a滑移)和2种孪晶方式({1012}拉伸孪晶和{1011}压缩孪晶)的Schmid因子。结合电子背散射衍射(EBSD)技术,获得了轧制态AZ31镁合金原始样品的Schmid因子实验值,并将理论计算值与实验值进行了比较。采用Hopkinson压杆对AZ31镁合金轧制板材在1600 s-1的应变速率下进行了高速冲击实验,对所获得的样品进行了金相组织观察。结合Schmid因子计算结果,讨论了不同方向样品在不同加载方向下的主要变形机制。结果表明,Schmid因子的理论计算值与实验值可以很好吻合。Schmid因子计算简单、表达方便,可以有效分析镁合金中主要的变形方式和解释应力-应变曲线特征。镁合金中不同变形方式的Schmid因子值及其变化规律均不相同,其计算结果可为镁合金中织构所引起的各向异性现象的分析提供理论依据。     

取向与晶界对γ-TiAl双晶塑性行为影响的CPFEM模拟

基于晶体塑性理论和有限元方法,利用ABAQUS/UMAT二次开发接口,采用FORTRAN语言开发γ-Ti Al合金晶体塑性本构关系子程序,建立综合考虑位错滑移、形变孪晶和晶界效应的γ-Ti Al合金双晶体模型,模拟常温下不同晶粒取向差(2°、5°、8°、30°、45°和60°)与晶界效应对γ-Ti Al合金塑性变形的影响。结果显示:晶界的存在和晶粒取向差异会导致双晶体变形的不均匀性,在晶界处出现应力集中现象,且晶界区域表现出与晶粒内部区域不同的力学性质。晶界区域的受力状态受到相邻晶粒的影响,晶界角度较小时,两个晶粒滑移系的累积剪切变形较为协调,双晶体整体的塑性变形较为均匀。     

大塑性变形镁合金的晶粒细化(英文)

采用电子背散射技术(EBSD)定量研究AZ31镁合金在225~400°C往复挤压大变形过程中的晶粒细化。结果表明:在225°C往复挤压3道次即获得了超细晶AZ31镁合金。随着变形温度的降低,变形组织的平均位相差和大角度晶界的比例逐渐增加。在3道次的AZ31组织中,只发现少量的{1 012}孪晶,位错滑移是主要的变形机制。施密特因子计算表明,在225~350°C变形时,锥面滑移系{1011}1 120被大量激活。而在400°C变形时,基面滑移系{0001}1 120被大量激活。亚晶界的详细分析为连续动态再结晶在镁合金大变形过程中晶粒细化的重要作用提供了直接的证据。     

Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在压缩变形中的滑移系激活规律和塑性变形不均匀性（英文）

为了定量和统计地了解高性能铸造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr(质量分数,%,GW103)合金在室温单轴压缩变形中滑移系的激活规律和塑性变形不均匀性,对时效状态的该合金进行详细的滑移迹线分析和基于取向差的电子背散射衍射(EBSD)分析。在2%塑性应变后,根据鉴别的滑移迹线的相对比例,激活的滑移模式首先为基面滑移(73.3%),其次是柱面滑移(15.8%),然后是二级角锥面滑移(6.9%),最后是一级角锥面滑移(4%)。尽管大多数激活的滑移系表现出较大的施密特因子(m)值(>0.3),但值得注意的是,一些硬取向(m<0.1)的滑移系也被激活。对于大多数表现出极大几何必需位错(GND)密度的晶界,至少满足以下条件之一：晶界取向差角(GBMA)较大;相邻晶粒间特定滑移模式m_max之差较大。晶粒的塑性变形不均匀性(GND密度的大小/分布)与是否能观察到滑移迹线无关。晶内取向分布(GOS)和/或平均GND密度与m_max (对于特定滑移模式)没有明显的相关性。     

AZ31镁合金板材弯曲行为的研究

对AZ31镁合金轧制过后的中厚板进行弯曲行为研究,以探究温度对镁合金板材的弯曲的影响以及弯曲过程中镁合金板材组织变化。结果发现,弯曲断裂应力随温度升高而大幅下降,其主要原因是温度升高导致非基面滑移和孪生被激活使得板材的变形抗力下降。通过模拟弯曲过程得到镁板内侧主要受压应力,外侧主要受拉应力,实际卷取过程中断裂应变大于弯曲断裂应变。在100℃弯曲过程中镁板的拉伸区产生孪晶数量远少于压缩区,拉伸区再结晶晶粒占比为2.10%,变形晶粒占比高,大部分晶界为小角度晶界,位错密度大,（0001）极密度点在轧制接触面法向（ND）方向聚集,晶粒c轴取向向ND方向转动,导致拉伸区变形程度大、协调性差,更易发生断裂。     

AZ31镁合金挤压薄板织构及力学各向异性

研究AZ31镁合金挤压薄板的显微组织、织构及室温下板面内各不同方向的力学性能。织构分析表明,挤压薄板主要有{0002}<1-010>和{10-10}<11-20>2种织构组分。拉伸测试结果显示,沿挤压方向屈服强度最高,达到200.4MPa,这是由于这种取向基面滑移和{1-012}锥面孪生均不能开动,发生织构强化的结果;与挤压方向呈45°方向伸长率最高达19.0%,这是由于具有{10-10}<11-20>织构组分晶粒的基面滑移开动;与挤压方向呈90°方向屈服强度最低仅为挤压方向相应值的一半左右,这是由于具有{10-10}<11-20>织构组分晶粒发生了{10-12}锥面孪生。     

室温高塑性镁合金设计：层错能视角

针对大多数镁合金室温塑性差的关键共性问题,本文通过镁合金位错特性、层错能对变形机制的影响以及层错能与滑移系临界剪切应力之间的关系等三个方面综述了利用层错能改善镁合金室温塑性的理论与实验依据,在此基础上构建了“层错能-镁合金滑移系临界剪切应力”计算模型,并利用此模型计算了纯镁、Mg-Al、Mg-Zn、Mg-Y合金基面、柱面、锥面位错启动所需临界剪切应力,通过比较Mg合金、纯镁的非基面与基面滑移的临界分切应力差值,分析了Al、Zn、Y三种固溶元素对镁合金塑性的影响,验证了模型的可靠性。最终确定以降低非基面位错(主要是位错)滑移分切应力为导向,选择出合适的合金元素,指导室温高塑性镁合金的合金成分设计。     

镁合金“固溶强化增塑”理论的发展和应用

镁是密排六方结构金属,滑移系较少,其基面滑移阻力比柱面和锥面滑移阻力低很多,基面滑移启动后其他滑移系很难启动,导致镁合金室温和低温的塑性变形能力较差。重庆大学等单位研究发现某些特定原子固溶在镁中既能阻碍基面位错滑移提高强度,又能通过缩小基面与非基面滑移阻力差距促进非基面滑移开启而改善塑性,达到同时提高镁合金强度和塑性的目的。重庆大学镁合金科研团队把这一结果发展为"镁合金固溶强化增塑"合金设计理论(Solid solution strengthening and ductilizing, SSSD)。这一合金设计理论在过去十几年中已成为解决镁合金强度和塑性平衡优化的一条新途径。重庆大学应用该理论开发了多种新型高性能镁合金,其中10多个新合金已批准为国家标准牌号合金和国际标准牌号合金。     

镁合金塑性变形机制

针对不同晶粒尺寸的镁合金AZ31及添加稀土Ce或Nd的AZ31Ce/AZ31Nd的轧制变形行为,探讨了滑移、孪生和晶界滑动三种变形机制在镁合金塑性变形过程中的作用.结果表明:多种变形机制共同作用可提高镁合金在热变形时的塑性变形能力;合金热变形及再结晶退火后,在平均晶粒尺寸为50 μm以上的大晶粒中,变形机制以滑移和孪生为主,位错运动和增殖会使位错在变形过程中互相缠结、钉扎以及受晶界的阻碍而终止运动;孪生容易发生在不利于滑移的晶粒中促进塑性变形;在5～20μm的小晶粒中,晶界滑动机制发挥了重要作用,它可以协调大尺寸晶粒的变形而对提高镁合金变形能力起有益的补充作用.     

晶粒尺寸及取向对AZ31合金板材室温拉伸塑性变形与断裂机制的影响

对AZ31镁合金轧制态板材分别在473~673 K温度范围退火1 h以获得不同初始显微组织。通过金相显微镜、背散射电子衍射分析(EBSD)和力学试验机,研究晶粒尺寸和取向分布对合金板材室温单向静拉伸过程塑性变形和断裂机制的影响。结果表明,晶界取向角呈连续分布有利于晶粒协调塑性变形。随着晶粒尺寸的降低,晶界对室温塑性变形的贡献增大,晶界与位错滑移和孪生的交互作用增强。对于取向角均呈连续分布的473 K和573K退火态板材,平均晶粒尺寸分别为3.6μm和9.5μm,塑性变形主导机制由晶界滑动和位错滑移转变为晶界滑动、位错滑移和孪生,断裂机制由微孔聚集型转变为微孔聚集型和解理型混合型断裂方式。673 K退火态板材的平均晶粒尺寸达22.9μm,塑性变形主导机制为位错滑移和孪生。此时,由于晶界取向角呈离散分布,晶粒协调塑性变形能力差,断裂机制转变为解理断裂。     

挤压态ZK60镁合金室温拉-压不对称性研究

基于室温轴向拉伸和压缩实验研究了挤压态ZK60镁合金的拉-压不对称性.通过修正黏塑性自洽模型,建立了耦合滑移和孪生的晶体塑性力学模型,模拟了挤压态ZK60镁合金轴向拉、压力学行为,分析了基面、柱面、锥面滑移及{1012}1011拉伸孪生和{1011}1012压缩孪生在塑性变形过程中的激活及演变情况.结合实验与模拟,从微观塑性变形机制角度分析了具有初始挤压态丝织构的镁合金产生拉-压不对称性的机理.结果表明:轴向拉伸过程中拉伸孪生和压缩孪生都较难激活,变形初期以基面滑移为主,由于基面滑移取向因子较低,导致屈服应力较高;随着晶粒转动,基面滑移分切应力降低,应力逐步升高,变形机制转为以柱面滑移为主,辅以锥面c+a滑移,应变硬化率较低,应力-应变曲线较平稳.轴向压缩前期,临界剪切应力较低的拉伸孪生大量激活,导致屈服应力较低;应变达到6.0%后拉伸孪生逐渐饱和,相对活动量快速降低,硬化率迅速提高,由于大量孪晶界对位错滑移形成阻碍,滑移机制未出现大量激活;轴向压缩后期,随着应力的持续升高,压缩孪生启动,相对活动量迅速上升,塑性变形积累的应力得以释放,硬化率降低.因此,挤压丝织构状态决定了镁合金在室温轴向拉、压变形过程中的变形机制存在明显区别,从而导致挤压镁合金产生显著的轴向拉-压不对称性.     

基于施密特因子计算分析拉伸孪晶对镁合金变形的影响

采用电子背散射技术(EBSD)对镁合金在100℃下的压缩变形过程中的晶粒取向变化进行了原位跟踪,对变形过程的滑移系和孪晶开动进行了定量分析。基于对不同滑移系的施密特因子(SF)在拉伸孪晶启动前后变化的计算,分析了拉伸孪晶启动对后续变形过程中滑移系开动的影响。结果表明,在拉伸孪晶启动前后,具有基面织构取向晶粒的基面滑移系施密特因子无明显变化,而柱面滑移系的施密特因子在孪晶后则大幅度降低,在随后的变形中不易启动,同时,锥面滑移系的施密特因子在孪晶后大幅增加,因此在随后的变形中相对容易启动。     

TC4合金高温拉伸性能及其与织构的关联性

对不同锻造方式(三次单向镦拔和三次换向镦拔)试制的TC4钛合金棒材,在棒材1/4半径(1/4R)处和边缘(R)处取样,进行400℃高温拉伸实验,采用光学显微镜及电子背散射衍射(EBSD)技术分析不同部位的组织特点及取向分布与拉伸性能的关联性。结果表明:换向镦拔棒材的拉伸强度稍高于单向镦拔棒材,而塑性变化则相反,同一棒材的1/4R处和R处的400℃拉伸性能差别不大;TC4合金棒材400℃拉伸断口为韧性断裂,含有大量韧窝,在拉伸载荷下,TC4合金的变形机制为位错滑移、位错塞积和晶界滑动同时协调进行,α晶粒在位错滑移和晶界滑动的协调变形过程中发生转动及拉长;变形导致α晶粒取向差分布在10°、60°和90°的峰值消失,小角度晶界大量增多;{0001}面织构的分布与拉伸性能存在一定的规律:在{0001}极图中,对称织构连线与拉伸方向X的夹角θ值越接近45°时基面滑移越容易,而θ值越接近0°或90°时基面滑移越难;在400℃拉伸变形过程中,试样拉伸变形以基面和柱面滑移为主,其拉伸强度相对较低,而试样拉伸变形以锥面滑移为主,其拉伸强度相对较高。     

AZ31B镁合金挤压板材单向拉伸的取向演变研究

文章利用SEM/EBSD技术,研究了室温下镁合金挤压板材AZ31B单向拉伸时发生的晶粒取向旋转。根据实验结果和Sachs晶体塑性模型计算结果,详细分析了晶粒基体的拉伸轴向旋转变化规律和滑移系的开动机制,并分析了拉伸孪晶量的影响因素。结果表明,交滑移系的开动可以解释晶粒拉伸轴的变化规律;初始取向不同的晶粒表现出明显不同孪生行为;拉伸孪生量与拉伸孪生的Schmid因子值,以及晶粒拉伸轴和其c轴间的角度密切相关。     

稀土镁合金高温形变孪生变体的选择规律

研究了高温条件下Mg-Gd-Y-Zr 合金形变孪生变体的选择规律.在350 ℃及真应变为0.05时通过单向压缩铸态Mg-Gd-Y-Zr合金试样,获得形变孪生组织.利用背散射电子衍射(EBSD)技术与透射电子显微镜(TEM)确定孪生类型为{1 0 (-1) 2} 孪生.通过对比EBSD测试结果与理论计算结果,确定了孪生变体.采用Schmid因子准则与Taylor准则分析了{1 0 (-1) 2} 孪生发生的规律.结果表明:Schmid因子准则仅仅考虑孪生变体的Schmid因子,其预测结果与实验结果不符;而Taylor准则考虑了孪生、基面滑移与非基面滑移的相互协调作用,可准确预测{1 0 (-1) 2}孪生的变体选择结果;稀土镁合金的高温形变也需要孪生参与协调塑性变形.     

快速加热处理冷轧态AZ31镁合金的织构演变

研究快速加热处理冷轧态AZ31镁合金织的织构演变,并对再结晶机制进行了讨论.结果表明:快速加热处理镁合金过程中,通过晶界弓出形核发生再结晶.150℃低温快速加热处理时,再结晶晶粒相对母体晶粒取向发生了一定的偏转,导致基面织构弱化;随快速加热处理温度升高到250℃,出现了向轧制方向偏转5°～10.的双峰基面织构.     

晶粒组元沿晶界旋转的铜双晶在循环变形中的滑移形貌与位错组态

对晶粒组元因晶体生长时沿晶界发生旋转的铜双晶体进行了恒定塑性应变幅下的循环形变研究,塑性应变幅为1.5X10-3通过扫描电子显微镜-电子通道衬度技术（SEM-ECC）对滑移形貌和位错组态的演化进行了观察,发现由于晶粒内部的几何效应使沿晶界的位错组态随着晶粒的旋转方向的变化也相应发生变化,逐渐表现为由滑移带与晶界的相互作用过渡到形变带与晶界的相互作用.形变带Ⅱ（DB Ⅱ）对于主滑移有着明显的阻碍作用.晶界无位错区（DFZ）伴随着形变带Ⅱ在晶界的出现而产生.胞状结构的形成是由于次滑移系的开动使形变带Ⅱ中的位错墙结构先破坏而后形成.