一、形变、畸变、应变、变形（论文文献综述）
师亚娟[1]（2021）在《基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究》文中指出高熵合金是一种新型的多主元合金,它具有高构型熵及优异的综合性能并逐渐成为金属材料研究的热点。目前,高熵合金的力学性能及其变形机制的研究还处于初级阶段。以往文献针对合金元素和热处理工艺对高熵合金的组织和力学性能的影响进行了较为系统的研究。然而,高熵合金中相稳定性及其对相间载荷配分影响尚不清晰。基于高熵合金固有的特殊的原子结构,影响力学性能的因素可归纳为两类:（1）在晶胞中不同尺寸的元素导致大的晶格畸变从而提高固溶强化效应;（2）合金中呈现短程序（SRO）结构分布（即亚点阵不同的元素占位）,降低了合金中相或孪晶的稳定性,从而提高合金塑性。事实上,由于合金中原子占位的不确定性,高熵合金往往具有比传统合金更大的本征晶格应变。短程序结构阐明了固溶体无序合金中原子的化学占位和合金强度之间的相关性,这种对合金强度的增强起源于溶质与溶剂间的相互作用。然而,目前依然缺少在多主元合金中量化峰宽及其相关特殊相变行为的研究。基于此,本论文围绕CoCrNi系高熵合金,应用原位中子以及同步辐射衍射技术开展了以下研究:（1）本文使用真空电弧熔炼法制备了 CoCrNi中熵合金,研究了 30 ppm～1600ppm（wt.%）硼元素的添加对该合金的组织性能的影响。研究表明,随着硼（B）元素的加入,经过形变和再结晶后合金的晶粒尺寸得到明显细化,同时合金中未再结晶的区域面积发生变化,富Cr的析出相在晶界处的偏析。合金单轴拉伸性能变化显着。CoCrNi-800合金的屈服强度和抗拉强度分别达到990MPa和1178 MPa,合金断裂延伸率为26%。CoCrNi-1600合金的屈服强度为1456 MPa,抗拉强度为1481 MPa,合金断裂延伸率为11%。原位同步辐射实验结果表明,CoCrNi-800合金中,{200}晶面的衍射峰沿垂直于加载的方向（TD）随着应变的增加出现不对称,并在变形后移向较高的2θ值。（2）本文使用真空感应熔炼制备含有fcc和bcc双相的Co19Cr21Ni19Fe22Mn12Al7（at.%）高熵合金。使用时间-飞行中子衍射技术对其在298 K及77 K下的单轴拉伸力学行为进行原位研究。研究表明:室温下Co19Cr21Ni19Fe22Mn12A17（at.%）高熵合金的屈服强度和抗拉强度分别为600 MPa和1187 MPa,延伸率为19.9%。77 K下,合金的屈服强度和抗拉强度分别为750 MPa和1415 MPa,延伸率为14.6%。在298 K和77 K原位拉伸变形的原位中子衍射中,合金中{200}bcc晶面出现巨大的弹性应变,其晶格应变值分别为7.2%和6.0%。如此大的晶格应变起源于一种新型的应力诱发受限马氏体相变。进一步TEM结果发现,无序bcc相随机分布在有序的B2基体中并与其保持共格,该共格关系在100超点阵晶格应变中得到充分体现。（3）本文通过同步辐射高能X射线衍射技术研究了双相CoCrNiFeMnAl0.5高熵合金冷轧态900℃至1100℃退火后织构的演化。研究表明,在fcc相中主要织构组分为{110}<100>,bcc相中主要织构组分为{112}<110>,{111}<112>。在fcc相中,{1-1-1}//RD织构随着退火温度的升高逐渐减弱,{100}//RD织构随着退火温度的升高逐渐增强。在bcc相中,变形织构表现为{110}//RD和<111>//ND的特征织构。在合金中两相的取向关系为{110}bcc//{111}fcc和<111>bcc//<110>fcc。值得注意的是,由于残余应力的影响,{200}和{211}的晶面衍射峰在bcc相中表现出明显非对称性,但这种非对称性随热处理后残余应力的降低而消失。极图沿着垂直方向表现出前后不对称,这与轧制过程中多道次轧制所产生的大剪切形变有关。综上,本文主要采用中子衍射和原位同步辐射技术分析了 CoCrNi系中熵合金和高熵合金中在变形中晶格应变与微观力学的关系,确定了相的稳定性及各相在变形中的应力配分,并系统研究了双相CoCrNiFeMnAl0.5高熵合金的织构,为深入理解高熵合金变形机制、强韧化及织构的研究提供理论基础和实验依据。
伍诗伟[2]（2019）在《微结构对Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金变形行为的影响》文中认为同时实现高屈服强度、高塑性和高疲劳极限是结构材料不断追求的目标。面心立方（face-centered cubic,fcc）中熵和高熵合金具有高抗拉强度、高塑性和高断裂韧性。但由于缺乏对位错运动的阻碍,其屈服强度在室温下一般低于400 MPa,这远远不能满足现代工业发展的要求。通过传统的强化方法,如固溶强化、位错强化、晶界强化和析出强化能大幅提高fcc中熵和高熵合金的屈服强度但往往会牺牲大部分的塑性。本文受传统相变诱发塑性结构材料启发,结合近期对于fcc中熵和高熵合金机械稳定性的第一性原理研究工作,系统研究了 fcc Al0.1CoCrFeNi高熵合金在室温拉伸下的机械稳定性和变形行为,首次在fcc高熵合金中发现了 fcc→密排六方（Hexagonal closed-packed,hcp）（fcc→hcp）和hcp→fcc马氏体相变,证明了在室温下hcp和fcc结构均不稳定。本文的主要研究内容概括如下:铸态Al0.1CoCrFeNi高熵合金在室温拉伸过程中发生了马氏体相变。开始变形后发生fcc→hcp转变,纳米hcp马氏体在宽厚形变孪晶的晶界形成,应变为16.2%时hcp马氏体的体积分数达到最大为16.7%。继续变形发生hcp→fcc转变,纳米hcp马氏体含量降低（断裂后仅为1.48%）,厚度减小。马氏体相变是铸态Al0.1CoCrFeNi高熵合金重要的应变硬化机制。细化晶粒严重抑制Al0.1CoCrFeNi高熵合金的马氏体相变和孪生变形。与铸态高熵合金相比,晶粒细化增大了 1073 K退火态高熵合金的形变孪晶间距,减小了孪晶厚度,后者削弱了孪晶界的局部应力集中,从而抑制了 1073 K退火态高熵合金的fcc→hcp马氏体相变。导致在应变硬化的第二阶段,1073K退火态高熵合金的应变硬化率随应变降低,而铸态高熵合金的应变硬化率随应变升高,降低了前者的均匀延伸率。建立了冷轧、低温和高温退火、显微组织和变形行为之间的关联。Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金的屈服强度和平均晶粒尺寸服从霍尔-佩奇关系,且具有较高的点阵阻力和霍尔-佩奇系数。冷轧态和673 K退火态高熵合金强度高,变形由动态回复主导,应变硬化率随应变迅速降低至接近于零,所以塑性很低（<2%）。铸态,1073和1273 K退火态高熵合金随着晶粒尺寸减小,马氏体相变和孪生形变逐渐被抑制,导致在应变硬化的第二阶段,铸态高熵合金的应变硬化率随应变逐渐升高,1073和1273 K退火态的逐渐降低（1273 K退火态的降低速率小于1073 K退火态）。通过冷变形然后中温退火可以有效地在Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金内部引入复杂的异质结构。用这种方法在Al0.1CoCrFeNi高熵合金合成的异质结构由轧制晶粒（体积分数～10%）,部分再结晶（～37%）和再结晶晶粒（～53%）组成。该异质结构具有优异的强度-塑性综合性能（屈服强度～711 MPa,抗拉强度～928 MPa,均匀延伸率～30.3%）,超过了目前已报道的所有fcc中熵和高熵合金。本文的研究结果对于深入理解fcc中熵和高熵合金在室温下的机械稳定性和马氏体相变,进一步认识其塑性变形机理和应变硬化行为具有重要参考价值,从而开发高强度-塑性的相变诱发塑性高熵合金,以及其亚稳材料提供依据。
张韵[3]（2020）在《Mg-Zn系镁合金的增强增塑机理及取向行为研究》文中研究指明作为密度最低的金属工程材料,镁合金在轻量化领域赢得了广泛的关注。但是,室温成形差及绝对强度低限制了镁合金的应用。此外,镁合金在塑性变形及再结晶过程中存在的取向性,使镁合金板材呈现出力学性能各向异性及强基面织构特征,进一步局限了镁合金板材的二次加工。因此,本文的研究重点集中于镁合金板材的成分及制备优化从而同时提升力学性能及室温成形性能,并研究静态再结晶过程及塑性变形的取向行为。为了同时提升镁合金板材的力学性能和成形性能,本文通过多元低合金化及铸轧工艺制备了新型Mg-2Zn镁合金板材（TRC-ZA21）,并获得了相应的力学性能及室温成形性能。对比常规铸造的Mg-2Zn（IC-Z2）合金及常规铸造的合金化Mg-2Zn（IC-ZA21）合金,基于制备过程中微观组织演变以及第二相析出行为的研究,分析了合金化及铸轧工艺对微观组织的影响,从而揭示了强化机制及力学性能各向异性的影响因素。结果表明:相较于IC-Z2合金板材,TRC-ZA21镁合金板材的力学性能和成形性能同时提升,其轧向屈服强度及室温Erichsen值分别提升了 41.7%和60.6%,达到了 201.2 MPa和6.23 mm。合金元素添加细化了晶粒尺寸、弱化了基面织构并改变了第二相粒子的类型;铸轧工艺则促使更多的纳米级Al-Mn系第二相粒子形成并在基体中均匀分布。TRC-ZA21镁合金基于漫射分布的弱基面织构、细化的晶粒尺寸、高晶界取向差角的晶界以及均匀分布的纳米级第二相粒子实现了镁合金板材强度与成形性的平衡,并提出了高强高成形镁合金材料的设计新思路。为控制镁合金退火过程的取向行为,从而弱化传统镁合金的强基面织构特征,本文借助于盐浴退火试验研究了三种镁合金的静态再结晶行为。结合退火过程中硬度软化、微观组织形貌及晶粒取向等组织及性能变化,分析了不同取向晶粒的长大行为。结果表明:第二相粒子尺寸及分布形态对镁合金的静态再结晶过程具有显着的影响,并使其呈现两阶段特征。粗大的第二相粒子有利于再结晶形核,促进退火初期的再结晶行为;细小第二相粒子可以抑制再结晶行为,降低退火初期的硬度软化。IC-Z2、IC-ZA21及TRC-ZA21的晶粒取向变化也存在差异。IC-Z2合金的基面织构强度先降低后升高,退火后织构组分仍保持基面织构特征。IC-ZA21和TRC-ZA21合金的基面织构强度呈持续弱化现象,退火后存在非基面织构组分。再结晶形核阶段第二相粒子可弱化基面织构,而晶粒长大阶段的基面织构变化与第二相粒子尺寸有关。细小第二相粒子可以阻碍基面取向晶粒长大,减弱了基面取向晶粒择优生长的取向行为,从而调控基面织构。为研究镁合金塑性变形取向性所导致的力学性能各向异性的影响因素,本文对各向异性明显的TRC-ZA21镁合金板材进行了不同载荷方向、不同应变速率的拉伸试验,并获得了相关的应力-应变曲线及力学性能。基于拉伸变形过程的微观组织、晶粒取向及变形机制演变分析,研究了载荷方向和应变速率对力学行为的影响。结果表明:力学性能的各向异性随应变速率增加呈现出不同的变化趋势。受载荷应力作用而产生的晶粒取向转变幅度存在差别,不同载荷方向基面织构强度变化也呈现出差异。晶粒取向变化与塑性变形机制演变也存在内在联系,基面滑移主导了 TRC-ZA21镁合金的拉伸塑性变形,拉伸孪生和柱面滑移也起到一定作用,并由于与载荷方向相关的取向行为而呈现出不同的活性。由于晶粒取向变化,随变形程度增高,孪生行为作用降低,柱面滑移活性增强从而协调应变。而变形机制的取向行为控制了TRC-ZA21镁合金力学性能的各向异性及应变速率敏感性。为分析镁合金塑性变形机制与晶粒取向的关系,本文借助于纳米压入变形研究了不同取向晶粒的变形行为。基于不同取向晶粒的变形机制分析,研究了镁合金变形机制的取向性;并借助于相邻晶粒的取向差异,研究了晶界在塑性变形中的作用,揭示了变形机制间的竞争协调行为。结果表明:晶粒取向及晶界取向差角的不同使纳米力学性能呈现出无规律性。纳米压头直接作用的晶粒变形机制受晶粒取向控制,并遵循Schmid因子准则,呈现出塑性变形行为的取向性。受到压头塑性变形影响的非直接接触晶粒的变形行为还受到晶界影响,并由于相邻晶粒取向差异呈现出不同塑性变形机制的竞争协调行为。低c轴夹角有利于变形机制扩展,相邻晶粒根据Schmid因子准则激活相应变形机制,呈现变形机制的竞争行为。高c轴夹角阻碍变形机制扩展,异类变形机制传播能力增强协调晶粒间的几何适配关系。
王园园[4]（2014）在《TWIP钢中形变孪晶的多晶体塑性有限元模拟》文中研究表明在汽车材料制造业中,减轻车体重量、提高车身钢板成塑性的同时增强其抗撞击力、增加汽车运行安全系数等一直是该行业最为关注的焦点。因此,开发高强度高塑性钢板为实现汽车轻型化提供了明确的研究方向。近些年,由于孪晶诱发塑性钢（TWIP钢）在塑性变形过程中表现出优异的强度与较高的延展性,使其在学术界与工业界成为研究的热点。TWIP效应是指锰含量为17-30%的TWIP钢在变形过程中产生形变孪晶。室温时,TWIP钢为稳定的奥氏体组织。在施加外部载荷后,因应变诱导而产生形变孪晶,并伴随着大的无颈缩延伸,从而表现出优异的力学性能。国内外学者对TWIP钢成分设计、热处理工艺、微观机理等方面已展开了广泛研究。目前,典型成分除了Fe-Mn-Al-C系TWIP钢外,还有Fe-Mn-C系和Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢。其中,Fe-Mn-Al-C系TWIP钢除了具有高强韧度外,还满足了汽车轻量化的要求。这是因为该系列钢中加入了适量的铝,铝含量的提高会明显降低钢的密度,从而减轻钢板重量。材料研究除了实验方法,模拟计算也是一个经济有效的途径。该方法为我们提供了一个用构建力学模型来预测材料变形行为的可行方式。晶体塑性有限元法是在有限元框架中将微观下的位错滑移转视为晶体塑性变形,并从晶粒尺度来模拟材料塑性变形的过程。该模型在预测材料变形过程中应力应变分布、取向演变、微观结构变化等结果有着突出的优势,这对我们认识晶体变形机理、优化材料性能和降低研究成本有着重要的意义。基于此,本文利用晶体塑性有限元法模拟含有两种形变机制（形变孪晶与位错滑移）的多晶Fe-Mn-Al-C系TWIP钢在变形过程中的应力应变响应、晶体塑性变形的局部化现象、形变孪晶的形核长大分布特点及其对局部应力应变再分配的影响和TWIP钢织构演变。主要研究内容如下：1.通过开发用户自定义材料本构关系子程序（UMAT）,在有限元软件ABAQUS/Standard中实现多晶体塑性有限元模拟。首次将面心立方晶体中典型的12个滑移系及12个孪晶系简化成双滑移系和双孪晶系,借助二维平面应力有限元模型更简单有效地研究TWIP钢变形行为。将孪晶系视为伪滑移系引入模型中,其开动判定标准是伪滑移面上的分解切应力超过孪晶临界分解切应力时,伪滑移转变为孪晶。除此之外,硬化模型中还考虑了不同位错／孪晶之间的相互作用和位错与孪晶之间的相互作用,即在硬化公式中选用不同硬化系数表现位错-位错、孪晶-孪晶和位错-孪晶相互作用对应力应变响应的贡献。2.晶体塑性本构模型中未知参数拟合是基于实验测得多晶Fe-17.5Mn-1.4Al-0.6C TWIP钢应力-应变曲线。主要通过改变硬化模型中材料未知参数值来模拟实验测得应力-应变曲线变化趋势,最终拟合出与实测结果相近的一组参数数据。将拟合的参数值用于预测不同取向单晶Fe-17.5Mn-1.4Al-0.6C TWIP钢在不同加载方式下的应力应变响应及孪晶体积分数,进而验证拟合参数的可靠性。3.对比只含有滑移系与同时含有滑移系和孪晶系形变机制的多晶体塑性有限元模型的应力-应变曲线,发现塑性变形中形变孪晶对加工硬化有额外贡献,并分析了微观孪晶与位错相互作用对宏观变形行为的影响；对比含有滑移系和孪晶系的多晶体塑性有限元模型在拉伸载荷作用下的应力响应与孪晶体积分数曲线,从三个阶段说明孪晶形核长大特征；对比多晶TWIP钢有限元模型在不同变形量下的Von Mises应力、剪切应变和孪晶分布图,分析讨论内在因素（例如晶粒间取向错配）及外在因素（例如模型外加边界条件）对形变孪晶形核长大的影响。4.层错能是材料的重要物理属性,会影响材料的力学性能。本文通过控制TWIP钢中化学元素锰的含量来预测室温下Fe-Mn-Al-C系TWIP钢的力学性能,为合理开发该钢种提供理论数据。根据层错能的热力学公式,近似计算中锰Fe-xMn-1.4Al-0.6C（x=11.5、13.5、15.5、17.5和19.5wt.%）TWIP钢的层错能,从而进一步分别得到滑移系与孪晶系的临界切应力。计算结果显示,随着锰含量的增加,层错能增高,滑移与孪晶的临界剪切应力也随之增大。模拟结果成功地解释了层错能对Fe-Mn-Al-C系TWIP钢在室温下应力应变响应及孪晶体积分数的影响规律。5.分析不同单晶模型几何尺寸对剪切带形成及分布的影响规律。选取长宽比为2：1的多晶体塑性有限元模型研究晶粒取向错配度对应力应变响应及形变孪晶分布的影响。单个晶粒中网格疏密主要影响计算过程中模型积分点的数量,积分点越多,材料求解变量对晶粒描述越多,模拟得到的结果也越精确,但相应的计算效率会大大降低。本文分析了3种不同网格密度对多晶体塑性有限元模型力学行为、孪晶形核长大及宏观剪切带的影响。结果发现随着网格的细化,材料抗拉强度和延伸率均降低,剪切带形貌清晰且伴有高强度应变。6.将位错滑移导致的晶体旋转与孪晶导致的晶向改变一同引入晶体塑性有限元模型中,分别模拟拉伸、压缩与平面应变压缩下TWIP钢应力、孪晶体积分数及孪晶分布随应变变化的规律。对比了模拟平面应变压缩条件下含一种（位错）和两种（位错和孪晶）形变机制的多晶TWIP钢的织构演变。随着变形量的增加,在两种形变机制作用下,模型的{112}<111>铜织构和{110}<001>高斯织构呈现先增强后降低的趋势,{011}<211>黄铜织构越来越强。
李志刚[5]（2015）在《一种镍铁基变形高温合金中退火孪晶界的演变与力学行为》文中进行了进一步梳理层错能较低的面心立方结构金属和合金经变形后,在退火过程中会形成大量退火孪晶界。与普通高角度界面相比,退火孪晶界由于原子排列规则,畸变小,界面能低以及出色的稳定性,能提高材料的抗氧化、抗腐蚀、抗裂纹扩展等性能。而且退火孪晶界两侧晶粒具有特殊的位向关系,能阻碍位错滑移,具备作为一种强化机制的潜力。因此研究退火孪晶界在形变热处理过程中的演变、形成机理及其影响因素,研究退火孪晶界对合金变形行为和力学性能的影响对退火孪晶界的应用具有重要意义。本论文采用不同形变热处理工艺制备了多种退火态的镍基变形合金,系统地研究了形变热处理合金中孪晶界含量随预变形量、退火温度和退火时间的演变规律,揭示了控制退火孪晶界形态和含量的因素。根据退火孪晶界的演变规律,制备了孪晶界密度不同的合金试样,观察了合金在不同温度和应变速率下的变形行为,研究了“锯齿”流变的形成机理、类型及其影响因素。讨论了晶粒尺寸对“锯齿”流变的影响。研究了不同条件下退火孪晶界对合金性能的影响及其机理,以及形变热处理工艺,合金组织与力学行为之间的内在联系。主要得到以下的研究结果:透射电子显微镜分析结果表明,合金在变形过程中,位错与合金中退火孪晶界的相互作用,导致退火孪晶界上出现大量a/6<112>不全位错,致使连续界面（晶界和退火孪晶界）逐渐演变为不连续界面;在随后的去应力退火过程中,具有特殊位向界面的分解和快速迁移,促使孪晶界形核和生长,最终形成“团簇”退火孪晶界;在再结晶退火过程中,形成直线/直线状退火孪晶界。阐述了退火孪晶界的形成过程,揭示了控制退火孪晶界形成机理和形态的因素。通过单个晶粒内孪晶界密度和晶粒尺寸分布的分析可知,大预变形量和高退火温度能降低孪晶界在退火过程中形成的临界值,促进孪晶界的形成,同时有利于改善合金中晶粒尺寸分布,是影响形变热处理合金中退火孪晶界密度的主要因素,能控制退火孪晶界含量:在相同形变热处理合金中,退火孪晶界密度随晶粒尺寸的增加先增加至最大值,然后随晶粒尺寸的继续增加而逐渐降低;在具有相同晶粒尺寸分布的合金中,孪晶界密度随预变形量的增加和退火温度的升高而增加。在高温退火过程中,第二相粒子的溶解导致低温时被第二相粒子钉扎的晶界快速迁移,有利于退火孪晶界的形成,提高退火孪晶界密度,证实退火孪晶界的生长“意外”机制的正确性。另外将退火孪晶界的形成临界值加入Pande模型,能降低模型与实验之间的误差,提高模型预测退火孪晶界密度演变的准确性,有利于退火孪晶界密度的调整和控制。高温拉伸时,合金中置换型固溶原子的应变时效,导致C类型“锯齿”流变出现,与激活能计算得到的结果一致,而且固溶原子与滑移位错的交互作用导致平均应变硬化率增加。低温拉伸时,合金是否出现“锯齿”流变主要依赖于晶粒尺寸和退火孪晶界密度。大晶粒合金中与单个晶粒相邻的晶粒数目越少,界面越能阻碍滑移带的滑移,应力越容易在孪晶界附近集中和改变合金的应变速率,导致合金出现A类型“锯齿”流变行为,反之则不易出现“锯齿”流变。退火孪晶与基体的特殊位相关系,在拉伸过程中,能阻碍位错滑移,导致位错在孪晶界面上发生非平衡分解,从而提高合金强度和平均应变硬化率;然而一旦相邻孪晶内的滑移系被激活,位错将能在孪晶内的共轭滑移面上滑移,从而降低孪晶界对合金拉伸延伸率的负面影响。退火孪晶界对镍基变形合金性能的贡献随拉伸温度的升高和应变速率的降低而降低,然而其降低速率较小,而且即使在高温低应变速率时,退火孪晶界对镍基变形合金性能的贡献仍占据重要地位。另一方面,形变热处理镍基变形合金中退火孪晶界的形态和含量可以通过形变热处理工艺来控制和提高。因此退火孪晶界在镍基变形合金中具有成为一种强化机制的潜力。
李润光[6]（2020）在《FCC/HCP金属材料局域形变与损伤的同步辐射衍射研究》文中进行了进一步梳理局域形变是金属结构材料,尤其多晶材料加工及服役过程中存在的普遍现象。不同金属材料在不同加工/服役状态下的组织变化和力学反应行为各异,其中往往涉及复杂的物理机制和演化规律。研究金属结构材料微观组织与力学行为的关系是提高构件服役性能的基础。受困于以往研究手段在尺度方面的限制,对涉及局域形变的损伤与失效机制一直没有充分理解,制约了相关结构材料的设计、模拟和安全评估。应用先进表征方法对这些关键问题进行多尺度系统研究有助于进一步理解形变组织力学演化的本质规律,从而设计合理的工艺方案以改善相应材料的多尺度组织结构,优化构件服役性能。同步辐射技术是一种具有高穿透性、无损伤的实验手段,被广泛应用于材料结构的表征。尤其得益于第三代同步辐射光源的建立和发展,赋予其更为精细的时空间分辨能力,配合大科学装置便于开展原位实验的特点,为众多学科领域的发展带来了新的机遇,具有广阔的科研和工业应用价值。基于同步辐射装置的表征技术的发展也为金属形变,尤其局域形变等传统复杂问题进行多尺度系统研究提供了可能。本文针对传统金属材料中与局域形变相关的几个关键科学问题开展多尺度研究工作,以同步辐射衍射等先进表征技术为主要手段,揭示相关形变组织的本征性质与演化规律,同时结合多尺度表征方法为同步辐射衍射技术应用于金属形变研究提供示范。（1）形变带普遍存在于金属结构材料的服役过程中,与之相关的塑性损伤往往导致构件的最终破坏性失效。由于其在材料内部时空间演化与分布的复杂性,形变带内应变局域化和形变损伤的微观机制依然不清晰。第四章中,采用原位中子衍射和原位同步辐射X射线微束衍射技术（Synchrotron-based X-ray microdiffraction:μXRD）,研究了典型FCC平面滑移金属材料AL6XN超级奥氏体不锈钢的疲劳损伤行为。高应变幅（±0.8%）循环形变中,疲劳损伤主要来源于缺陷的累积,表现为衍射峰宽度随循环加载次数增加而不断增大;低应变幅（±0.3%）循环形变中,位错密度在循环加载百周左右即达到饱和（总量保持在相对较低水平）,后期的疲劳损伤主要由驻留吕德斯带（Persistent Luders Band:PLB）及其交互作用引起。进一步研究发现,低应变幅疲劳试样中存在与晶粒取向相关的局域损伤行为,即[001]轴与加载方向平行的晶粒受到较大压应变。应用μXRD对低应变幅疲劳晶粒内部形变带附近亚微米尺度三维应力分布进行了原位研究,发现形变带交叉位置存在大点阵应变梯度,由此引起的高局域应力场可以解释力学演化曲线上的循环软化现象。这种应变梯度诱发疲劳形变带两侧出现较大力学不均,导致局部塑性失稳,构件服役寿命缩短。μXRD技术定量表征亚微米尺度局域点阵应变梯度的能力为块体金属结构材料局域损伤研究工作提供了新的思路。（2）孪生行为普遍存在于HCP金属材料的变形过程中,对金属强度和其它物理、机械性能有重要影响。而孪晶的形核、长大及其与取向演化相关的局域应力响应问题依然不清晰。第五章中,结合μXRD和高能同步辐射衍射（Synchrotron-based High Energy X-ray diffraction:HE-XRD）对高纯钛多晶体在拉伸载荷作用下的取向和晶格应变演化进行了原位表征,为孪晶及其与滑移带交互作用导致的不均匀应力场提供了直接实验证据,证明了微孪晶能够协调大应力梯度（达到84MPa/μm）。该原位实验同时揭示了多尺度几何必须结构（孪晶、界面缺陷、位错组态等）在HCP金属形变过程中协调局部高应力梯度以维持塑性应变连续性方面的重要作用。应用HE-XRD对激光冲击纯钛的组织、织构和应力梯度进行了细致表征,原位研究了其在再形变过程中的分层力学演化过程,证明了初始冲击诱发的形变组织对再形变过程中晶间协调转动的阻碍作用。（3）金属增材制造技术是一种具有革命性的高性能结构材料制备工艺,具有不可估量的工业应用价值。第六章中,应用HE-XRD技术,结合EBSD等传统表征手段对两种增材制造成形工艺,同轴送粉（Coaxial Powder Feeding:CPF）和选区熔化（Selected Laser Melting:SLM）方法制备的316L奥氏体不锈钢（FCC结构）单向拉伸过程中的形变特征进行了原位研究,表征了此类直接成形材料形变中的典型应变不均行为,进而证实了增材制造材料特有的复杂晶界、晶内胞状结构对晶粒形变的强烈约束作用,是一种典型的“受限”形变行为,即晶粒旋转（形变再取向）行为被抑制。同时观察到形变过程中晶粒间的应变协同由大量局域形变组织提供:CPF-316L形变中由局域滑移带协调应变梯度;SLM-316L则主要依靠大量孪晶协调变形。该研究工作有助于进一步理解增材制造金属材料的力学行为,帮助评估相关构件的服役稳定性。
陈明[7]（2019）在《SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究》文中研究指明SAF2507双相不锈钢因良好的耐腐蚀性能和较高的机械强度,被广泛应用于石油化工和核电领域。喷丸是金属表面形变强化的重要手段之一,通过优化表层组织结构和引入残余压应力场,喷丸可以显着提高材料表面力学性能,因此在工程生产中喷丸技术得到广泛地应用。为提高SAF2507双相不锈钢的表面综合性能,本文对其进行表面喷丸强化处理,同时对喷丸形变层残余应力场、组织结构和力学性能等进行表征研究。传统喷丸后材料表层形成了较高水平的残余压应力。喷丸残余压应力沿深度方向先增加再减小,最后在内部变为拉应力。喷丸强度为0.60 mmA时,奥氏体和铁素体残余压应力最大值位于次表层,分别为-932和-790 MPa。喷丸强度提高,残余压应力值及深度相应提高。相同喷丸条件下,奥氏体残余压应力值要显着高于铁素体,但铁素体压应力层深度要稍大于奥氏体。复合喷丸可以提高材料浅表面残余压应力值,但对压应力层深度影响不大。经0.50+0.20+0.10 mmA强度复合喷丸后,奥氏体和铁素体喷丸表面残余压应力分别达到-1070和-910 MPa。同等喷丸强度下,预应力喷丸能大幅地提高加载方向上表面残余压应力、最大残余压应力和残余压应力深度,但在垂直加载方向上,预应力喷丸对残余压应力的提升不明显。利用有限元方法对SAF2507双相不锈钢进行了多弹丸随机撞击的动态模拟。模拟结果表明,喷丸后Mises等效塑性应变最大值位于材料次表层,因此残余压应力的极大值不是在碰撞表面而是在次表层。喷丸覆盖率增加,表面残余压应力和最大残余压应力值均增加,最大残余压应力对应的深度逐渐向材料表面迁移。弹丸撞击速度增加,材料最大残余压应力及其对应层深、残余压应力层深度均逐渐增加,但表面残余压应力变化不大。研究了喷丸残余应力在高温和循环载荷作用下的松弛行为。结果表明,喷丸残余应力热松弛（600-750℃）主要发生在退火初始阶段,加热温度越高,应力松弛速率越快。奥氏体喷丸残余应力的松弛速率显着高于铁素体。残余应力高温松弛行为可由Zener-Wert-Avrami函数表述,基于该函数,计算得到奥氏体和铁素体喷丸残余应力热松弛激活焓分别为67和62 kJ/mol。在拉-拉循环载荷条件下,喷丸残余应力的松弛主要发生在循环初始阶段,随着循环周次的增加,残余应力的松弛速率逐渐降低,残余应力逐渐趋于稳定。外加应力幅越高,应力松弛越速率越快,残余应力稳定值越小。循环载荷作用下奥氏体喷丸残余应力的稳定性高于铁素体。在300、400和500 MPa应力幅循环30次后,铁素体表面残余应力分别为-498、-281和-16 MPa,相对于初始状态分别松弛了约31.8%,61.5%和97.8%;奥氏体表面残余应力分别为-728、-555和-225 MPa,相对于初始状态分别松弛了约29.3%、46.1%和78.2%。XRD组织结构分析表明,喷丸后材料表层晶块尺寸细化、微观畸变和位错密度显着提高。喷丸表面具有最小晶块尺寸和最大位错密度。喷丸强度为0.50 mmA时,奥氏体和铁素体表面晶块尺寸分别为18和25 nm,表面位错密度分别为2.45×1015和1.32×1015/m2。喷丸过程中两相的塑性变形不均匀,相同喷丸条件下,奥氏体相组织更细化、微观畸变更显着、位错密度值更高。TEM观察结果表明,喷丸变形导致奥氏体向马氏体相变,马氏体优先在奥氏体孪晶交割处形核并长大。铁素体和奥氏体具有不同的塑性变形机制,具有高层错能体心立方结构的铁素体,其塑性变形由位错运动主导;对于低层错能面心立方结构的奥氏体相,其塑性变形由位错运动、孪生和应变诱发马氏体相变共同主导。研究了高温下（600-750℃）SAF2507双相不锈钢喷丸组织结构的演变行为。等温加热过程中喷丸变形层中析出大量s相,喷丸变形加速了s相在高温下的析出动力学。等温退火后,喷丸变形组织晶粒长大、微观畸变和位错密度大幅降低。由于奥氏体塑性变形程度高于铁素体,相同退火条件下,奥氏体再结晶后的晶粒尺寸显着小于铁素体。通过线形回归拟合奥氏体和铁素体的晶界迁移激活能分别为257和220 kJ/mol,微观应变热松弛激活能分别为82.6和76.9 kJ/mol。TEM结果表明应变诱发马氏体在高温环境下具有很高的稳定性。喷丸显着提高了SAF2507双相不锈钢表层硬度和屈服强度。利用原位拉伸X射线应力测试了SAF2507双相不锈钢喷丸表面的屈服强度,结果显示喷丸后铁素体和奥氏体表面屈服强度分别为780和1100 MPa,相比于喷丸前（490和540 MPa）分别提高了59%和104%。喷丸残余压应力以及组织结构优化,包括晶块细化、位错密度等结构缺陷密度增加、奥氏体机械孪晶和形变诱发马氏体相变等,是材料表层硬度和屈服强度提高的重要原因。
邓振强[8]（2021）在《FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究》文中研究表明FeCrAl不锈钢具有优异抗高温氧化性能和较低热膨胀系数,是生产汽车尾气净化器载体的理想材料。但由于FeCrAl不锈钢中Al含量较高,生产中凝固成型控制困难,锻造轧制易开裂。这严重制约了我国汽车尾气净化器的研发和生产。为此,本文主要从以下五个方面对FeCrAl不锈钢相析出及形变机理进行了研究:（1）平衡凝固相变研究;（2）非平衡凝固过程AlN的析出机制研究;（3）α’相析出行为研究;（4）动态再结晶行为研究;（5）动态应变时效行为研究。采用Factsage相图计算和热膨胀实验相结合的方法,研究了 FeCrAl不锈钢在平衡凝固和冷却过程中的相变和析出行为。基于相图计算结果,确定了完整的平衡相转变路径。结合垂直截面图与等温截面图分析发现,在冷却过程中,（Fe,Cr）7C3的析出主要受到Cr、Al和C含量的影响,Al含量的降低或Cr含量的增加会缩小（Fe,Cr）7C3的相稳定温度区间。Al含量的增加会减小σ的相稳定温度区间。FeCrAl不锈钢的平均线膨胀系数会因α’相的存在而降低,因（Fe,Cr）23C6的析出而升高。通过定向凝固实验和热力学、动力学计算,研究了冷却速率对FeCrAl不锈钢非平衡凝固过程中AlN夹杂物析出的影响。利用场发射扫描电子显微镜的Feature功能,研究了不同冷却速率下析出的AlN夹杂物的数量和尺寸。分别建立了 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型和溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型,确定了 AlN颗粒的生长机理。结果表明,AlN在固液两相区析出。随着冷却速率的增加,AlN颗粒尺寸减小,颗粒数量增加,但体积分数变化不大。在凝固过程中,AlN开始析出后氮含量随冷却速率的变化而显着变化。增加冷却速率和降低钢液中的氮含量会缩短夹杂物的生长时间,从而减小FeCrAl不锈钢中析出的AlN粒子的尺寸。在凝固过程中,随固相分率的增加,在液相中氮、铝和铬的偏析度降低,在固相中铝和铬的偏析度升高。固相中氮的偏析度首先升高,并在AlN夹杂物开始析出后降低。通过热力学分析及三维原子探针仪和纳米压痕实验对FeCrAl不锈钢475℃下α’相析出行为进行了研究。原子探针及热力学分析表明,纳米尺度的α相和α’相的分离是导致FeCrAl不锈钢在475℃下等温时效强化的主要机制。FeCrAl不锈钢中析出的α’相呈弥散的独立球状粒子。α’相中心区域Cr含量随475℃下时效时间的延长而升高,Al原子强烈的分配至富铁相中。稀土 La元素可在时效过程中富集于α’相的周围,抑制α’相的析出。纳米压痕实验表明,随475℃下时效时间的延长,FeCrAl不锈钢的硬度和弹性模量均有所升高。使用Gleeble-3500热模拟机进行高温压缩实验对铸态FeCrAl不锈钢的动态再结晶行为进行了研究。通过对真实应力-应变曲线的回归分析得到发生动态再结晶的表观激活能为300.19 kJ/mol,构建了相应的本构方程及相关热物性参数与Z因子的函数关系。采用改进的Avrami模型建立了动态再结晶的动力学模型。结合压缩试样微观组织分析发现,动态再结晶晶粒的体积分数随应变的增大而增大;在固定变形温度下,达到相同动态再结晶体积分数所需的应变量随应变速率的增大而增大;动态再结晶晶粒尺寸随温度的升高或应变速率的降低而增大。微观结构观察还表明,连续动态再结晶是FeCrAl不锈钢发生动态再结晶的主要形核机制。通过单向拉伸实验对FeCrAl不锈钢在室温至600℃温度区间的变形性能进行研究。结果表明,应变速率为3.333×10-4 s-1,形变温度为200℃～400℃条件下,动态应变时效发生。抗拉强度呈现负应变速率敏感性。应变速率一定时,随温度的升高,应力-应变曲线依次出现A、A+B、B、C+D、C型锯齿波。应变速率降低会使动态应变时效温度区间向低温区移动。采用描述性统计方法对FeCrAl不锈钢发生动态应变时效时应力降特征进行了描述。根据McCormick模型对动态应变时效过程中溶质原子迁移的有效激活能进行计算,确定了置换原子Al与位错的交互作用是导致FeCrAl不锈钢发生动态应变时效现象的主要原因。
赵晓洁[9]（2020）在《第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响》文中进行了进一步梳理无碳化物贝氏体钢具有优异的综合性能,其开发和研究具有重要的应用意义。本文以中碳、高碳无碳化物贝氏体钢为研究对象,利用微合金化处理引入第二相,研究第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变机理、微观组织以及常规力学性能和疲劳性能的影响,以达到加速贝氏体相变、提高贝氏体钢性能的目的。创新性地采用原位透射手段,观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,研究贝氏体相变形核及长大过程中微观组织演变机制。通过调控热处理工艺,获取不同工艺参数下的贝氏体相变动力学、组织及性能。利用微量N和Al、微量N和V对无碳化物贝氏体钢进行微合金化处理,优化热处理工艺诱导析出与贝氏体铁素体具有高共格度的AlN和VN第二相,为贝氏体铁素体形核提供有效形核点,显着缩短贝氏体相变孕育期,加速贝氏体相变。同时,形核点的增加导致贝氏体组织得到细化,试验钢的强度和硬度提高。利用高温共聚焦显微镜原位观察AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响,结果表明,AlN可作为贝氏体铁素体的有效形核点,不同形核位置处贝氏体铁素体的长大速率不同,其中晶粒内部形核的贝氏体长大速率较高;随着等温时间的增加,AlN可诱发更多的二次形核,相界面处的形核位置逐渐取代晶界位置占据主导。随着回火温度的升高,无碳化物高碳钢的贝氏体铁素体板条厚度增加,残余奥氏体的体积分数降低。160°C低温回火后高碳钢的综合力学性能最佳。不同回火温度下,高碳贝氏体钢的循环变形行为略有不同。160°C回火后高碳钢具有较高的循环硬化能力,且循环硬化后无明显的循环软化行为。在循环变形过程中,高碳贝氏体钢中残余奥氏体变形诱发生成马氏体,同时残余奥氏体中有形变孪晶出现。通过不同变形量的形变热处理工艺对中碳无碳化物贝氏体钢相变和微观组织影响试验,结果表明,对过冷奥氏体进行300°C低温形变热处理可使贝氏体相变孕育期大幅度缩短,显着促进贝氏体相变,等温30 s即可完成大部分的贝氏体转变。贝氏体的转变程度与形变热处理的变形量有关。形变热处理后贝氏体铁素体板条细化,且短小的板条数量增加。采用球差环境透射电子显微镜原位观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,精准系统地观察纳米尺度贝氏体板条的形核及长大演变过程。结果表明,贝氏体长大过程包括贝氏体亚单元及超细亚单元重复形核及长大,贝氏体相变单元多为四边形长条;贝氏体形核及长大过程中存在位错,位错在相变过程中伴随贝氏体铁素体相界面移动。受测试试样厚度与晶粒直径的比值影响,相变仪、高温共聚焦显微镜和环境球差透射电镜3种方法测试贝氏体相变动力学结果存在差异。
孙斌[10]（2019）在《热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应》文中研究表明Ti-Nb合金与其他高温记忆合金相比,具有优异的冷热加工性能,马氏体相变温度可达300℃以上,在高温场合下的驱动和连接等方面具有广阔应用前景。然而,Ti-Nb合金的形状记忆效应差,完全可恢复应变不到2%,这已阻碍了它的进一步推广应用。本文采用透射电镜、高分辨电镜、差示扫描量热分析以及拉伸试验等系统研究了热机械处理对Ti-16Nb高温记忆合金组织和界面结构、马氏体相变、形状记忆效应的影响,阐明了合金在室温拉伸变形时的组织结构演化规律和变形微观机制,揭示了热机械处理提高Ti-16Nb合金形状记忆效应的微观机制。透射电镜观察表明,固溶态Ti-16Nb合金中α″马氏体主要呈“V”字型自协作形态。构成“V”字型变体组的马氏体具有{1 1 1}I型或〈2 1 1〉II型孪晶关系。其孪晶界面共格性良好。但当“V”字型马氏体的侧边和其他变体的端部接触时,除孪晶面以外,还可观察到以（（?）2 0）CV（i）1 3 （?）CV（j）或（（?）2 0）CV（i）（?）0 2CV（j）晶面作为连接面,形成半共格界面。Ti-16Nb合金经适当的热机械处理后,冷加工引入的位错在退火时被部分消除并发生重排,形成局部内应力场,使马氏体变体在相变过程中发生择优取向,从而形成单一取向的马氏体板条。升高退火温度或延长退火时间,择优取向的马氏体板条数量减少,呈“V”字型组态的马氏体数量增多。热机械处理对Ti-16Nb合金的马氏体相变具有显着影响。当冷轧/冷拔变形量为60%,随着退火温度的升高或退火时间的延长,马氏体逆转变峰值温度Ap升高。升高退火温度,α相含量降低,基体中Nb含量也随之降低,导致Ap升高。随着退火时间的延长,α相含量保持不变,而残余位错密度逐渐降低,其对马氏体形核的促进作用减弱,导致Ap升高。当退火工艺参数不变时,Ap随冷轧/冷拔变形量的增加而降低。适量的残余位错不明显阻碍马氏体相变,又有利于马氏体的形核,因此相变温度降低。固溶态Ti-16Nb合金室温拉伸变形时,在粗大马氏体变体内部形成大量细小的{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶。当变形量超过2%时,位错滑移与马氏体的孪生同时发生。当应变量增至10%时,还观察到有少量{0 1 1}复合孪晶形成。热机械处理改变了Ti-16Nb合金的变形微观机制。当拉伸变形量小于5%时,经适当热机械处理后的Ti-16 Nb合金中主要发生马氏体的合并及再取向。当拉伸应变量大于5%时,位错滑移开始出现,导致形状不能完全恢复。固溶态Ti-16Nb合金变形时,{1 1 1}堆垛层错可作为{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶的形核位置。层错存在时{1 1 1}面上的原子通过微小切变就能移动到孪晶的点阵位置。柏氏矢量为〈0.3044 0.1465（?）〉的不全位错在{1 1 1}晶面连续滑移5个原子层,便可形成{1 1 1}I型孪晶。此外,当某一区域内同时存在多个{1 1 1}堆垛层错时,与之对应的Shockley不全位错将使其附近的（0 0 2）m晶面间距增大,接近与之平行的〈0 （?）0〉t晶面,经微小调整后,便可形成〈2 1 （?）〉II型孪晶。变形时{1 1 1}I型孪晶界面运动由孪生位错在孪晶面滑移实现。当拉伸应变量为5%,孪晶界面上出现高度不等的台阶,在部分孪晶界面附近观察到少量{1 1 1}晶面堆垛层错。当应变量增至10%时,孪晶界面附近产生畸变层。变形过程中〈2 1 （?）〉II型孪晶通过多个（1 （?）1）晶面协同的切变实现孪晶面〈（?）5 （?）〉的运动。热机械处理显着提高了Ti-16Nb合金的形状记忆效应。当冷轧/冷拔变形量为60%,退火时间为0.5h时,Ti-16Nb合金的可恢复应变随退火温度的升高而增加,当退火温度为700℃时达极大值;而当冷轧/冷拔变形量为60%,退火温度为700℃时,可恢复应变随着退火时间的延长而减小。Ti-16Nb合金获得的最佳的热机械处理工艺参数为冷轧/冷拔变形量60%,退火温度700℃,退火时间0.5h,此时可获得5%的完全可恢复应变。Ti-16Nb合金经热机械处理后形成择优取向的板条状马氏体再取向临界应力低,界面可动性好是形状记忆效应提高的主要原因。
二、形变、畸变、应变、变形（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、形变、畸变、应变、变形（论文提纲范文）
（1）基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 高熵合金概述 |
| 2.1.1 高熵合金的定义 |
| 2.1.2 高熵合金的相形成规律 |
| 2.1.3 高熵合金的相组成和结构 |
| 2.1.4 高熵合金的特性 |
| 2.2 高熵合金变形机制 |
| 2.2.1 细晶强化 |
| 2.2.2 第二相强化 |
| 2.2.3 间隙元素强化 |
| 2.2.4 相变强化 |
| 2.3 高熵合金中同步辐射和中子衍射应用表征研究现状 |
| 2.4 高熵合金的织构研究现状 |
| 2.5 研究意义、目的及研究内容 |
| 2.5.1 研究意义及目的 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 材料制备和研究方法 |
| 3.1 材料制备方法 |
| 3.2 材料结构表征及微观力学行为研究 |
| 3.2.1 中子衍射技术 |
| 3.2.2 透射电镜分析 |
| 3.2.3 同步辐射高能X射线衍射技术 |
| 3.2.4 织构测量与分析方法 |
| 4 合金化对CoCrNi中熵合金力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 硼合金化CoCrNi合金的微观组织 |
| 4.3 硼合金化CoCrNi合金的力学性能 |
| 4.4 硼合金化CoCrNi合金拉伸过程微观力学行为原位研究 |
| 4.5 钛合金化CoCrNi合金拉伸微观力学行为原位研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金应力诱发马氏体相变行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金相组成及力学行为 |
| 5.3 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金原位中子衍射研究 |
| 5.4 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7合金形变机制研究 |
| 5.5 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7和CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金循环加载原位研究 |
| 5.6 热处理对Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金力学行为的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 同步辐射对CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金再结晶织构的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理态CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金的相组成 |
| 6.3 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中fcc相的织构演化 |
| 6.4 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中bcc相的织构演化 |
| 6.5 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中晶粒取向分布 |
| 6.6 CoCrNiFeMnAl_(0.5)高熵合金中bcc相的残余应力 |
| 6.7 Co_(19)Cr_(21)Ni_(19)Fe_(22)Mn_(12)Al_7高熵合金织构 |
| 6.8 本章小结 |
| 7 结论、创新点与工作展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）微结构对Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金变形行为的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的发展历史 |
| 1.3 高熵合金的四大效应 |
| 1.3.1 高熵效应 |
| 1.3.2 晶格扭曲效应 |
| 1.3.3 缓慢扩散效应 |
| 1.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 1.4 高熵合金的相形成规律 |
| 1.5 高熵合金的制备方法 |
| 1.6 高熵合金的力学性能 |
| 1.6.1 高熵合金的力学性能 |
| 1.6.2 fcc中熵和高熵合金的变形行为 |
| 1.6.3 fcc中熵和高熵合金的强化机制 |
| 1.7 fcc中熵和高熵合金的结构稳定性 |
| 1.8 Al_(0.1)CoCrFeNi高熵合金的变形行为 |
| 1.9 研究内容和意义 |
| 第二章 铸态Al_(0.1)CoCrFeNi亚稳高熵合金的马氏体相变 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 马氏体相变 |
| 2.3.2 马氏体的显微表征 |
| 2.4 讨论 |
| 2.5 结论 |
| 第三章 Al_(0.1)CoCrFeNi亚稳高熵合金马氏体相变和孪生变形的晶粒尺寸效应 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 变形前的微结构 |
| 3.3.2 变形行为 |
| 3.3.3 变形微结构 |
| 3.4 讨论 |
| 3.5 结论 |
| 第四章 低温和高温退火对Al_(0.1)CoCrFeNi亚稳高熵合金显微组织与变形行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 变形前的微结构 |
| 4.3.2 变形行为 |
| 4.3.3 变形微结构 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 中温退火对Al_(0.1)CoCrFeNi亚稳高熵合金显微组织与变形行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 变形前的微结构 |
| 5.3.2 力学性能和变形行为 |
| 5.3.3 有效应力和背应力 |
| 5.3.4 变形微结构的演化和变形机理 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 结论 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 本论文创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读博士学位期间参与的科研项目 |
| 致谢 |
（3）Mg-Zn系镁合金的增强增塑机理及取向行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镁合金的特点及应用现状 |
| 2.1.1 镁合金的特点 |
| 2.1.2 镁合金的应用现状 |
| 2.2 镁合金的合金化 |
| 2.2.1 锌元素在镁合金中的作用 |
| 2.2.2 铝元素在镁合金中的作用 |
| 2.2.3 微合金化稀土及钙元素在镁合金中的作用 |
| 2.2.4 锰元素在镁合金中的作用 |
| 2.2.5 合金元素的复合添加 |
| 2.3 镁合金薄板材的铸轧制备工艺 |
| 2.4 镁合金的塑性变形机制 |
| 2.4.1 滑移 |
| 2.4.2 孪生 |
| 2.4.3 晶界滑移 |
| 2.5 镁合金变形机制的竞争与协调 |
| 2.5.1 温度对变形机制的影响 |
| 2.5.2 应变速率对变形机制的影响 |
| 2.5.3 晶粒尺寸对变形机制的影响 |
| 2.5.4 塑性变形的协调性 |
| 2.6 镁合金的取向行为 |
| 2.6.1 镁合金塑性变形的取向行为 |
| 2.6.2 镁合金再结晶过程的取向行为 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 试验设备及方法 |
| 3.3.1 板材制备及试验材料 |
| 3.3.2 Thermal-Calc平衡相图计算 |
| 3.3.3 盐浴退火试验 |
| 3.3.4 显微组织表征 |
| 3.3.5 性能检测 |
| 4 基于合金化及铸轧工艺的镁合金板材制备及强化机理研究 |
| 4.1 板材力学性能及成形性能 |
| 4.2 制备过程中微观组织演变 |
| 4.2.1 制备过程的组织特征演变分析 |
| 4.2.2 第二相的析出行为 |
| 4.2.3 合金化及铸轧工艺在制备过程中的作用 |
| 4.2.4 新型Mg-2Zn合金微观组织特征分析 |
| 4.3 强化机制及各向异性 |
| 4.3.1 力学性能的强化机制 |
| 4.3.2 力学性能的各向异性和成形性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 镁合金退火过程的微观组织演变及晶粒长大行为研究 |
| 5.1 退火过程的软化行为 |
| 5.2 再结晶行为对微观组织特征的影响 |
| 5.2.1 微观组织形貌演变规律 |
| 5.2.2 晶粒取向特征演变分析 |
| 5.2.3 晶粒长大的取向行为分析 |
| 5.3 第二相粒子对弱化基面织构及再结晶行为的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 不同应变速率下镁合金的各向异性及塑性变形行为研究 |
| 6.1 基本力学性能 |
| 6.1.1 应力-应变曲线 |
| 6.1.2 力学性能分析 |
| 6.2 应变速率和载荷方向对力学行为的影响 |
| 6.2.1 拉伸变形的绝热温升行为 |
| 6.2.2 加工硬化能力分析 |
| 6.2.3 应变硬化速率分析 |
| 6.2.4 应变速率敏感性分析 |
| 6.3 拉伸变形的微观组织特征及变形机制 |
| 6.3.1 拉伸变形过程的微观组织演变规律 |
| 6.3.2 拉伸变形过程的晶粒取向变化 |
| 6.3.3 拉伸变形的塑性变形机制分析 |
| 6.3.4 力学性能各向异性和应变速率敏感性 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 纳米压入变形的取向行为研究 |
| 7.1 纳米压痕形貌 |
| 7.2 纳米力学性能 |
| 7.2.1 载荷-位移曲线 |
| 7.2.2 纳米力学性能参数 |
| 7.3 纳米压入的取向行为分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期的工作设想 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）TWIP钢中形变孪晶的多晶体塑性有限元模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 常用符号 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 TWIP钢概述 |
| 1.1.1 TWIP钢研究背景 |
| 1.1.2 TWIP钢微观组织特征 |
| 1.1.3 TWIP钢形变机制 |
| 1.2 形变孪晶 |
| 1.2.1 形变孪晶晶体学 |
| 1.2.2 形变孪晶引起的晶向变化 |
| 1.2.3 孪晶与位错的相互作用 |
| 1.3 晶体塑性有限元法 |
| 1.3.1 晶体塑性理论建立与发展 |
| 1.3.2 有限元法及ABAQUS有限元软件 |
| 1.3.3 晶体塑性有限元模拟现状 |
| 1.4 孪晶的模拟研究 |
| 1.4.1 晶向变化假设 |
| 1.4.2 晶体塑性本构模型 |
| 1.4.3 其它模型 |
| 1.5 研究内容与意义 |
| 第2章 晶体塑性有限元模型 |
| 2.1 应力应变张量 |
| 2.2 晶体取向表示方法 |
| 2.3 晶体塑性本构理论 |
| 2.3.1 晶体变形运动学 |
| 2.3.2 本构方程 |
| 2.3.3 率相关硬化模型 |
| 2.4 孪晶 |
| 2.4.1 双滑移系和双孪晶系 |
| 2.4.2 孪晶在晶体塑性模型中的实现 |
| 2.5 晶体塑性理论在ABAQUS中的实现 |
| 2.5.1 Newton-Raphson迭代法 |
| 2.5.2 线性差值法在晶体塑性有限元中的应用 |
| 2.5.3 UMAT子程序 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 模型参数拟合与验证 |
| 3.1 TWIP钢实验结果 |
| 3.2 平面应力晶体塑性有限元法 |
| 3.3 几何模型 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 晶体塑性模型中未知材料参数拟合 |
| 3.4.2 单/多晶模型对拟合参数的验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 材料层错能和模型边界条件对孪晶形核的影响 |
| 4.1 材料层错能和临界切应力的热力学计算 |
| 4.2 模型边界条件 |
| 4.2.1 多点约束边界条件 |
| 4.2.2 周期性边界条件 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 形变孪晶动力学 |
| 4.3.2 材料层错能对孪晶形核的影响 |
| 4.3.3 模型边界条件对孪晶形核的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 孪晶诱发塑性效应和应变局部化 |
| 5.1 单晶几何尺寸对应变局部化的影响 |
| 5.1.1 几何模型 |
| 5.1.2 结果与讨论 |
| 5.2 晶体取向错配对孪晶形核长大的影响 |
| 5.2.1 几何模型 |
| 5.2.2 结果与讨论 |
| 5.3 网格密度对硬化和应变局部化的影响 |
| 5.3.1 几何模型 |
| 5.3.2 结果与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 TWIP钢变形织构模拟 |
| 6.1 晶体取向更新在晶体塑性模型中的实现 |
| 6.2 单晶旋转 |
| 6.2.1 几何模型 |
| 6.2.2 结果与讨论 |
| 6.3 形变孪晶及多晶织构的模拟 |
| 6.3.1 几何模型 |
| 6.3.2 结果与讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
| 作者简介 |
（5）一种镍铁基变形高温合金中退火孪晶界的演变与力学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 孪晶界 |
| 1.2.1 孪晶界晶体学特征 |
| 1.2.2 孪晶界的分类 |
| 1.2.3 孪晶界的形态和特征 |
| 1.3 退火孪晶界的研究进展 |
| 1.3.1 退火孪晶界的形成机理 |
| 1.3.2 退火孪晶界的演变 |
| 1.3.3 退火孪晶界的湮灭 |
| 1.4 退火孪晶界的应用 |
| 1.4.1 对特殊性能的影响 |
| 1.4.2 对变形行为的影响 |
| 1.4.3 对力学性能的影响 |
| 1.4.4 应用前景 |
| 1.5 本研究的选题背景和主要内容 |
| 1.5.1 选题背景 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 退火孪晶界的演变及其影响因素 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及制备 |
| 2.2.1 实验材料及初始状态 |
| 2.2.2 试样的制备 |
| 2.2.3 检测设备及参数 |
| 2.3 晶界特征分布 |
| 2.3.1 孪晶界形态与晶粒分布 |
| 2.3.2 退火孪晶界含量的演变 |
| 2.4 结果分析与讨论 |
| 2.4.1 预变形量对退火孪晶界形态的影响 |
| 2.4.2 退火孪晶界分数的影响因素 |
| 2.4.3 退火孪晶界密度的影响因素 |
| 2.4.4 退火孪晶界密度与晶粒尺寸 |
| 2.5 退火孪晶界形成机理的探讨 |
| 2.5.1 退火孪晶形成机制评价 |
| 2.5.2 试验结果与分析 |
| 2.6 小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 镍铁基合金中的“锯齿”流变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 合金热处理工艺 |
| 3.2.2 拉伸试样制备 |
| 3.2.3 晶粒尺寸的测量 |
| 3.2.4 单轴拉伸试验 |
| 3.2.5 组织观察 |
| 3.3 组织与变形行为 |
| 3.3.1 退火组织 |
| 3.3.2 合金变形行为 |
| 3.3.3“锯齿”流变的激活能 |
| 3.4 结果分析与讨论 |
| 3.4.1“锯齿”流变的机理 |
| 3.4.2 界面对“锯齿”流变的影响 |
| 3.4.3“锯齿”流变对性能的影响 |
| 3.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 形变热处理对组织和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及其制备 |
| 4.2.1 实验材料与制备方法 |
| 4.2.2 TEM观察 |
| 4.3 合金的组织与性能 |
| 4.3.1 轧制前后的组织 |
| 4.3.2 拉伸性能 |
| 4.3.3 拉伸后的组织 |
| 4.4 结果分析与讨论 |
| 4.4.1 屈服强度组元 |
| 4.4.2 晶界对性能的影响 |
| 4.4.3 孪晶界对性能的影响 |
| 4.5 小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 全文总结与创新点 |
| 5.1 主要结论 |
| 5.2 论文创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
（6）FCC/HCP金属材料局域形变与损伤的同步辐射衍射研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 金属局域形变 |
| 2.1.1 多晶塑性变形 |
| 2.1.2 应变不均的来源 |
| 2.1.3 局域形变表征方法 |
| 2.2 同步辐射表征技术 |
| 2.2.1 微衍射 |
| 2.2.2 高能衍射 |
| 2.3 FCC不锈钢疲劳损伤 |
| 2.3.1 金属疲劳损伤概述 |
| 2.3.2 疲劳损伤经典位错模型 |
| 2.3.3 AL6XN超级奥氏体不锈钢 |
| 2.4 HCP纯钛形变孪晶 |
| 2.4.1 钛概述 |
| 2.4.2 纯钛滑移和孪晶 |
| 2.5 先进加工/成形技术 |
| 2.5.1 激光冲击强化技术 |
| 2.5.2 金属增材制造技术 |
| 2.6 形变分析方法 |
| 2.6.1 应变梯度 |
| 2.6.2 应力梯度 |
| 3 研究方法、内容和意义 |
| 3.1 研究方法 |
| 3.1.1 μXRD的白光衍射和单色光能量扫描 |
| 3.1.2 HE-XRD实验设置及分析方法 |
| 3.1.3 其它测试及表征方法 |
| 3.2 研究内容和意义 |
| 4 FCC不锈钢的疲劳损伤机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及力学性能 |
| 4.3 缺陷累积的统计表征 |
| 4.4 疲劳组织的微观表征 |
| 4.5 形变带交互作用模型 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 HCP纯钛形变孪晶的局域应力场 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯钛连续形变中的微观力学演化 |
| 5.3 形变孪生的原位μXRD表征 |
| 5.3.1 取向表征 |
| 5.3.2 弹性应变场表征 |
| 5.3.3 TEM表征 |
| 5.3.4 孪生引起的畸变起源讨论 |
| 5.4 梯度纯钛的受限行为研究 |
| 5.4.1 材料处理及实验方案 |
| 5.4.2 冲击引入的组织梯度 |
| 5.4.3 冲击引入的应力梯度 |
| 5.4.4 冲击强化组织的受限形变 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 增材制造不锈钢应变不均对织构演化的影响 |
| 6.1 组织表征 |
| 6.2 HE-XRD原位拉伸实验 |
| 6.2.1 织构演化分析 |
| 6.2.2 微观力学演化 |
| 6.3 EBSD拉伸实验 |
| 6.3.1 CPF-316L形变协调机制:局域形变带 |
| 6.3.2 SLM-316L形变协调机制:孪晶 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 双相不锈钢概况 |
| 1.2.1 双相不锈钢发展历史 |
| 1.2.2 双相不锈钢的组织结构 |
| 1.2.3 双相不锈钢的强化方法 |
| 1.3 喷丸强化发展概况 |
| 1.3.1 喷丸强化发展历史 |
| 1.3.2 喷丸强化工艺 |
| 1.3.3 喷丸强化机制 |
| 1.4 喷丸残余应力 |
| 1.4.1 喷丸残余应力场 |
| 1.4.2 残余应力测试方法 |
| 1.5 喷丸形变层组织结构 |
| 1.5.1 喷丸变形组织特征 |
| 1.5.2 喷丸变形组织表征 |
| 1.6 选题意义和研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 喷丸处理 |
| 2.2.2 残余应力测量 |
| 2.2.3 喷丸表面形貌表征 |
| 2.2.4 微观组织结构表征 |
| 2.2.5 奥氏体含量测量 |
| 2.2.6 残余应力松弛研究 |
| 2.2.7 喷丸变形组织回复与再结晶研究 |
| 2.2.8 喷丸层力学性能研究 |
| 第三章 SAF2507 双相不锈钢喷丸变形层残余应力研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 双相不锈钢喷丸残余应力 |
| 3.2.1 传统喷丸残余应力 |
| 3.2.2 复合喷丸残余应力 |
| 3.2.3 预应力喷丸残余应力 |
| 3.3 双相不锈钢喷丸微观应力 |
| 3.3.1 双相材料中各类内应力 |
| 3.3.2 双相不锈钢微观应力变化 |
| 3.4 喷丸残余应力松弛行为 |
| 3.4.1 喷丸残余应力的热松弛 |
| 3.4.2 喷丸残余应力的载荷松弛 |
| 3.5 喷丸残余应力场模拟 |
| 3.5.1 模型参数 |
| 3.5.2 单弹丸碰撞模拟 |
| 3.5.3 多弹丸碰撞模拟 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 SAF2507 双相不锈钢喷丸变形层组织结构分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 双相不锈钢喷丸表面特征 |
| 4.2.1 喷丸表面形貌 |
| 4.2.2 喷丸表面粗糙度 |
| 4.3 喷丸变形组织结构 |
| 4.3.1 喷丸表层金相组织形貌 |
| 4.3.2 喷丸表面XRD物相分析 |
| 4.3.3 变形层TEM形貌观察 |
| 4.4 喷丸变形组织XRD线形分析 |
| 4.4.1 X射线衍射半高宽 |
| 4.4.2 Voigt单峰线形分析 |
| 4.4.3 Rietveld全谱拟合分析 |
| 4.5 喷丸组织晶粒细化机制 |
| 4.6 喷丸形变组织回复与再结晶 |
| 4.6.1 退火表面物相分析 |
| 4.6.2 退火表层金相组织形貌 |
| 4.6.3 退火组织XRD线形分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 喷丸层力学性能及强化机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 喷丸强化层力学性能 |
| 5.2.1 喷丸表面层显微硬度变化 |
| 5.2.2 退火对喷丸层显微硬度的影响 |
| 5.2.3 喷丸表面屈服强度 |
| 5.3 SAF2507 双相不锈钢喷丸强化机制 |
| 5.3.1 残余压应力强化 |
| 5.3.2 组织结构强化 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与创新 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果 |
| 致谢 |
（8）FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 FeCrAl不锈钢 |
| 2.2 FeCrAl不锈钢凝固特性研究现状 |
| 2.2.1 凝固及冷却过程中的析出相特性研究 |
| 2.2.2 凝固路径的研究 |
| 2.3 凝固前沿夹杂物的形成 |
| 2.3.1 凝固过程中溶质分配的研究 |
| 2.3.2 固液两相区夹杂物的形成 |
| 2.4 475℃脆性问题 |
| 2.4.1 475℃脆性现象及原理 |
| 2.4.2 FeCrAl合金的475℃脆性 |
| 2.5 金属热变形 |
| 2.5.1 回复和再结晶 |
| 2.5.2 动态回复与动态再结晶 |
| 2.5.3 FeCrAl不锈钢的回复与再结晶行为 |
| 2.6 动态应变时效 |
| 2.6.1 动态应变时效的宏观表现 |
| 2.6.2 有关动态应变时效的主要物理模型和理论 |
| 2.6.3 动态应变时效对材料静态拉伸强度的影响 |
| 2.6.4 动态应变时效对材料疲劳强度的影响 |
| 2.7 本课题的研究背景、意义及内容 |
| 2.7.1 研究背景和意义 |
| 2.7.2 研究内容和方法 |
| 3 FeCrAl不锈钢平衡凝固过程相变及析出行为研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 平衡相组成的确定及凝固组织分析 |
| 3.3 合金元素含量对相转变的影响 |
| 3.4 FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径 |
| 3.5 热膨胀分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 非平衡凝固过程中AlN的析出机制研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 AlN夹杂物形貌、数量和尺寸分析 |
| 4.3 AlN粒子的析出行为 |
| 4.4 Ohnaka扩散-AlN析出耦合模型 |
| 4.5 溶质微观偏析有限差分法-AlN析出耦合模型 |
| 4.6 两种耦合模型的对比 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 FeCrAl不锈钢α'相析出行为研究 |
| 5.1 实验材料及方法 |
| 5.2 α'相析出热力学分析 |
| 5.3 三维原子探针分析 |
| 5.4 硬度与弹性模量分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 FeCrAl不锈钢动态再结晶行为研究 |
| 6.1 实验材料及方法 |
| 6.2 应力-应变曲线分析 |
| 6.3 动态再结晶本构方程的建立 |
| 6.3.1 动态再结晶特征参数的确定 |
| 6.3.2 临界/峰值应力、应变模型及本构方程的建立 |
| 6.4 动态再结晶动力学模型分析 |
| 6.5 微观组织演变及动态再结晶机制分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 FeCrAl不锈钢动态应变时效行为研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.2 力学性能分析 |
| 7.3 应力-应变曲线中的锯齿波 |
| 7.4 锯齿波活化能的计算研究 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A AlN析出相电解分离方法 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 贝氏体钢的研究进展 |
| 1.3 贝氏体相变研究进展 |
| 1.3.1 贝氏体相变机制 |
| 1.3.2 贝氏体相变动力学 |
| 1.3.3 贝氏体相变热力学 |
| 1.3.4 贝氏体相变主要特征 |
| 1.4 无碳化物贝氏体组织及性能 |
| 1.4.1 无碳化物贝氏体中贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 无碳化物贝氏体中残余奥氏体 |
| 1.4.3 无碳化物贝氏体钢性能 |
| 1.5 无碳化物贝氏体钢加速相变研究现状 |
| 1.5.1 化学成分设计 |
| 1.5.2 热处理工艺优化 |
| 1.5.3 奥氏体形变热处理 |
| 1.5.4 奥氏体晶粒尺寸调控 |
| 1.5.5 应力场或者磁场引入 |
| 1.6 微合金化对贝氏体钢的影响 |
| 1.6.1 微合金化对贝氏体相变的影响 |
| 1.6.2 微合金化对贝氏体组织的影响 |
| 1.6.3 微合金化对贝氏体钢力学性能的影响 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 贝氏体钢成分设计 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 拉伸性能测试 |
| 2.2.3 低周疲劳性能测试 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM组织观察 |
| 2.3.3 SEM组织观察 |
| 2.3.4 TEM组织观察 |
| 2.3.5 EBSD组织观察 |
| 2.3.6 高温原位观察 |
| 第3章 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和测试方法 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 AlN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 3.3.2 AlN析出对中碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 3.3.3 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 3.3.4 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢力学性能的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和测试方法 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 AlN析出对高碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 4.3.2 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 回火温度对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.4 高碳无碳化物贝氏体钢的循环变形行为 |
| 4.3.5 高碳无碳化物贝氏体钢循环变形过程中组织演变 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和测试方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 VN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 5.3.2 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.3 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 5.3.4 形变热处理对无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.5 无碳化物贝氏体钢热效应分析 |
| 5.3.6 形变热处理对无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 中碳无碳化物贝氏体钢相变原位观察 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料和测试方法 |
| 6.3 试验结果 |
| 6.3.1 热膨胀分析 |
| 6.3.2 LSCM原位观察贝氏体相变 |
| 6.3.3 ETEM原位观察贝氏体相变 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（10）热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金研究进展 |
| 1.2.1 Ti-Ni基高温记忆合金 |
| 1.2.2 Ni-Mn-Ga基高温记忆合金 |
| 1.2.3 Zr-Cu基高温记忆合金 |
| 1.2.4 Ti基高温记忆合金 |
| 1.3 Ti-Nb基形状记忆合金 |
| 1.3.1 Ti-Nb基记忆合金的马氏体相变 |
| 1.3.2 Ti-Nb基记忆合金的组织结构 |
| 1.3.3 Ti-Nb基记忆合金的应变恢复特性 |
| 1.4 形状记忆合金的热机械处理 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 材料的热机械处理 |
| 2.3 相变温度测量 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 2.5 形状记忆性能测试 |
| 第3章 热机械处理Ti-16Nb合金的组织与界面结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 固溶态Ti-16Nb合金的组织与界面结构 |
| 3.2.1 固溶态Ti-16Nb合金的显微组织 |
| 3.2.2 固溶态Ti-16Nb合金马氏体变体间界面结构 |
| 3.2.3 固溶态Ti-16Nb合金的马氏体相变晶体学 |
| 3.3 冷加工过程中Ti-16Nb合金的组织结构演化 |
| 3.4 退火对Ti-16Nb合金组织结构的影响 |
| 3.4.1 退火后Ti-16Nb合金的显微组织 |
| 3.4.2 退火后Ti-16Nb合金马氏体变体间界面结构 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热机械处理Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.2.1 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.2.2 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.3 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.3.1 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.3.2 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.4 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.4.1 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.4.2 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热机械处理Ti-16Nb合金的马氏体相变与形状记忆效应 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的马氏体相变 |
| 5.2.1 退火温度对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.2.2 退火时间对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.2.3 冷加工变形量对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.3 热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的形状记忆效应 |
| 5.3.1 退火温度对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.2 退火时间对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.3 冷加工变形量对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.4 热机械处理提高Ti-16Nb合金形状记忆效应的微观机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、形变、畸变、应变、变形（论文参考文献）
- [1]基于中子/同步辐射衍射技术的CoCrNi系中高熵合金形变行为研究[D]. 师亚娟. 北京科技大学, 2021(02)
- [2]微结构对Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金变形行为的影响[D]. 伍诗伟. 上海大学, 2019(01)
- [3]Mg-Zn系镁合金的增强增塑机理及取向行为研究[D]. 张韵. 北京科技大学, 2020(01)
- [4]TWIP钢中形变孪晶的多晶体塑性有限元模拟[D]. 王园园. 东北大学, 2014(07)
- [5]一种镍铁基变形高温合金中退火孪晶界的演变与力学行为[D]. 李志刚. 上海交通大学, 2015(02)
- [6]FCC/HCP金属材料局域形变与损伤的同步辐射衍射研究[D]. 李润光. 北京科技大学, 2020(01)
- [7]SAF2507双相不锈钢喷丸强化及其表征研究[D]. 陈明. 上海交通大学, 2019(06)
- [8]FeCrAl不锈钢相析出与形变机理研究[D]. 邓振强. 北京科技大学, 2021(02)
- [9]第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响[D]. 赵晓洁. 燕山大学, 2020
- [10]热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应[D]. 孙斌. 哈尔滨工业大学, 2019(01)