Fe3Al合金的高温变形行为

用载荷松弛法对Ｆｅ－２８Ａｌ－２Ｔｉ合金在较高温度下的变形行为进行了研究．测定了Ｆｅ－２８Ａｌ－２Ｔｉ合金在高温变形时的载荷松弛曲线、应力减小因子Ｙ及激活能值,并对试样进行了显微结构观察．结果表明,Ｆｅ－２８Ａｌ－２Ｔｉ合金的高温变形是一个亚晶界吸收位错,而且不断向大角晶界转变的过程．     

冷轧无取向电工钢再结晶织构形成机制探讨

利用X-射线衍射技术测定无取向电工钢冷轧基体中各晶体学方向的点阵畸变储能和亚晶块尺寸,研究其微结构对再结晶织构的影响,并探讨了无取向电工钢中再结晶织构的形成机制.结果表明,形变储能和亚晶尺寸对再结晶织构的影响显著,"定向成核"再结晶织构形成机制是存在的.     

对再结晶形核模型的修正

对一种铝镁合金的再结晶温度和再结晶形核机制进行了研究。结果表明:所研究铝镁合金的再结晶开始温度为300℃。再结晶终了温度为400℃。在再结晶过程中有两种形核机制:亚晶聚合和亚晶长大。在一微观区域内,亚晶聚合和亚晶长大可同时起作用。根据实验观察和分析对原有的亚晶聚合形核模型进行了修正。     

表面机械研磨诱导纯铝表层纳米化

对纯铝(高层能金属)进行表面机械研磨处理(SMAT),在试样表面形成纳米层.利用透射电子显微镜(TEM)对表面层的微观结构进行了表征.实验结果表明,晶粒细化的主要微观特征为:在原始晶粒和细化晶粒内部形成位错缠结(DTs)、位错胞(DCs)和高密度位错墙(DDWs)、亚晶、显微带(MBs)、层状结构,并随着应变和应变速率的进一步增加,逐渐在表面形成随机取向的纳米晶.分析可见,高应变速率和高应变是形成纳米晶的必要条件.     

条状晶位错运动的晶体相场模拟

【目的】研究条状晶内不同矢量位错相互作用的情况,以揭示其运动和能量变化规律。【方法】采用晶体相场(PFC)模型,模拟4块取向差较小的条状晶所形成的4条亚晶界在应力作用下的湮没机制,并从位错运动和能量变化角度分析该机制。4条亚晶界中,2条是对称倾侧亚晶界,2条为非对称倾侧亚晶界结构。【结果】取向差较小的条状晶所形成的晶界为亚晶界,亚晶界上双位错组的数量由相邻两晶粒的取向差的大小决定;而在应力作用下,亚晶界的湮没过程主要有3个阶段:位错攀移及体系能量升高的第1阶段,位错分离及体系能量下降的第2阶段,位错相互作用及体系能量波动升高的第3阶段;由于存在非对称倾侧亚晶界,整个湮没过程比对称倾侧亚晶界的湮没过程较复杂一些。【结论】位错的相互作用存在4种情况:两位错相向运动,当位错矢量方向完全相反且在同一直线上时,相遇后发生湮没;位错相向运动,但运动方向不在一条直线上且距离较近,则可以相互吸引,最后依然可以湮没;如果运动方向不在一条直线上且距离较远,则无法相互吸引,它们只会朝着各自的运动方向继续运动;如果运动方向在一条直线上,但是位错方向不完全相同,它们相遇后不会湮没,而是组合形成一个复合位错。     

温轧态Al-Sc二元合金的再结晶

研究了一种温轧态 Al-Sc 二元合金的再结晶温度、ScAl_3 相对合金再结晶的影响以及再结晶的形核机制。结果表明:温轧态 Al-Sc 二元合金的再结晶起始温度为 350℃,终了温度为510℃;细小,弥散的ScAl_3对位错的钉扎作用是合金再结晶温度高的原因;再结晶过程为亚晶聚合及亚晶长大形核机制的双重作用。     

碳化钨粉末的微观结构与工艺参数的关系

本研究的主要目的是研究反应温度对碳化钨粉末性能的影响。为此,选用蓝色氧化钨作原料,用氢气还原,还原温度采用900℃和1050℃。用这两种温度还原出来的钨粉再分别在1700℃、1800℃、1900℃和2200℃进行碳化,碳化团块在球磨机中打碎,过筛,得到平均粒度为15μm的粉末,然后对不同工艺得到的8组碳化钨粉进行X射线分析和扫描电镜观察。为分析湿磨对粉末性能的影响,将这8组粉末分别与10％钴粉在酒精溶液中湿磨24小时,并于X射线分析之前,将混合粉末在10％盐酸溶液中煮沸1小时,以去除钴对衍射线形的干扰。X射线衍射标样选用1050℃还原2200℃碳化的碳化钨粉。为研究碳化钨粉末的断口形貌,将碳化后的碳化钨粉单独球磨1小时,制成扫描电镜试样。 X射线分析时,采用CuKα辐射和石墨晶体单色器,实验前用标准硅试样对衍射仪进行校准。相干散射区和微观应变是根据Stockes方法计算的。由标准试样和被测试样的衍射线形,分离出合成的物理加宽线形的Fourier系数A_L,再根据B.E.Warren和B.L.Averbach提出的分离晶格畸变和晶块细化效应的分析方法,将合成的Fourier系数A_L分离为晶块碎化的Fourier系数A_L~S和晶格应变效应Fourier系数A_L~D,即A_L(hkl)=A_L~S·A_L~D(hkl)。应变系数A_L~D与微观应变<ε~2L>~(1/2)的关系为:A_L~D=exp[-2π~2·ε_L~2·L~2Σh_i~2/a~2],其中Σh_1=4(h~2+hk+k~2)/3+(a/c)~2·L~2。L为垂直衍射面方向相干散射区的长度;a,c为六方晶体的点阵常数.平均有效亚晶尺寸D_e由(dA_L~S/dL)_(L→0)=-1/D_e求出。制作形貌相观察的试样时,用酒精将粉末充份分散在试样台上,在粉末上喷镀金膜以增强导电性。图1和图2为Fourier余弦系数A_L与L的关系,图1中的试样为900℃还原钨经1700℃碳化及2200℃碳化的碳化钨粉(称原生碳化钨粉)。由图中(100)和(300)衍射线的变化趋势可以看出,对应不同的L值,A_L(100)和A_L(300)之间存在差别。从而可知,在原生碳化钨中存在微观畸变,而且这种畸变随碳化温度的提高而下降。各批原生碳化钨的亚晶尺寸和微观应变见表2。图2中的试样为经24小时湿磨后的碳化钨粉。曲线在L→0处变化很陡,说明碳化钨己经得到破碎,亚晶尺寸比原生碳化钨大为减小,微观应变则相应增大,图中高指数曲线的摆动是由于处理漫散射线形分析时本底不易取确切的缘故。比较图1与图2可以看到,结晶较为完整的高温碳化粉末比缺陷较多的低温碳化粉末更易破碎。由图3、图4可知,从低温还原的钨粉所制取的碳化钨,晶体内存在较多的缺陷,随碳化温度的提高结晶趋于完善.比较图3和图4还可见到,从1050℃还原的钨粉制取碳化钨时,提高碳化温度的作用比低温还原钨粉的这种作用要显著。对于1050℃还原生成的钨粉,当碳化温度达到1900℃时,碳化钨结晶已相当完善。比较图5与图6,可以看到亚晶尺寸大的粉末比亚晶尺寸小的粉末易于破碎,后者易于与钻粉冷焊,阻碍表面磨擦破碎过程的进一步进行。图7a为结晶完整的碳化钨晶体形貌相。这种粉末是从1050℃还原的钨粉经2200℃碳化制取的。图中可看到平行于六方晶体底面的生长平台。前述X衍射标样即取自这种粉末。由此形貌可知这种碳化钨晶体已完成了再结晶过程。图7b为1050℃还原的钨粉经1700℃碳化制取的粉末,这种粉末为多晶聚合体。图7c中的粉末试样,其碳化条件与图7a中粉末的碳化条件相同,则是还原温度较低(900℃)。图7d为低温还原(900℃)低温(1700℃)碳化的碳化钨粉。比较图7b和图7d,可以看到虽然两者颗粒尺寸相近,但结晶完整性完全不同,这与前述X射线分析结果十分吻合。比较图7a,b,c,d四张照片可以看出,随碳化温度的提高,晶粒长大,结晶也趋于完善。图8a,8b为粉末的断口形貌,图8a为1050℃还原和1900℃碳化的碳化钨粉,断裂出现在晶粒间的狭窄带(图中c处。图8b为900℃还原1700℃碳化的碳化钨粉,结晶形态差,晶内缺陷多,出现贯穿颗粒的大面积断裂(图中c标记)。图9a,图9b分别为1050℃和900℃还原的钨粉,图中清楚地显示了两种钨粉在结晶形态上的差别。本试验所用的试样均以这两种钨粉为原料,由此可知碳化钨粉末的结构和性能与原始粉末的特性有重大关系。最后应当指出,曾经用本试验的8批粉末在相同压制和烧结条件下制成的硬质合金,其力学性能规律与原始碳化钨中微观应变的规律大致相同,即碳化钨的微观应变越低,结晶越完整,合金的综合性能越好。本试验得到以下四点结论:1)原生碳化钨粉中存在微应变,工艺条件可控制微应变的程度。2)碳化钨粉中的微观结构与钨粉的制取温度和碳化温度有密切的关系,提高反应温度,可使碳化钨结构变得完整,而钨粉的制取温度具有更重要的作用。3)湿磨过程的效率与原始碳化钨粉的结构有关,结构完整的粉末易于破碎。4)碳化钨粉的断裂特征与粉末的内部结构有关,结构缺陷较多的粉末可以发生贯穿多晶聚合体的断裂。     

超细亚晶粒铝合金的强化机理

在室温下对经过时效处理的2024铝合金实施了等效应变为0.5的等通道转角挤压(ECAP)变形,将形变强化、时效强化和晶界细化强化有机结合,制备出超细亚晶粒铝合金,其硬度、屈服强度、伸长率分别约达100 HV,130 MPa和31%.分析探讨了超细亚晶粒2024铝合金的强化机理.研究结果表明,屈服强度的实测数值和理论计算...     

CSP工艺生产硼微合金化SPHD板的组织性能

以CSP流程生产的含B和无B的SPHD冷轧基板为实验材料,运用拉伸实验、金相观察、SEM、TEM和EBSD手段,对比分析了两种钢的力学性能、组织、析出物、位错密度和晶体学取向的变化. 研究表明:微合金元素B的加入明显使SPHD冷轧基板的铁素体晶粒粗大化,钢中有粗大的析出相粒子产生,且位错密度下降,从而引起屈服强度的降低. 采用背电子散射EBSD技术分析了无B和含B钢的晶体学取向,其取向主要为大角度晶界,且无B钢中存在着大量的亚晶.