30Mn20Al3无磁钢加工硬化行为和组织变化

研究了30Mn20Al3无磁钢冷轧板经1 000和800℃固溶处理10 min后的拉伸变形加工硬化行为和组织结构变化.结果表明:该钢的加工硬化速率在不同变形阶段随真应变的变化呈现不同的规律,加工硬化指数随真应变增加而增加.OM和TEM观察显示,变形量小时,滑移为主要变形机制;变形量增大,变形机制以形变孪晶与位错及形变孪晶之间的交互作用为主;1 000℃固溶处理的晶粒尺寸较800℃大,变形过程中产生的形变孪晶较多,且随着变形量增加,形变孪晶可持续形成,增大了TWIP效应;晶粒尺寸减小使变形过程中的形变孪晶产生的临界应力增大,抑制形变孪晶的产生,从而减小了TWIP效应.     

Fe-28Mn-3Si-3Al TWIP钢变形的微观组织特征

采用扫描电镜、透射电镜和电子背散射衍射技术对TWIP钢拉伸变形后的组织进行了观察和分析. 研究结果表明,热处理后的TWIP钢中存在60%的退火孪晶,变形后孪晶量减少为32%. 在拉伸过程中,具有退火孪晶的晶粒内部首先发生变形,产生的变形孪晶遗传了退火孪晶的取向. 变形过程中孪晶和位错相互作用、孪晶和孪晶相互作用以及孪晶取向改变引发滑移的综合结果使TWIP钢同时获得高塑性和高强度,因此变形过程中孪生变形是TWIP钢的主要变形机制.     

高锰钢形变过程中加工硬化机理的研究

采用Gleeble-3500试验机对ZGMn13Cr2高锰钢进行0.1s-1应变速率下的室温压缩实验,应变量分别为5%,30%和50%.利用金相显微镜、维氏显微硬度机、XRD和TEM等方法,研究了压缩变形量对ZGMn13Cr2显微组织衍变及加工硬化机制的影响.结果表明:高锰钢压缩变形后晶粒内出现大量变形带,变形带相互交叉、缠结、割截.压缩变形量为5%时,高密度位错相互缠结呈位错胞或者位错墙,压缩变形量为30%时,基体内出现形变孪晶,随着变形量的进一步增大,孪晶的密度和体积分数增大,水韧态高锰钢在压缩变形量为50%的条件下,其显微硬度与初始态相比提高了125%,达到HV560.8.XRD结果显示,压缩变形后基体组织为奥氏体和少量的碳化物,未发现相变诱发马氏体组织.随着变形量的增大,高锰钢加工硬化机理由位错强化机制向形变孪晶强化为主、位错+少量层错强化机制为辅的机制转变.     

Fe-20Mn-2.6Al-2.6Si钢拉伸变形机理研究

采用金相显微镜、X射线衍射仪和透射电子显微镜研究了Fe-20Mn-2.6Al-2.6Si TRIP/TWIP钢在不同变形量下的微观组织变化.结果表明:在应变初期,主要是形成层错和位错;随应变的增大,γ奥氏体相逐渐减少,ε马氏体相和α马氏体相增多;在断裂阶段,主要组成相为α马氏体,即Fe-20Mn-2.6Al-2.6Si钢在拉伸变形过程中主要发生γ→ε→α或γ→α相变诱导塑性变形.金相组织表明:该钢变形量达到6.5%时,开始出现许多平直的条纹(通常称为形变孪晶);但高分辨透射电镜研究表明:不同程度变形后的微观组织都难以观察到形变孪晶,而那些金相组织和低倍透射电镜照片上的平直条纹往往是ε马氏体相,这进一步证实该钢的变形机制主要是TRIP效应.     

低硅低铝 TWIP 钢拉伸性能

设计并冶炼了了三种不同成分的低硅低铝的 TWIP 钢,将铸态下的 TWIP 进行热处理后轧制。对这三种 TWIP 钢进行了拉伸实验,研究低硅低铝条件下不同合金成分 TWIP 的拉伸性能。结果表明,当成分为 Fe-25Mn-1.0Si-1.5Al 时钢的抗拉强度明显降低,延伸率明显增大,强塑积为47500 MPa%。观察 TWIP 钢变形前后金相组织发现,变形前三种 TWIP 钢的微观组织没有明显区别,变形后1#钢会产生大量形变孪晶。在变形过程中形成了高密度的孪晶。同时,SEM 观察 TWIP 钢拉伸后的断口形貌会发现,TWIP 钢拉伸后的断口为韧性断口,断口处存在大量的等轴韧窝,这与 TWIP 钢的良好拉伸性能符合。     

形变温度对高锰TRIP/TWIP钢拉伸性能和组织的影响

研究合金成分为18Mn-0.15C-3Si-3Al的高锰TRIP/TWIP钢(18Mn钢)在-40～200℃范围内的拉伸变形行为,分析形变温度对其拉伸性能、相组成和显微组织的影响.采用EBSD取向成像分析方法着重研究了(111)取向的奥氏体晶粒在拉伸过程中的相组成变化.结果表明,随着形变温度的升高,18Mn钢的抗拉强度和延伸率大体上呈降低趋势,TRIP效应很快消失,形变孪晶和位错滑移取代马氏体相变成为主要的形变机制,即奥氏体晶粒内形变机制的变化为:α＇-M相变→ε-M相变→形变孪晶→位错滑移.18Mn钢中较硬的铁素体在形变过程中能提高材料的加工硬化率,但同时也会引起低温脆性.     

汽车用TWIP钢的力学性能与微观组织

采用热轧、冷轧及退火处理等工艺,对成分为25Mn-3Si-3Al的TWIP钢进行了试制,研究了钢板的力学性能、微观组织及其断裂机制,并采用X射线测定了钢板的晶体学织构.实验结果表明:钢板拉伸时发生典型的延性断裂;拉伸前的组织为伴有大量退火孪晶的奥氏体;在拉伸过程中退火孪晶转变成形变孪晶,使产品的强度和塑性提高;退火过程中形成的织构组分有利于塑性变形.     

Fe-30Mn-9Al-1C轻质钢成型性能研究

通过单轴拉伸实验测定了Fe-30Mn-9Al-1C钢的拉伸应变硬化指数(n值)和塑性应变比(r值)。将这两项数值与另外三种汽车钢的测试值进行对比后发现,Fe-30Mn-9Al-1C钢具备较优异的单轴变形能力。埃里克森杯突测试结果表明,Fe-30Mn-9Al-1C钢在双轴变形条件下抗裂纹萌生能力不足,其原因是沿晶分布的硬质κ-碳化物颗粒容易在变形过程中发生应力集中而开裂。有别于Fe-Mn-C合金系的TWIP钢和TRIP钢,较高的Al含量使得Fe-30Mn-9Al-1C钢层错能达到92.7 mJ/m~2,变形机制以位错滑移为主,基体在塑性变形过程中既不会产生形变孪晶也不会发生相变,而是通过微带诱导塑性机制来增加塑性。     

脉冲能量对激光冲击0Cr18Ni9奥氏体不锈钢组织与性能的影响

使用高功率激光器在水约束条件下对0Cr18Ni9奥氏体不锈钢进行了冲击试验,通过研究冲击加载下奥氏体的组织与性能变化特征,得出了下述主要结果:0Cr18Ni9奥氏体不锈钢在室温条件下通过不同激光功率的冲击,出现加工硬化现象,且功率越高,变形量越大,加工硬化也越明显.15 J能量和25 J能量冲击时,材料的微观组织以孪晶为主;42 J 能量冲击时,奥氏体出现相变特征,发生类马氏体相变.随着冲击功率的提高,孪晶逐渐细化,并在42 J能量下出现明显的孪晶与位错的交互作用,孪晶界上有大量的位错团塞积.     

退火温度对25Mn-3Si-3Al-TWIP钢组织和力学性能的影响

研究了不同退火温度对25Mn-3Si-3Al-TWIP钢组织和力学性能的影响.结果表明经1000℃退火后,此钢种可达到640MPa左右的抗拉强度和255MPa左右的屈服强度以及82%以上的延伸率,具有较好的综合力学性能.其室温组织为单相奥氏体基体的退火孪晶,通过TEM观察内部为大量的层错和孪晶共存结构.在随后的拉伸变形过程中产生大量形变孪晶,发生了TWIP效应——孪晶诱发塑性效应,使钢板具有优良的力学性能.     

中碳钢高温形变热处理强化机理探讨

经比较高温形变热处理反常规热处理后的55SiMnVB 钢55碳钢的力学性能及组织结构,本文得出了形变强化的原因:形变使位错密度增加及形成稳定的位错亚结构,改变了碳化物的析出和分布以及孪晶结构所处的位置。而形变织构及晶粒的细化,不是形变强化的主要原因。晶粒细化对材料的塑韧性有着较大的影响。     

析出强化与孪晶强化在Fe--24 Mn--3 Si--3 Al TWIP钢退火过程中的作用机制

对Fe-24Mn-3Si-3Al TWIP钢在不同退火工艺下进行力学性能测试,采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)和透射电子显微镜(TEM)观察钢的微观组织形貌.结果表明:随着退火温度和保温时间的变化,TWIP钢的力学性能并不符合常规的单调上升或下降的规律,而在退火温度为800℃、保温10 min和退火温度为900℃、保温20 min时发生波动.退火温度为800℃、保温10min条件下,钢的主要强化机制为析出强化,析出相(Fe,Mn)23C6的增多导致屈服和抗拉强度升高;退火温度为900℃、保温20 min条件下,钢中的析出相并未有明显的变化,而二次孪晶的产生及孪晶相互交割成为抗拉强度增加的主导因素.     

含中心微裂纹α-Fe拉伸与疲劳失效机理的原子模拟

采用分子动力学方法研究了含(010)[101]型中心裂纹的金属α-Fe在拉伸载荷和疲劳载荷作用下裂纹扩展的微观机制。研究表明,含有此类裂纹的体心立方金属铁在单轴拉伸载荷下,其破坏机制是一个以裂尖层错和孪晶变形共同存在、伴有裂纹钝化,并最终以孪晶变形为主的过程。疲劳失效是以孪晶形变为主,全位错、不全位错、层错共同作用的破坏机制,同时发现循环加载下[11-1](-121)滑移系中孪晶形变比位错更容易发生,而且孪晶的出现,有利于减缓疲劳裂纹的扩展速度。含裂纹α-Fe变形与失效的过程,是一个位错、层错、孪晶和相变等多种微观机制共同作用的复杂过程。     

高锰TWIP钢拉伸时织构演变和孪生弱化织构的作用

研究室温下锰的质量分数分别为26％和30％的两种晶粒较粗大的TWIP钢拉断过程中织构的演变规律及孪生弱化〈111〉织构的作用.结果表明,TWIP钢拉伸时形成较强的〈111〉织构,也形成由〈111〉取向晶粒的不同孪晶产生的接近〈100〉的弱织构,从而孪生弱化了〈111〉拉伸织构.粗的奥氏体晶粒促进孪生,从而加速〈111〉织构的弱化.拉伸过程中〈111〉取向的晶粒有利于形变孪生,〈100〉取向的晶粒不利于孪生.锰含量较低的26Mn钢出现少量的形变诱发ε-M,由于ε-M主要从〈111〉取向的形变孪晶内形成,因此也出现择优取向,形成倾转的基面织构,弱化了〈111〉织构.     

TWIP 钢的孪晶及其对Hall-Petch关系的影响

采用背散射电子衍射、透射电子显微镜和拉伸实验等研究了退火温度对冷轧态Fe-25Mn-3Al-3Si TWIP钢微观组织及力学性能的影响,并分析了Hall-Petch关系.结果表明,完全再结晶组织由等轴晶和退火孪晶组成,再结晶晶粒平均尺寸随退火温度的升高单调增大,∑3晶界面积分数随退火温度升高而呈现波动增加,850 ℃退火1 h后∑3晶界面积分数达到44%.拉伸过程中强度与晶粒大小都服从Hall-Petch关系, 但孪晶界影响Hall-Petch关系斜率K(ε)的大小.TWIP钢K(ε)-ε关系不同于一般钢材常温下的K(ε)随ε增加单调上升,TWIP钢K(ε)随着ε的增加逐渐增大,然后出现平台,最后下降.     

超高速碰撞下体心立方纯铁的变形孪晶

采用非火药驱动二级轻气炮技术将2017Al合金弹丸以3km/s速度撞击纯铁靶板,通过光学显微镜、扫描电镜和透射电镜研究了纯铁材料的微观组织演化.根据微观组织的不同特征可将纯铁靶板分为细晶区、高密度孪晶区和低密度孪晶区.在低密度孪晶区的主要变形方式为{112}面的孪晶,而高密度孪晶区主要变形方式为{112}面的孪晶和{110}、{112}及{123}面的位错之间的交互作用.超高速碰撞下孪晶形成机制与普通变形条件下没有区别,但是孪晶形貌区别较大,高密度位错聚集在孪晶界附近造成孪晶界面模糊;螺位错在孪晶界上分解导致沿着孪晶界发生弯曲和凹痕甚至孪晶的断裂.     

大变形轧制超细晶TWIP钢的组织及性能研究

通过大变形异步-同步轧制及随后600 ℃和700 ℃退火处理,成功制备了超细晶高锰TWIP钢,并研究了退火处理对大变形TWIP钢的组织和性能的影响.研究结果表明:经96%异步-同步大变形轧制后,材料组织显著细化,抗拉强度从621 MPa大幅提升至2 050 MPa; 经过600 ℃退火后,大变形轧制TWIP钢的组织基本完成了再结晶,材料的平均晶粒尺寸约为500 nm,抗拉强度1 079 MPa,延伸率达到了29%; 而经过700 ℃退火后,大变形TWIP钢的组织发生了完全再结晶,平均晶粒尺寸约为600 nm,抗拉强度达到了1 101 MPa,延伸率达到了54%.退火后的组织中存在大量的层错、位错胞等亚结构.相对于大变形轧制态和600 ℃退火态,700 ℃退火态的超细晶TWIP钢的优异的综合力学性能,主要源于孪晶诱发塑性变形机制及合金较低的层错能.     

高应变速率下钛-钢复合板界面组织特征及变形机制

在高应变速率下,钛-钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形,结合界面起到至关重要的作用.本文分析研究了高应变速率下钛-钢复合板的界面组织特征和变形机制.结果表明:在钢侧,随着应变速率的提高,小角度(3°~10°)晶界含量增多,织构组分{1-12}〈2-41〉逐渐演变为织构{6-65}〈38-6〉和{111}〈1-10〉.在钛侧,随着应变速率的提高,出现了明显的形变孪晶组织,三种形变孪晶如{11-21}〈1-100〉拉伸孪晶、{11-22}〈11-23〉压缩孪晶和{10-12}〈10-11〉拉伸孪晶产生的难易程度不一样,变形机制由常规的"孪生变形为主"转变为"位错滑移与孪生变形共存"的复合变形模式.在结合界面处,随着应变速率的提高,需要适应由两侧产生的不同变形抗力,才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏,其主要的协调机制依靠结合界面及附近晶粒的滑移实现变形.     

ZK60镁合金的室温静液挤压强化

对室温静液挤压ZK60变形镁合金的组织、力学性能进行研究。研究结果表明：室温静液挤压后镁合金的表面质量良好：由于加工硬化的作用,镁合金抗拉强度、屈服强度和硬度分别提高20％,60％和54％;变形过程发生了孪生动态再结晶,孪晶和二次孪晶的产生可以阻碍裂纹扩展,镁在基面滑移与孪生的交互作用下形成微晶和孪晶位错;室温静液挤压的镁合金具有良好的金属流动性,应力分布状况亦有利于变形：采用室温静液挤压,可实现镁合金室温下大变形量的形变,是强化镁合金的有效途径之一。     

钛与A_3钢爆炸复合界面层的电子显微组织研究

采用扫描电镜,透射电镜和电子探针研究了钛与A_3钢爆炸复合界面层的电子显微组织。结果表明,复合界面具有明显的爆炸焊接的波状界面特征,波前呈旋涡状。界面层组织由中心细晶粒熔化区与邻近的高形变区组成。在A_3钢侧溶化薄层约3～15μm,层中细晶粒呈等轴晶其大小约为0.1～0.3μm,部分区域出现微晶和非晶组织.在Ti侧薄层厚些约5～35μm,细粒也稍大约0.1～0.5μm,不甚均匀。在Ii侧形变区出现大量绝热剪切带。在A_3钢侧呈现大量应力应变流线。晶粒被明显拉长,显示塑性形变特征。透射电镜观察至Ti侧高形变区有大量显微孪晶;A_3钢侧被形变拉长的晶粒内有大量位错缠结。电子探针分析表明界面层存在相互扩散和互溶但不明显,未发现Fe_2Ti金属间化合物形成。