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合金中均有极少量δ′相生成.当预变形量增加至8.0%时,衍射谱特征(图2(c)和图2(d))表明合金相组成与3.0%预变形时的合金相组成基本一致.当预变形量进一步增加至12.5%时,衍射谱中T1相斑点依然非常明锐,而θ′相斑点及δ′相斑点强度已非常微弱而很难观察到,但相应位置的暗场像中依然可发现较密集分布而直径明显减小的θ′相(图5(f)). 表2所示为合金经不同预变形处理后近峰时效时θ′相和T1... peak-aged Al-Li alloy with different pre-deformations 3 分析讨论 超高强铝锂合金中时效析出相包括T1相,θ′相和δ′相.时效前施加预变形改变析出相组成及分布,这与预变形引入位错从而影响析出相形核有关.T1相和θ′相均与基体保持不完全共格关系,共格畸变能和界面能均较大,为减少形核功,往往优先在晶体缺陷处非均匀形核.人工时效前对合金......
; mechanical properties; intergranular corrosion; exfoliation corrosion 7×××系铝合金具有强度高,密度低等特点,其厚板广泛用于加工飞机的整体结构[1-2].固溶和淬火是厚板制备的关键工序.厚板固溶淬火后容易产生较大的残余应力,导致后续加工过程中材料变形甚至开裂.为了消减残余应力,板材淬火后需要进行预拉伸,但这会在板材中引入位错,改变后续时效时沉...能的影响 7×××系铝合金为时效强化合金,合金强化相沉淀顺序为α(过饱和固溶体)→GP区→η′相(MgZn2)→η相(MgZn2)[22-23].在变形过程中,合金强度取决于强化相的粒径和体积分数；根据不同强化相粒径,位错和其交互作用可分为切割机制和绕过机制,强化相粒径小于临界粒径时为切割机制,大于临界粒径时为绕过机制,一般来说,7×××系铝合金中η′相的临界粒径为3 nm[24],由图3可知,2......
的变化规律,探讨合金中孪晶的形态及其形成机制.结果表明:冷变形量是影响GH3625合金管材塑性变形机制的主要因素,ε＜0.05时,塑性变形以滑移变形为主,其主要硬化机制是位错强化；随着冷变形量的增加,合金的位错密度和硬度显著增加,组织中产生大量的形变孪晶,塑性变形方式由滑移主导的变形转变为以孪生为主导的变形,其主要的硬化机制是孪晶强化；随着退火温度的增加,GH3625合金管材的位错密度和硬度逐渐降...水专用设备的管道系统,是航天,航天,核能,石油和化工等工业热端部件材料[3-4]. 金属材料在低于回复温度加工时,会产生加工硬化现象,此时的变形称为冷变形.通过冷加工产生的塑性变形,在改变材料形状,尺寸的基础上,还能改变其晶体结构,从而改变合金的力学性能.金属材料中产生加工硬化的主要机制有位错强化,晶界强化,第二相粒子强化和形变孪晶强化等[5].实际上,强化并不是由单一机制所决定的,多数情况下是几......
率的原因.在添加Sc和Zr元素之后,B合金挤出圆管的屈服强度为89 MPa,抗拉强度为122 MPa,断后伸长率为32%. 添加Sc和Zr元素后,圆管的屈服强度由26 MPa升高至89 MPa.圆管的强度提升主要来自于Al3(ScxZr1-x)相的析出强化作用.析出相作为障碍物,阻碍了合金在变形时的位错运动.析出强化引起的屈服强度增量可通过Orowan机制进行估计[38]: ...晶粒受到压延作用,沿挤压方向拉长.被压延后,晶粒厚度接近2 μm,在圆管截面上呈现出不规则的扁平形貌. 图8 不同退火时间后合金管材的显微组织 Fig. 8 Microstructures of pre-deformed tube after annealing at 600 ℃ for different time 高密度的Al3(ScxZr1-x)粒子对位错和晶界具有......
此外,在变形初期,流变应力随应变的增加急剧上升,在应变约为0.2时达到峰值应力,这是位错滑移并不断增殖所致,在这个过程中,材料的加工硬化起主导作用.流变应力达到峰值意味着加工硬化和流变软化达到平衡.随着应变继续增加,流变应力逐渐减小,表明在此阶段材料的软化起主导作用.值得注意的是,到达峰值应力后,随应变增加,流变应力逐渐降低,最终保持稳定.在这一变化过程中,峰值应力和稳态应力并不相同,两者存在一定...法直观地获得临界应变(εc)的大小.POLIAK等[10]指出,通过对流变曲线中获得的加工硬化率(θH)进行适当处理,可以建立加工硬化速率θH与流变应力σ的关系,从而获得临界应变.其中,加工硬化率反映了流变应力随应变量增加的快慢程度,其大小与变形过程中材料内部错位密度的变化有关[25]. POLIAK等[10-11]认为材料发生动态再结晶时,θH-σ曲线会出现拐点,拐点即为发生动态再结晶的临界点......
易出现晶体缺陷,缺陷会在拉伸载荷作用下快速形成裂纹,导致晶体断裂失效,严重降低了纳米钨的屈服强度.此外,孪晶界的存在显著降低了几何必须位错的数量同时阻碍了位错的滑移运动,位错难以发射和运动,从而导致塑性变差. 关键词:钨；纳米孪晶界；孪晶距；位错；分子动力学 文章编号:1004-0609(2021)-08-2136-10 中图分类号:TG147...型,即孪晶界面附近的交替原子面可以合并形成密排六方结构的原子面.传统的固溶强化,第二相强化,形变强化等都是向晶体内引入各种缺陷,使金属的强度增加的强化机制,但随着缺陷的增加,位错滑移运动变得困难,最终都会伴随着塑韧性的下降[14-15].而纳米孪晶界强化作为一种新型强化机制则不存在这种问题.有研究表明[17],向金属中引入孪晶界能够在增加金属强度的同时,保持甚至提高了金属的塑性.XU等[17]和......
,面心立方结构金属首先发生位错滑移,应变程度增大到一定程度时发生孪生,而纯钛恰与之相反.图5所示为SMAT后纯钛不同变形阶段的微观组织特征图,ZHU等[20]认为随应变及应变速率增大,纯钛的原始晶粒逐渐发生以下变化:1) 孪晶开动并发生孪晶系交割(见图5(a))；2) 形成具有高密度位错的小取向差薄片组织(见图5(b))；3) 薄片组织分割成具有小角取向差的块状组织,并逐渐演变为多边亚微米晶粒(见图5(c))；4) 亚微米晶粒进一步分割成随机取向的纳米晶粒(见图5(d)).CHICHILI等[65]在高应变速率下纯钛的变形机制研究中发现了类似现象.在室温下,当应变低于15%时,纯钛首先通过孪生维持塑性变形,在室温下沿{1012}面形成孪晶；随着孪晶密度增加基体组织被分割为平行的薄片状结构；当应变增加到某一临界值时位错运动开始起主导作用,大量的位错在孪晶界处堆积形成位错墙,并进一步形成位错胞......
的存在,不利于晶粒间协调变形,也会限制变形时位错运动,从而难以发生塑性变形[11].因此,W材料在室温或低温下承载时容易表现出脆性断裂行为.在面临核聚变中高通量粒子辐照和高热冲击载荷的工况下,W材料更容易表现出脆性行为而失效[12].另外,对于变形W材料来说,在核聚变长时间高温服役条件下,会发生再结晶,晶粒长大,表现出再结晶脆性现象[13-14].因此,W材料的脆性问题已经极大地限制其作为PFMs...于W箔再结晶温度,且钎料不与W箔发生反应形成脆性中间相.REISER等[50]以银铜合金(熔点约780 ℃)作为中间层,在真空条件下进行钎焊获得W-AgCu层状复合材料.钎焊时以均匀的升温速率从室温加热50 min至800 ℃,然后炉冷.图4所示为制备的纯W板和W-AgCu层状复合材料在室温下进行三点弯曲试验时的载荷-位移曲线.可以发现,W板材在外力作用下表现出明显的脆性断裂失效行为,而W......
(小于20 nm)的共格γ-Fe粒子的析出是合金强化的主要因素[8-10, 12]. Cu-2.1Fe合金的最佳时效温度范围为480~520 ℃,峰时效硬度平台期长,主要析出相为与基体完全共格的γ-Fe纳米粒子,过时效状态下γ-Fe纳米粒子长大呈方形,并失去共格效应.合金欠时效条件下强化机制主要为共格强化,而峰时效和过时效条件下强化机制主要为Orowan强化[14].冷加工过程中,当变形产生的位错...γ-Fe粒子.无衬度线方向全部垂直于操作矢量,且随着操作矢量的变化而变化.无衬度线(应变衬度)的出现说明粒子与基体存在共格关系. 热轧时形变引入大量位错,当形变储能积累到足够高后,位错组态不稳定,会在无畸变或低畸变的位置形成再结晶的核心,吞噬高畸变能的基体而发生动态再结晶.铜合金的层错能较低,其动态再结晶能力强,但是合金动态再结晶的能力不仅取决于层错能的高低,还要考虑到晶核的形成能力和晶界迁移的难......
＞(0.1-0.15)ts(稳态蠕变开始时间)条件下才适用. Li式如下: (2) 式中:K1为位错增殖速率常数；ei为初始蠕变速率.Li式是基于如下两个假设而推导出的:1)初始蠕变阶段位错的增殖服从一级动力学；2)位错的锁定服从二级动力学,且平均位错速率在恒应力下假定是常数.式(1)和(2)经数学处理后可分别表示为...明,K435合金与IN738LC一样,初期蠕变速率常数K1与应力也呈很好的直线关系.与K435合金成分类似的K444合金在900 ℃,200 MPa条件下初始蠕变期间的组织如图4[7]所示.由图4可见,蠕变应变量大约为1.2%,蠕变时间为3.5 h,第一阶段蠕变变形产生的位错塞积在γ 基体通道中,在γ ?相前受阻,造成硬化,使蠕变速率不 图2 IN738LC合金850℃初期蠕变速......
