Hastelloy C-276合金Σ3晶界和Σ9晶界随着退火时间的演变规律

Hastelloy C-276合金经小变形量冷轧后进行1100℃不同时间的退火处理。采用EBSD技术对Σ3和Σ9晶界比例进行统计,同时采用五参数法对Σ3和Σ9晶界面分布进行分析。结果表明,Σ3晶界随着退火时间的延长更加接近于标准重合点阵晶界取向,而其晶界面更加接近于低能量的{111}晶界面。这一结果符合晶界“微调”机制。Σ9晶界面分布则越来越集中在[110]晶带。而偏差较大的Σ9晶界比例增加,是由于非共格Σ3比例的增加导致的。     

Hastelloy C-276合金Σ3晶界和Σ9晶界随着退火时间的演变规律（英文）

Hastelloy C-276合金经小变形量冷轧后进行1100℃不同时间的退火处理。采用EBSD技术对Σ3和Σ9晶界比例进行统计,同时采用五参数法对Σ3和Σ9晶界面分布进行分析。结果表明,Σ3晶界随着退火时间的延长更加接近于标准重合点阵晶界取向,而其晶界面更加接近于低能量的{111}晶界面。这一结果符合晶界"微调"机制。Σ9晶界面分布则越来越集中在[110]晶带。而偏差较大的Σ9晶界比例增加,是由于非共格Σ3比例的增加导致的。     

单道次轧制变形对Hastelloy C-276合金晶界特征分布的影响

采用电子背散射衍射(EBSD)技术研究了固溶处理的Hastelloy C-276合金经2.5%~90%变形后在1150℃退火15min的晶界特征分布(GBCD)。结果表明,在5%变形条件下,总的特殊晶界比例最高为67.1%,其中特殊晶界主要是Σ3晶界,Σ9和Σ27晶界比例较低。当变形量小于15%时,晶粒组织处于回复或部分再结晶,晶粒组织粗大,特殊晶界比例随变形量变化较大。在此阶段,回复或部分再结晶有利于晶界的迁移,从而产生更多特殊晶界。当变形量大于15%后,随变形的增加,晶粒组织细小,特殊晶界比例在50%左右。这是由于晶粒发生完全再结晶后,大角度晶界增多,不利于特殊晶界的形成。因而,Hastelloy C-276合金晶界特征分布优化变形范围应小于15%,更有利于特殊晶界的产生和分布。     

固溶和预时效Pb合金冷轧退火后的晶界特征分布

采用电子背散射衍射(EBSD)技术研究了不同固溶及预时效状态下Pb-0.05Ca-1.5Sn-0.026A1(质量分数,%)合金冷轧退火后的晶界特征分布(GBCD).结果表明: 290℃固溶处理后冷轧退火的合金样品中出现了较多的特殊晶界,Σ3和(Σ9 Σ27)晶界的比例分别达到49.6%%和7.2%,并且特殊晶界能较好地阻断一般大角度晶界网络的连通性;固溶后先进行100及200℃预时效处理,然后再进行冷轧退火的合金样品中形成了较少的特殊晶界,Σ3和(Σ9 Σ27)晶界的比例分别低于35.9%和2.5%,特殊晶界几乎不能阻断一般大角度晶界网络的连通性.     

多向锻造和单向轧制304不锈钢高温退火后的晶界面分布

固溶处理后的2组304不锈钢样品分别经应变量ε=2的多向锻造(MF)和单向轧制(DR)后,再经900℃高温退火2—120min.采用电子背散射衍射(EBSD)技术和五参数晶界面分析方法(FPA),研究了样品的晶界特征分布(GBCD)和晶界面分布(GBPD).结果表明,2组样品中∑3~n(n=1,2,3)特殊晶界的比例均不超过45%,并且在退火过程中,非共格∑3晶界逐渐共格化,∑9和∑27晶界比例也随之下降.分别经MF和DR处理后再经120 min退火的样品中,一般大角度晶界(过滤掉Σ3n)一般均以(111)扭转晶界和〈110〉倾侧晶界为主,表明样品中均存在明显的晶界织构(GBT);在某些特定取向差条件下,一般大角度晶界的GBPD在样品中存在显著差异,表明退火之前的加工过程对304不锈钢的GBPD有显著影响.     

形变热处理工艺参数对冷轧态镍基高温合金晶界特征分布演变的影响

本文研究了不同形变热处理工艺参数对冷轧态镍基高温合金中晶界特征分布演变的影响。结果表明,在退火处理过程中,生长事故模型是静态再结晶(SRX)晶粒中新Σ3晶界形成的主要机制。随着退火时间和退火温度的增加,晶界迁移时间延长,晶界迁移速度加快,从而增加了生长事故的发生频率,促进了Σ3晶界的形成。此外,随着应变的增加,Σ3晶界的比例先减小后增大。在冷轧变形量为0.1和0.7时,Σ3晶界的比例均可达到60%左右,这与大晶粒团簇的形成密切相关。此外,本文还详细分析了不同工艺参数下,Σ1晶界、共格Σ3晶界、非共格Σ3晶界、Σ9晶界、Σ27晶界和随机晶界的演变规律。     

黄铜H68轧制后在不同温度退火样品的晶界特征分布

采用电子背散射衍射(EBSD)技术研究了轧制和退火对黄铜H68样品晶界特征分布(GBCD)的影响。结果表明:再结晶处理后经小变形冷轧(6%)的黄铜H68样品,在650℃×10 min退火比在270℃×10 min退火和270℃×10 min-650℃×10 min退火生成更高比例的特殊晶界。进一步分析指出:在应力大小和分布相近的条件下,650℃退火时,晶界迁移的的驱动力大,相比270℃退火更能促使样品中原有及新形成的非共格∑3晶界广泛迁移,在迁移中彼此相遇并发生交互反应,派生出Σ9和Σ27晶界,使Σ3n(n=1,2,3)特殊晶界的比例增大,当退火10 min时,特殊晶界的比例达到峰值;随后如继续保温,在界面能作用下,晶粒合并、长大使特殊晶界比例下降。     

小形变冷轧304不锈钢高温和低温退火晶界特征分布研究

采用电子背散射衍射(Electron-back scatter diffraction,EBSD)技术对比研究了小形变冷轧(厚度减缩量6%)304不锈钢经低温退火和高温退火后的晶界特征分布。结果表明,相比于轧制前的再结晶状态,轧制变形后的高低温退火处理都在一定程度上提高了合金中低Σ重位点阵(Coincidence site lattice,ΣCSL)晶界的比例,增幅均达20%以上;但在其晶界特征分布(grain boundary character distribution,GBCD)中,互成Σ3n取向关系的晶粒团簇(Cluster of grains with Σ3n relationship,Σ3n CG)大小和其外围一般大角度晶界(random high angle grain boundary,HAB)网络的连接特性却存在明显差异。低温退火样品中Σ3n CG尺寸比高温样品大得多,且其HAB网络连通性被低ΣCSL晶界阻断的效果也明显优于高温退火样品。进一步对两个样品的织构和残余亚结构进行对比分析后认为,形变诱发晶界的优先迁移是低温退火样品中获得较大尺寸Σ3n CG和HAB网络连通性被低ΣCSL晶界有效阻断的重要原因。     

形变及热处理对825合金管材晶界特征分布的影响

采用工厂生产线上的冷拔机对镍基825合金管材进行冷拔加工后再退火,进行晶界工程(GBE)处理.利用EBSD和取向成像显微技术(OIM)研究了不同冷拔变形量和不同退火温度对825合金晶界特征分布(GBCD)的影响.结果表明,合金在冷拔变形5%,1050℃退火10 min时,低Σ值重合位置点阵(ΣCSL,coincidence site lattice,Σ≤29)晶界的比例可提高到75%以上(Palumbo-Aust标准),同时形成大尺寸的"互有Σ3n取向关系晶粒的团簇"显微组织(n=1,2,3,?).随着再结晶退火前冷拔变形量的增加,晶粒团簇的尺寸减小,同时低ΣCSL晶界的比例也下降,并且低ΣCSL晶界的比例随晶粒尺寸的增加而下降.当合金经过5%的冷拔变形后,在1050~1125℃退火处理10 min时的晶界特征分布无明显变化,退火温度对合金的低ΣCSL晶界比例影响较小;当经过3%,7%和10%的冷拔变形后,合金的低ΣCSL晶界比例随着退火温度的升高不断下降.     

高温退火过程中316不锈钢晶界特征分布的演化

用扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)技术研究了5%冷变形316不锈钢经1100℃不同时间退火样品的晶界特征分布(GBCD).结果表明:低ΣCSL(Σ≤29)晶界比例的提高是在再结晶过程中实现的.在退火40 min时再结晶完成,低ΣCSL晶界比例达到80%,其中Σ3晶界比例占总的低ΣCSL晶界80%左右,晶界特征分布得到优化;尺寸较大形状不规则的晶粒团簇(grain-clusters)形成,每个晶粒团簇内部存在大量孪晶界、多重孪晶界和特殊的三叉晶界节点.部分再结晶状态样品的显微组织特点和晶粒团簇内部孪晶链的分析表明再结晶过程中多重孪晶的发展是提高316不锈钢低ΣCSL晶界比例的关键.     

Motion of a grain boundary facet in aluminum

The shape and migration of a capillary-driven 20.8°〈1 0 0〉 tilt grain boundary in aluminum bicrystals were investigated in situ in a scanning electron microscope at elevated temperatures. The moving boundary assumed a semi-faceted configuration composed of a singular facet connected to a curved boundary section joined at a distinct edge. At constant temperature the boundary with a facet moved steadily and its shape remained self-similar. Both the facet length and the connecting angle between the facet and the curved boundary section did not change over the investigated temperature range. The capillary-driven migration of the semi-faceted grain boundary in “quarter-loop” geometry was analyzed. The obtained results revealed that the major factor responsible for the formation of the mobile facet was the energy difference between the facet and the curved boundary. The temperature dependence of the facet mobility was determined. The migration activation enthalpy of the investigated capillary-driven planar boundary/facet was a factor of two higher than the activation enthalpy for migration of a geometrically similar boundary driven by an applied stress.     

Surface topography and energy of grain boundary triple junctions in copper tricrystals

Copper tricrystals with a common crystallographic axis 〈1 0 0〉, 〈1 1 0〉, 〈1 1 1〉 were fabricated by the Bridgman technique. Utilizing atomic force microscopy, the topography of the grain boundary triple junctions for the three crystallographic systems were investigated. The grain boundary free surface energy and the grain boundary triple line energy were determined for specific crystallographies of tricrystals.     

Grain boundary migration and grain rotation studied by molecular dynamics

We report on molecular dynamics simulations of an isolated cylindrical grain in copper shrinking under capillary forces. At low temperatures, the coupling between grain boundary (GB) migration and grain translation induces rotation of the grain towards higher or lower misorientation angles, depending on the initial misorientation. The dynamics of the GB motion and grain rotation are studied as functions of the initial misorientation angle and temperature. The effects of imposed constraints blocking the grain rotation or exerting a cyclic torque are examined. The simulation results verify several predictions of the model proposed by Cahn and Taylor [Acta Mater 52, 4887 (2004)]. They also indicate that the GB motion is never perfectly coupled but instead involves at least some amount of sliding. This, in turn, requires continual changes (annihilation or nucleation) in the GB dislocation content. Dislocation mechanisms that can be responsible for the motion of curved GBs and dislocation annihilation in them are proposed.