冷拔〈110〉单晶铜的形变织构和微观组织演变

采用电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）对冷拔〈110〉单晶铜的织构和微观组织进行了分析.为了考察初始取向对冷拔铜线材形变组织和织构的影响,〈110〉试验结果并与冷拔〈100〉和〈111〉单晶铜的结果进行了对比.发现与〈100〉和〈110〉单晶铜相比,〈110〉单晶铜晶粒分裂更加明显,在冷拔过程中迅速形成〈100〉＋〈111〉织构.但高应变下,由于剪切应力的影响,〈100〉和〈111〉织构组分沿线材径向的分布并不均匀,〈100〉织构绝大部分分布在试样表面,〈111〉则主要分布于试样中心.冷拔〈110〉单晶铜的微观组织研究结果表明,在低应变情况下,可表征为两类非晶体学几何必须位错界面,随变形量的增加,大量S带开始出现,高应变时,绝大部分位错界面已与冷拔方向平行,形成薄片状组织.与〈100〉和〈111〉单晶铜相比,冷拔〈110〉单晶铜的几何必须位错界面的平均失配角和平均间距更大.由于〈110〉单晶铜中同一织构组分内仍能形成高角度界面,在位错界面失配角分布图中很快形成双峰分布.     

高纯铝再结晶晶界面的择尤取向

相比于传统的晶体择尤取向（晶体织构,简称织构）,晶界面择尤取向是一个新的科学问题.系统地研究晶界面择尤取向的形成规律和演化机制对合理调控显微组织结构以显著改善材料的各种使用性能具有非常重要的科学意义和应用价值.本文利用基于体视学原理和电子背散射衍射技术的晶界特征分布五参数表征分析方法,研究了冷轧变形高纯铝（99.99%）再结晶晶界面的择尤取向问题.结果表明,在再结晶及晶粒长大过程中,晶界面择尤取向由最初的{2 2 3}晶面转变为{1 1 1}晶面,最后取向在{1 0 0}晶面上.分析指出,冷轧变形高纯铝再结晶组织中,小角度晶界（取向差介于2°~15°）是其晶界构成的主体部分;在晶粒长大过程中,晶体织构由{1 1 0}〈1 1 2〉黄铜织构为主转变为以{0 1 1}〈1 0 0〉高斯织构和{0 2 3}〈1 0 0〉织构共存为主,受晶面能和晶体织构的影响,小角度晶界一般择尤取向于可形成能量较低的倾侧型小角度晶界所对应的晶面上.这是导致高纯铝再结晶晶界面择尤取向随晶粒长大而发生上述规律性变化的主要原因.     

小变形冷轧高纯镍三叉晶界退火行为原位研究

采用电子背散射衍射技术研究了厚度减缩量为5%小变形冷轧高纯镍三叉晶界在800℃的退火行为.结果表明:退火初期,在某些三叉晶界处、尤其是至少包含两条一般大角度晶界的三叉晶界处产生了再结晶晶核,这些晶核均与基体成1 1 1/60°取向差关系,关联界面均为非共格Σ3晶界;在进一步退火过程中,这些晶核中的大部分被其他快速长大的晶粒所吞并,此类晶粒是样品中的原有晶粒,它们通过形变诱发晶界迁移的方式快速长大,并在长大过程中激发出大量Σ3n(n=1,2,3…)等重位点阵晶界.分析认为,退火初期,小变形高纯镍三叉晶界处产生与基体成非共格Σ3界面关系的晶核只是起到了释放该处应变集中的作用,对进一步退火过程中晶界特征分布的演化没有本质影响.     

高温变形过程中的动态再结晶类型识别

通过分析高温变形过程中伴随再结晶晶粒长大的内部位错密度变化,判别不同变形条件下动态再结晶过程的进行形式,研究动态再结晶形式对变形参数的依赖规律,发现：低温大应变速率下,高温变形过程中的再结晶形式以连续性动态再结晶为主;高温低应变速率下,以周期性动态再结晶为主.根据动态再结晶软化与加工硬化平衡,得到反映稳态流动时钛合金流动应力对变形参数的响应,建立具有实际物理意义描述钛合金稳态流动本构关系的Arrhenius型方程.通过热模拟压缩实验得到800~900℃,0.0005~10 s-1条件下的TC18钛合金高温变形流动应力应变曲线,验证动态再结晶形式的判据模型,并通过DMM耗散效率分布图分析模型的适用性.通过显微组织分析,研究不同变形参数下的高温变形过程中,不同动态再结晶形式对应的再结晶晶粒粗化/细化的特点.通过各变形条件下真应变？=0.8时的稳态应力验证得到的本构模型,并分析应变速率敏感系数的变化规律.     

连续柱状晶Cu-12Al合金线材无模拉拔变形行为

在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 对具有连续柱状晶组织的Cu-12%Al(质量分数)合金线材进行了无模拉拔成形, 分析了变形后合金的显微组织和力学性能, 研究了线材无模拉拔变形行为. 结果表明: 在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材在无模拉拔成形过程中没有发生再结晶现象. 当拉拔速度为1.0 mm/s时, 随着变形温度从600℃升高到900℃, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材的晶界在无模拉拔成形过程中逐渐变得不平直; 无模拉拔成形后合金线材的延伸率随着变形温度的升高而降低, 抗拉强度随着变形温度的升高而升高. 在变形温度为600℃的条件下, 当拉拔速度为1.1~1.2 mm/s时, 无模拉拔成形对合金线材组织的影响不明显; 当拉拔速度达到1.3~1.4 mm/s时, 合金线材连续柱状晶晶界变得不平直; 在本文实验范围内无模拉拔速度的变化对合金线材延伸率和抗拉强度影响不大.     

材料动态性能对高速切削切屑形成的影响规律

高速切削作为一门先进制造技术已经在工业生产中得到日益广泛的应用,对高速切削过程切屑形成机理的研究有助于进一步发挥高速切削技术的优势和促进高速加工装备的发展,同时可指导优化切削参数、控制切屑形态以改善加工表面质量.高速切削切屑形态变化是工件材料在不同切削载荷下表现出的动态力学性能差异所致.弄清楚高应变率下材料动态力学性能有利于揭示高速切削切屑变形与失效机理,同时高速切削实验的合理设计与应用可以成为材料在高应变率下动态力学性能的新型测试手段.本文以高速切削过程工件材料动态性能变化对切屑形成的影响为主线,结合我们在高速切削切屑形成机理方面多年的研究成果,对高速切削过程中工件材料的强度、塑脆性和微观组织变化等方面进行了综述分析.阐明了高速切削条件下碎断切屑形成的力学条件,指出了传统切削理论在应力状态对切屑变形和失效的影响机理、切屑微观组织演化等方面研究存在的不足,最后对未来的超高速切削切屑形成机理研究进行了展望.     

高温应变下的亚晶界湮没与位错旋转机制的晶体相场模拟

采用先进的晶体相场模型,分别模拟了不同高温条件下的小角对称倾侧晶界,在施加应变下的晶界分解和亚晶界湮没的过程.研究表明:对于不靠近固-液共存温度的高温(T1)预熔化样品,施加应变下的晶界位错发生滑移运动,生成亚晶界和新的晶粒.随后,具有相反Burgers矢量的位错亚晶界相向运动,新晶粒不断吞噬旧晶粒而长大,最后发生亚晶界相遇湮没,亚晶界和预熔化区域消失,双晶转变为完整单晶.对于靠近固-液共存温度的高温(T2)预熔化样品,在应变作用下,生成的亚晶界相向运动,当接近到一定距离时,形成位错对偶极子,发生亚晶界位错结构二次转换,之后亚晶界运动反向,往回迁移运动,最后与另一列返回的亚晶界相向靠近,相互作用转变成"之"字形的亚晶界,然后湮没消失,整个体系转变为单晶.对于高温T2预熔化亚晶界,在应变作用下,形成位错对偶极子的过程中,偶极子的2个位错对的预熔化区域开始扩张、连通,形成近似棒状区域.这一过程的实质是高温预熔化区内部的原子晶格变软,使得在应变作用下,原子排列可以较容易的发生滑移和扭转变形,发生了不同类型的位错相互作用,出现了位错萌生、形核和增殖,位错分解和湮没等一系列位错反应,由此引起了位错的Burgers矢量方向的改变和亚晶界位错类型交换.     

孔隙介质中应力波传播机制的实验研究

采用活性粉末混凝土和聚苯乙烯材料研制了具有与天然砂岩相似孔隙分布特征和物理力学性质的孔隙体模型,通过不同孔隙率模型的SHPB冲击实验和CT扫描实验观察和分析了孔隙体中应力波的传播特性以及传播过程中内部孔隙和固体介质的变化．研究表明：1）孔隙率显著影响应力波的传播特征．相同应变率时,孔隙率越大,反射波幅越大、波峰越多、透射波幅越小;孔隙率降至5％时反射波接近于单峰;应变率越高上述现象越明显;2）孔隙体的能量耗散率WJ／W1随孔隙率增加而线性增加,WJ／W1对应变率较敏感;3）应力波传播性质和能量耗散行为的差异与孔隙的演化机制有关．孔隙率低于10％时内部机制表现为固体介质破裂或形成新孔隙,应力波能量主要被消耗形成新开裂面或新孔隙,原有孔隙变形不大．此过程中应变率对改变孔隙形状的作用不明显;孔隙率高于15％时孔隙演化机制与应变率有关,低应变率时仍以固体介质开裂或形成新孔隙为主,但新增开裂面或新孔隙的数量相对较少;高应变率时内部结构变化同时存在固体介质开裂和孔隙变形两种机制,其中孔隙变形占较大比例,应力波能量大部分被消耗于孔隙变形,表明只有在高孔隙率和高应变率条件下内部孔隙才会发生明显的变形．孔隙离心率e可以较好地刻画应力波作用下孔隙的变形．     

晶种诱导长柱状晶生长规律与高韧性氧化铝陶瓷材料

研究了晶种引入和烧结方式对氧化铝长柱状晶粒生长和氧化铝陶瓷断裂韧性的影响. 实验以氢氧化铝为初始原料, 通过湿法球磨把高纯氧化铝磨球的磨屑作为晶种引入到氢氧化铝粉料中, 使氢氧化铝粉在较低温度锻烧转相为α相氧化铝. 研究发现这种转相后的α相氧化铝粉(含有晶种)经热压烧结可获得长柱状晶显微结构, 并且Al₂O₃晶粒形貌随晶种的引入量的不同而发生变化, 而无压烧结Al₂O₃晶粒主要呈等轴状. 具有长柱状α-Al₂O₃晶粒的微观结构可显著提高氧化铝材料的断裂韧性. 在40 MPa热压烧结(1600℃×2 h)的试样, 断裂韧性达到7.10 MPa·m^1/2, 比普通的氧化铝陶瓷断裂韧性提高1倍, 并且抗弯强度也高达630 MPa.     

室温下金属铝的组合成形轧制

轧辊的弹性变形导致金属极薄带难以通过常规方法制备,人们想尽各种办法来获得更薄的轧件,如减小轧辊直径、增加支撑轧数量、增加轧辊和机架刚度等,这些方法使极薄带的制备变得复杂.本文采用组合成形轧制(combination forming rolling, CFR)新方法,将常规轧制的压缩作用、异步轧制的搓轧剪切作用和施加大张力的拉伸作用等三种工艺措施共同作用于轧制变形区,构造出易于满足屈服条件的应力状态,保持压下变形的可持续性.为了验证这种方法的可行性,在室温下对退火态工业纯铝板进行了组合成形轧制.实验结果表明,在没有中间退火的情况下,初始厚度为6.5 mm的1100铝板轧制成厚度为17μm极薄带,产品表面光滑、板形良好、无边缘裂纹,组合成形轧制的延展率达到38235%,真应变为5.95,充分体现出组合成形超强的变形能力.在剧烈塑性变形发生的同时,金属Al内部的显微组织也随之发生演变,由原始粗大的等轴晶演变为扁平的板条晶、亚微晶,直至出现纳米晶.以大应变、超延展、纳米化为特征的组合成形轧制将成为剧烈塑性变形中一个重要的新方法.     

Sm3(Fe,Ti)29Nx/α-Fe双相纳米耦合永磁材料的制备

本文研究了熔体快淬工艺及添加元素Ti对Sm-Fe合金相的形成及结构的影响，成功制备了Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x/α-Fe双相纳米耦合永磁材料。研究发现，快淬薄带由Sm₃(Fe,Ti)29和α-Fe两相组成，晶化前在纳米晶周围存在部分非晶相，晶化后的晶粒间晶界平直光滑、且晶粒间结合紧密没有界面相，为晶粒间直接接触耦合。对甩带后的样品采用750℃保温10min的晶化退火得到的颗粒比较细小且均匀。氮化磁粉磁滞回线的第二象限没有出现明显的台阶，表现为单相永磁材料的特点，说明硬磁相Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x与软磁相a-Fe晶粒之间的交换耦合作用已形成。     

自由落体条件下快速偏晶凝固

在落管自由落体条件下实现了Fe-48.8 % Sn 偏晶、Fe-40 % Sn 亚偏晶和Fe-58 % Sn 过偏晶合金的快速凝固. 对于直径范围在100 ~ 1000 μm 的Fe-48.8%Sn, Fe-40% Sn 和Fe-58% Sn 合金液滴, 最大过冷度分别为270, 282 和288 K. 液滴直径较小时, Fe-48.8% Sn 偏晶合金的微观结构呈现出均匀弥散分布的组织,当液滴中分散相直径为6 μm, 过冷度为30 K 时, Marangoni 迁移速率比Stokes运动速率快37 倍. 对于Fe-40% Sn 亚偏晶, 当液滴直径从1000 减小为100 μm时,其生长形态从柱状α-Fe 枝晶分布在富Sn 相基底上转变为α-Fe 颗粒分布在富Sn相基底上, α-Fe 枝晶的生长速度从0.45 增大到4.65 m/s. 对于Fe-58.8% Sn 过偏晶合金, 初生相α-Fe 枝晶的晶粒尺寸随过冷度的增加显著减小.     

Nb含量对Ti-Nb合金薄膜微观形貌与力学性能的影响

Ti-Nb合金薄膜因其形状记忆效应和良好的生物相容性引起广泛关注.本文通过调节Ti-Nb合金薄膜中的Nb含量,实现了对薄膜表面和横截面微观形貌、晶体结构、力学性能的调控.研究发现,随着Nb含量的增加,薄膜表面微观形貌从圆整颗粒状过渡到互相交织的针叶状;晶粒从贯穿横截面的柱状晶过渡到介于等轴晶和柱状晶之间的状态;薄膜晶体结构呈现出(211)β晶面逐步取代(103)α晶面并最终由β单相组成的演变过程. Ti-16Nb(原子百分比,下文同)和Ti-20Nb薄膜纳米压痕实验的加载曲线上出现pop-in现象,证实其存在超弹性,对应的马氏体相变临界载荷分别为1761和2247μN. Ti-20Nb薄膜由于相互交织的针叶状组织,其硬度值达到7.43±0.12 GPa,屈服强度提高至2.64±0.07 GPa.同时,β单相的晶体结构使得Ti-20Nb薄膜弹性能量回复率大幅提升至53.49%±0.94%,从而提高薄膜抵抗塑性变形的能力,可保证MEMS器件在使用过程中的控制精度,并延长其使用寿命.     

超大厚度钛合金电子束焊接熔合区精细组织表征

对大厚度船用钛合金电子束焊接接头熔合区组织进行了研究,采用金相显微镜观察熔合区在不同厚度的微观组织特点,并通过透射电子显微镜对相形貌进行了分析.结果表明:熔合区晶粒从两端面向90mm处逐渐增大.显微组织从两端面交错生长的细长马氏体,向厚度中部逐步转变成相互平行具有一定方向性的马氏体束域.相形貌在两端面主要是由含有大量位错的初生α'相和相互平行且细小的针状马氏体组成,交界面上有少量β相析出.90 mm处在细长的针状马氏体之间形成短棒状的马氏体.熔合区显微硬度在60 mm处最低,90 mm处最高,上下表面处相当,这与组织有密切关系.由于电子束焊接温度分布和温度梯度的特点,造成熔合区在厚度上晶粒和相形貌尺寸的不均匀,使得界面成为焊缝的薄弱部位.     

力学-电沉积法制备纳米晶光亮镍

提出一种力学-电沉积技术,在未添加任何光亮剂和晶粒细化添加剂的情况下制备出表面平整光亮的纳米晶镍沉积层。与传统电沉积技术的对照实验表明,硬质粒子在镍的沉积过程中不停磨擦和扰动阴极表面及附近溶液,能有效阻止氢气泡和杂质的吸附,避免凹坑、麻点和积瘤等表面缺陷产生。通过SEM,XRD和TEM观察和性能测试发现,硬质粒子的磨擦作用能改变沉积层的组织结构,进而影响其性能。与传统技术所制备的沉积层相比,用本文所述技术在相同条件下所制备镍沉积层的晶粒显著细化,尺寸大约30-80nm;各晶面的衍射强度和（200）面的择优取向度明显减小,（111）面和（220）面择优取向度增加;显微硬度显著提高;磁性能明显改变,饱和磁化强度减小,矫顽力增大。用力学-电沉积技术所制备镍沉积层的微观结构和性能受阴极转速和电流密度的影响。     

深过冷Ni-Mo合金中Ni枝晶的快速生长

采用落管技术实现了Ni-39.3%Mo和Ni-45%Mo亚共晶合金与Ni-47.7%Mo共晶合金在不同过冷条件下的无容器快速凝固. Ni-39.3%Mo合金在深过冷条件下形成了初生Ni枝晶和共晶组织. 随着过冷度的增加, Ni枝晶发生组织细化, 枝晶间的间距L_g显著减小. Ni-45%Mo亚共晶合金中的初生Ni枝晶, 随着过冷度的增大由粗大的枝晶向等轴晶转变. 当过冷度小于43 K时, 液滴中形成许多碎断的Ni枝晶. 当过冷度在43~113 K之间时, 凝固时间小于枝晶熔断时间, Ni枝晶不再发生熔断, 形成呈辐射状的粗大枝晶. 当过冷度大于113 K时, 液滴中形成等轴晶, Ni固溶体与NiMo金属间化合物两相分离生长. Ni-47.7%Mo共晶合金凝固组织随着过冷度的增加由层片共晶组织向不规则共晶组织转变. 理论分析表明, 深过冷Ni-39.3%Mo, Ni-45%Mo和Ni-47.7%Mo熔体中, Ni枝晶的生长随着过冷度的变化发生了溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变, 发生转变所需的过冷度ΔT_ct分别为66.6, 81.9和85.0 K. 随着合金中Ni含量的增高, Ni枝晶的生长发生动力学转变所需的温度T_ct逐渐降低.     

应变速率敏感性指数的理论和测量规范

应变速率敏感性指数m是判定材料超塑性的重要力学指标, 用拉伸实验测量 m 值的力学研究已有很多, 对超塑性的进展也有很大贡献. 首先从回顾已有拉伸实验测量 m值的公式, 并且把它们归类为定长度 m 值的m_l, 恒速度 m值的m_v和定载荷 m 值的m_P三种典型变形路径下的应变速率敏感性指数. 进而基于拉伸变形的本构方程和塑性力学的基本原理, 建立了广义m值的约束方程. 结合三种典型变形路径规范了m值的力学定义, 并由本构方程定义的广义m值公式统一推导出m_l, m_v和m_P的测量公式. 提出结合典型变形路径用数值模拟测量 m值的精确方法. 测量结果表明, m值不仅不是常数, 而且其变化规律与所处的变形路径有密切关系, 用相同的测量公式测量不同变形路径下的 m 值, 测得的结果相差悬殊, 在同一变形路径下用不同的测量公式测得的结果也各异. 对于 m 值的测量必须指明所处的变形路径, 并且要用对应的测量公式才能测得正确结果. 此外, 还从理论和实验两方面都解答了为什么恒速变形路径下的 m_v值往往是负值, 而定载荷变形路径下测得的m_P值往往会大于1. 对m值的深入分析和精确测量的探讨, 旨在为超塑性宏观变形的力学规律与微观物理机理的衔接的研究提供条件.     

超声凝固条件下二元Al-12.6%Si共晶合金的组织演变机制研究

在三维高强超声场中实现了二元Al-12.6%Si共晶合金的动态凝固过程,探索了其组织演变机制.结果表明,静态凝固条件下形成典型的共晶组织,其中(Si)相呈不规则薄片状,而α(Al)相为枝晶状.三维超声作用下,空化引起熔体过冷和声流改变温度场和溶质场的分布特征,使两共晶相独立形核,从而形成离异共晶组织.超声的高频振动效应增加了(Si)相的孪晶生长几率,导致大量交错孪晶(Si)相产生.由于超声降低了两相之间的界面能,共晶组织平行生长取向程度升高,同时其显微硬度显著提高.     

无间隙原子钢高压扭转过程中塑性变形的滞后性研究

采用DEFORM-3D有限元分析软件,对无间隙原子钢(IF钢)在高压扭转(HPT)中的扭转阶段大塑性变形(SPD)过程进行模拟仿真,通过分析试样的等效应变分布,得到了IF钢在不同剖面的变形滞后性特征.结果表明,在扭转的前期阶段(不大于2周),IF钢试样表现出大塑性变形的滞后性:试样边缘的等效应变值明显高于心部,且沿径向由边缘到心部数值逐渐变小;与试样的上表面相比,下表面的等效应变明显较高,边缘大塑性变形区域较大,并且随着旋转角度、距心部距离的增加,上表面大塑性变形的滞后性越来越明显.这说明在扭转的前期阶段,试样的中心部及上表面的塑性变形相对滞后,并对其原因进行了初步分析,这与其下模旋转及表面摩擦密切相关,理论分析、显微组织及硬度检测结果均验证了该模拟结果的可靠性.     

片状富氮奥氏体孪晶组织及其形成机理

应用透射电镜(TEM)及能谱仪(EDS)研究了 20 钢离子渗氮再经700℃渗铬的复合扩散层组织. 发现较深区域扩散层出现了片条状富氮奥氏体(γ_N)从α铁素体基体中析出现象. 片条状的γ_N沿轴线方向生长成孪晶, 形成很具特征的“背靠背”双晶结构. 这种片条状γ_N可分为两类, 一类是两亚片条γ_N之间保持真正的{111}孪晶关系, 而γ_N与α保持精确的K-S关系且形成明锐、平直的{335}γ_N//{341}α界面, 即{335}惯习面; 另一类是两亚片条γ_N之间保持伪{111}孪晶关系, 其内部生成了许多{111}微孪晶和层错. 由于微孪晶和层错的干扰使得γ_N与α点阵发生了局部弛豫, 致使γ_N与α的位向关系偏离K-S关系, 且γ_N中主孪晶面{111}γ_N1//{111}γ_N2的平行关系也被略微破坏, 其γ_N/α界面也不再像第一类的那么明锐、平直.