LC4铝合金超塑性变形过程的显微组织研究

本文用金相显微镜及透射电镜研究了超塑性变形对LC4铝合金显微组织的影响。该合金在超塑性变形过程中,除发生大量晶界滑动及晶粒转动外,扩散蠕变在超塑性变形总量中约占15%。在经过超塑性变形的材料内,晶粒内位错密度很低,而晶界处普遍存在由非固有晶界位错规则排列而成的位错群列。这种非固有晶界位错能在超塑性变形过程中以滑移-攀移的方式沿晶界运动,其滑移分量导致晶界滑动,其攀移分量导致扩散蠕变,可协调晶界滑动产生的变形。在超塑性变形后期,在扩散蠕变所产生的晶界旁的无沉淀区内,观察到了自晶界上大粒子处产生的棱柱位错环,导致试样最终断裂的空洞的形核与这种棱柱位错环有关。     

晶内位错在8090铝锂合金超塑性变形中的作用

研究了 8090 合金超塑性变形中的位错行为。透射电镜观察表明晶内位错产生于三角晶界,晶界台阶和粒子处。在变形初期,晶内位错滑移相当活跃;在变形中期,晶内位错发生回复形成亚晶界;至变形末期,虽然位错回复过程没有停止,但位错滑移协调机制变得更重要了,研究指出,位错滑移是变形初期的主要变形机制。动态回复和位错滑移都是晶界滑动的协调机制。而且,螺型位错与空位交互作用形成不能滑动的卷位错提高了晶内畸变能,促进了动态再结晶。     

金属间化合物大晶粒超塑性

在所研究的Fe3Al，Fe3Si，FeAl，Ni3Al，NiAl和TiAl等金属间化合物中均发现大晶粒超塑性．金相分析表明，超塑性变形过程中晶粒明显细化；透射电子显微学(TEM)和位向成像显微学(OIM)分析表明，超塑性变形过程中大量亚晶形成亚晶网络，且随变形量增大，网络内小角度及大角度亚晶界密度不断增高，即发生连续动态回复与再结晶．高温塑性变形是通过位错的滑移和攀移进行的，而亚晶界的迁移、滑动和转动起到协调变形的作用，保持了材料在宏观上的超塑性．     

弯曲晶界对GH49合金蠕变过程中位错组态的影响

本文用电子金相观察了GH49合金两种不同的晶界状态,试样在蠕变断裂过程中位错组态的变化,并研究了位错与晶内γ′相及晶界碳化物沉淀间的相互作用。研究表明:平直晶界试样,晶内蠕变主要是位错攀移越过γ′相所引起,晶界运动受控于晶界滑动。而弯曲晶界试样,晶内蠕变是位错攀移越过r′相及位错切割γ′相所引起,晶界运动受控于晶界滑动与弯曲段内的“回复”移动。因而,弯曲晶界提高了晶内蠕变速率而降低了晶界滑动速率。这就有效地阻止了裂纹的连接、扩展,大幅度地提高了蠕变第三阶段的断裂抗力,从而延长了蠕变寿命及蠕变断裂塑性。     

第二相粒子对8090合金超塑性的影响

对8090 合金超塑性变形中的粒子行为进行了研究。定量金相分析表明最佳平均粒子直径是 0.038 μm。透射电镜观察及晶界角度测量表明析出相粒子影响动态再结晶细化晶粒的过程主要是通过对超塑变形保温期间形成的亚晶界角度的影响来实现的。在超塑性流变过程中,第二相粒子始终钉扎晶界阻止晶粒长大,并且位于晶界附近的第二相粒子促进了大角度晶界凸出的再结晶形核,对晶界滑动起到有利作用。     

Ni-42Al单相金属间化合物的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为200μm的富Ni单相Ni-42Al金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律.结果表明,该合金在1 000~1 100℃、应变速率(0.125~2)×10-3s-1内呈现超塑性变形,在1 075℃、应变速率为10-3s-1时,最大延伸率可达306%.研究发现,该合金的应变速率敏感指数m与应变温度及应变速率相关.实验条件下,m值在0.2~0.3变化.显微结构分析表明,原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化,大晶粒超塑性变形是通过位错的交滑移与攀移等交互作用发生的连续动态回复和再结晶导致的.     

5A90铝锂合金的超塑性变形行为

采用光学显微镜、电子背散射衍射、电导率测试以及超塑性高温拉伸实验研究5A90铝锂合金超塑性变形行为和变形机理。研究结果表明:经450℃/30 min再结晶退火后,在变形温度为500℃、应变速率为8×10~(-4)s~(-1)的超塑性变形条件下,可使伸长率由未退火状态的630%提升至1 120%;在超塑性变形过程中,晶粒由长条状逐渐变为等轴状,而退火后的晶粒更加细小且等轴化程度更高,再结晶退火还可以提高材料内部的空位浓度并增加大角度晶界所占的比例,这都有利于伸长率提高;在最适宜超塑性变形条件下,该材料的应变速率敏感性指数m为0.63,因此,其主要变形机制为晶界滑移,但在变形后期扩散机制成为一种协调机制。     

晶体相场模拟取向角对晶界湮没过程的影响

【目的】研究大角晶界的位错运动和相互作用,揭示晶界发射位错的内在原因。【方法】采用晶体相场模型模拟不同取向角的晶界位错湮没过程。【结果】晶界湮没有如下主要过程:开始时位错沿晶界攀移,随后晶界发生位错发射,位错运动方式由攀移转化为滑移;位错滑移穿过晶粒内部,在到达对面晶界处发生湮没;其余的晶界位错仍作攀移运动,再次出现晶界发射位错;滑移位错与其它位错在晶内相遇发生湮没。【结论】位错在晶界处湮没,自由能曲线的谷较浅,而在晶粒内部湮没,能量曲线的谷较深;晶界攀移的位错越多,能量曲线的峰越高。     

钪对铝锂合金再结晶温度的影响

通过硬度测量和微观金相观察,研究了钪对铝锂合金再结晶过程的影响.结果表明,向铝锂合金加入微量的钪,可以在合金中形成尺寸细小、密集度高而且弥散分布的Al3Sc和Al3(Scx,Zr1-x)相粒子,能有效阻碍位错的移动和亚晶界的迁移与合并,稳定亚晶结构,对晶界有很强的钉扎作用,从而抑制了再结晶晶粒的形核与长大,提高了铝锂合金的再结晶温度.     

高温变形时Al67Mn8Ti25的动态回复和动态再结晶

采用透射电子显微术研究了Ａｌ６７Ｍｎ８Ｔｉ２５金属间化合物高温拉伸变形后的显微组织．结果表明,该合金在１１７３Ｋ和８．３５×１０－５ｓ－１条件下的塑性变形过程是以动态回复为主,变形后晶粒内存在较高密度的位错、位错墙和位错网络;而在１１７３Ｋ及３．３４×１０－５ｓ－１条件下合金则发生了动态再结晶,变形后的组织为动态再结晶形成的新晶粒,晶粒内包含有稳定的亚晶界．Ａｌ６７Ｍｎ８Ｔｉ２５合金高温塑性变形是一典型的速率控制过程．由于该合金中的位错运动及与原子扩散有关的过程进行较为困难,故只有在足够高的温度和低的应变速率条件下才发生动态回复和动态再结晶,同时合金获得较高的拉伸塑性．     

超塑变形中的晶粒尺寸效应

分析了晶粒尺寸在各种机制中对总变形的影响;晶粒尺寸不同时材料变形的微观特征;晶粒尺寸对晶界滑移速率的影响。讨论了超塑变形中的区间转变;定量表达了晶粒尺寸和变形温度对区间转变应变速率的影响;进而提出临界晶粒尺寸及临界变形温度的新概念及表达式。并以Al-Zn-Mg合金对以上理论分析进行了验证。     

7475铝合金超塑变形中的显微结构变化

对质点强化型的高强度7475铝合金超塑变形中显微组织变化进行了研究。结果表明,在超塑变形中发生下面三个连续过程:(1)位错从晶界发出;(2)位错攀移越过晶内弥散分布的第二相质点;(3)位错消失于晶界。位错密度随应变的增加而增加。位错攀移越过弥散质点的过程是合金超塑变形的速控过程,超塑变形的主要机制是晶界滑移伴随晶内位错运动。     

锌铝共析合金的超塑性变形组织特征

用电镜等手段对室温下超塑性变形中的Ｚｎ－２２％Ａｌ共析合金的组织变化进行了观察，发现在该合金的α相（富Ａｌ相）＋β相（富Ｚｎ相）２相组织中，在三叉晶界存在亚微观破坏区（破坏了晶粒间的连续性）和显微孔洞，在α，β晶界的某些区域存在条纹带，某些晶粒内部存在大量位错及其缠结．据此，证实该合金超塑性变形的主要机制是新晶粒挤入及晶界滑动．孔洞和位错运动松弛晶界活动引起的应力集中，能协调晶界滑动的连续进行．条纹带是晶界迁移的结果．     

双相不锈钢超塑性变形机理

从材料的晶体结构出发,研究了双相不锈钢超塑性变形的机理.利用背散射电子衍射花样分析系统(EBSD),获得了双相不锈钢变形过程中的ODF图、极图和取向与转轴分布等晶体取向分布规律.结合透射电镜对微观组织的观察结果进行了综合分析.研究表明,双相不锈钢超塑性变形的机理为形变诱导析出和动态再结晶、晶界滑移以及变形中的晶粒转动.     

镁合金AZ31动态再结晶行为的取向成像分析

利用背散射电子衍射(EBSD)取向成像技术分析了具有不同初始织构的镁合金AZ31动态再结晶晶粒的取向特征以及与相邻的形变晶粒的取向关系.结果表明:不同初始织构以及不同应变量下动态再结晶新晶粒与形变晶粒的取向都相近,说明动态再结晶以连续方式进行,即亚晶转动方式.随形变量的增加,不同初始织构试样的晶粒都转向基面取向,但菊池带衬度图像显示大的形变晶粒内部很少有亚晶界存在并且菊池带质量高,说明塑性滑移机制仍在起很大作用但在靠近晶界处发生,形变晶粒是通过平行于压缩面方向剪切晶界而逐渐消失的.动态再结晶晶粒与相邻形变晶粒的取向差表明不同初始织构造成不同的取向差,但总的趋势是相同的.     

超塑变形中的多机制效应

通过电镜观察发现:在超塑变形中由于微观组织的差异,不同晶粒的变形行为不同,因此产生了多机制效应。总应变速度为三种主要变形机制(扩散蠕变,晶界滑移和位错蠕变)产生的应变速率之和.在铝锌镁合金中测量了各机制对总变形的贡献,验证了多机制效应的存在.     

Effects of hot compression deformation temperature on the microstructure and properties of Al-Zr-La alloys

The main goal of this study is to investigate the microstructure and electrical properties of Al-Zr-La alloys under different hot compression deformation temperatures. In particular, a Gleeble 3500 thermal simulator was used to carry out multi-pass hot compression tests. For five-pass hot compression deformation, the last-pass deformation temperatures were 240, 260, 300, 340, 380, and 420℃, respectively, where the first-pass deformation temperature was 460℃. The experimental results indicated that increasing the hot compression deformation temperature with each pass resulted in improved electrical conductivity of the alloy. Consequently, the flow stress was reduced after deformation of the samples subjected to the same number of passes. In addition, the dislocation density gradually decreased and the grain size increased after hot compression deformation. Furthermore, the dynamic recrystallization behavior was effectively suppressed during the hot compression process because spherical Al₃Zr precipitates pinned the dislocation movement effectively and prevented grain boundary sliding.     

二维大取向角对晶界湮没过程的晶体相场模拟

【目的】针对大角正方相晶界的位错结构,揭示在外应变下的位错运动和位错反应的微观机理。【方法】采用双模晶体相场(PFC)模型,模拟大角度取向角位错湮没过程。【结果】晶界上的位错是由4个位错组成1个位错对。晶界湮没有如下主要过程:开始时位错沿晶界攀移,随后晶界发生位错分解并发射,位错运动方式由攀移转为滑移;滑移位错与其他位错在晶内相遇发生湮没,其余晶界位错进行攀移,再次出现晶界位错分解发射位错,位错滑移穿过晶界内部,到达对面晶界处发生湮没。在这个过程中部分位错滑移与其他位错相遇会形成新的位错,同样继续进行攀移、分解、滑移进而湮没的运动。【结论】PFC模型能较好地用于研究大角度正方相的位错在施加应力作用下的运动。