金属中的孪生行为

1.2金属中的孪生行为孪生是一种基本的塑性变形方式，是晶体受到外加切应力作用沿一定的晶面（孪生面）和晶向（孪生方向）在一个区域产生连续切变的过程。在此过程中，晶体发生点阵类型不变的均匀切变，单个原子间彼此仅移动一小部分原子间距，因此，切变后的晶体点阵和基体的晶体点阵关于孪生面镜面对称或关于孪生方向1800旋转对称。对金属中孪生现象的研究最早可以追溯到19世纪中叶在陨铁中发现纽曼带（Neumannbands）的时代〔33］,但直到本世纪二十年代，这种窄带结构才明确定义为孪生。随着X射线衍射技术在金属中的应用和位错理论的逐步建立，对孪生在金属塑性变形中的作用有了一定的认识。现已清楚,孪生变形常常是在滑移变形受阻，或滑移处于不利的取向时，特别是交滑移难以进行时发生的，作为一种补充的变形机制出现。在一定的条件，孪生变形往往起着重要的作用。孪生的发生，首先取决于金属中的内部因素，包括金属原子的排列方式，金属中的堆垛层错能，晶粒大小及第二相等等，如对于面心立方金属来讲，常常出现退火孪晶，而对于六方金属来讲，则常常出现变形孪晶;并且，在面心立方金属中，具有高层错能的金属（如A1）不易发生孪生，而具有低层错能的金属（Cu）则容易发生孪生。其次，取决于变形金属的外部条件，包括变形温度、变形速度和变形量等，如对于体心立方金属来讲，孪生通常是在低温或冲击载荷下发生，而对于六方金属来讲，孪生常可以在室温静载下发生。孪生发生后，总伴有载荷的下降，使应力一应变曲线上呈出现锯齿状的形状，有时还能听到爆裂声。在孪生区附近的基体中，由于形状改变而存在着较高的应力集中。若基体中没有晶体缺陷且基体的弹性模量很大，不足以产生塑性变形来释放应力，则形成的孪晶往往具有伪弹性，在反向应力作用下会自行消失〔38］。但通常会在孪生区周围引发大量位错来松驰应力。这些位错分布在孪生区与基体的界面，当运动位错要通过孪晶时，就必须和这些位错发生反应;同理，当孪生要穿过滑移带、孪晶界或晶界时，其剪切变形也依靠位错反应来实现。一旦位错反应受阻或不易进行时，产生的应力集中将会萌生二次孪生或引发裂纹。因此，孪生变形常被认为是和裂纹萌生相关的，但还不清楚孪生过程对裂纹萌生起多大作用［39,40］。已经证实，在金属中孪生的萌生应力远低于理论剪切强度，为此，孪形孪生形核的各种位错模型已被提出〔40-42］。但这些模型或者基于原子排列上的考虑，或者基于某种位错反应的微观观察，或者基于晶体在不同晶面塑性变形的各向异性等，还不能定量解释孪生变形的特征，如晶体取向关系、变形温度和应变速率的影响规律等。与此相应，孪生在生长过程中，是否也同滑移一样，存在一个临界分切应力的问 题 快递公司问题件快递公司问题件货款处理关于圆的周长面积重点题型关于解方程组的题及答案关于南海问题 也一直存在着争论〔36］。由于孪生萌生受多种因素制约，很难给出一个明确的定义范围，因此，探索还在继续着。1.3研究钛、锆、TiAI金属间化合物中孪生行为的重要性钛、锆、TiAI金属间化合物室温塑性变形时的一个共同特征是参与塑性变形的滑移系数量较少，不能使塑性变形充分进行，因而常常引发孪生以弥补滑移变形的不足，并且，钛、锆属于六方金属，孪生变形在其塑性变形过程中起着非常重要的作用。对钛、锆来讲，其两者的轴比。c/a非常接近（钛为1.587,锆为1.593）,因此，可以视为同一类型来研究。由于它们的轴比均偏离理想的1.633，因而表现出复杂的变形行为来。其滑移变形方式由＜a＞型滑移和＜c十a＞型滑移组成，见表1-2和图1一1。由于＜c+a｝型滑移一般在400°C以上才容易开动，低于300°C时很少开动（43］,在室温及低温下则以＜a｝型滑移为主。＜a｝型滑移中的基面、柱面滑移均有2个独立的滑移系，而锥面的4个滑移系与柱面和基面的滑移系是相关的〔asl,因此，＜a｝型滑移只有4个独立的滑移系存在，既使全部开动也不能满足多晶体材料均匀变形而不产生裂纹所必需的5个独立的滑移系;同时，钦、错中的柱面的原子面密度最大，见表1一3，相应地其面间距最大，由Peierls应力与晶体结构的关系式，即表］-2n-TilCr-Zr中的看移方式滞移方向于数基面(0002X1J20；2110?0|(1120>2ilToiK112D}11021(1120)斗雅而liTooKim^]1122K1123)■21T1K1123>10L1I(1123).5iiiOntliQZl1|0*图1-1钛中的滑移平更和方向冷JccG・其中W=a/(l-v)盘为滑移面的面间距b为滑移方向上的原子间距Ge分别为切彈性模量和泊松比°可见，柱面滑移的点阵阻力最小，故柱面滑移优先开动’而基面滑移和锥面滑移不容易开动。且柱面和基面上的(1120)位错一般要分解成前个肖克莱入全位错〔叫即S1-3TiZr中的原子面密度金属cZap|1010|/p(0001)plionl/pCooo.1)e|10T2|/P(0001)Ti1.587L09140.05&00.4985Zr1,5931.08730.95520.4969rp_N0CG•e一2mu/b其中W=a/(1一u)a为滑移面的面间距b为滑移方向上的原子间距G,。分别为切弹性模量和泊松比。可见，柱面滑移的点阵阻力最小，故柱面滑移优先开动，而基面滑移和锥面滑移不容易开动。且柱面和基面上的(11乏0＞位错一般要分解成两个肖克莱不全位错［45)，即基面1/3(1120)--1/3(1叮0)+1/3(0110)柱面1/3(1120)-1/9(1120)+2/9(1120)由于在室温下，钦、错中基面的堆垛层错能大于柱面的堆垛层错能，见表1一4,因而柱面上的螺位错交滑移到基面上的可能性较小，而基面上的螺位错交滑移到柱面上的可能性较大，使柱面上的滑移变形的可能性增大，滑移变形主要以柱面滑移来进行。因此，钦、错在塑性变形时因滑移变形方式比较单一而常常伴有孪生来协调变形。已发现钦中有六种类型的孪生系〔so7错中有三种〔sy,见表1-5和图1-2。孪晶系的开动将会使它们的变形方式大大增加，塑性变形可充分进行,表现出较高的塑性。在塑性变形过程中孪生同滑移相互竞争、相互补充;并且,随着变形温度降低或应变速率提高,当滑移变形变得比较困难时,孪生变形将起着更加重要的作用。養1—斗申的堆金属基面屈構能柱面层错能参等文欷Ti250—300110—150斗石.47,40,49Zr34C15049表1-于fl-Ti#a-Zr中的率生系统MetalK,Va-Ti:1(J11J11012;11122-H124>11123111121!11013S101211124U122H125loooi110121101111123-I112PI3362S■1126;13032]lioli；12223;11123i{55102E|1120ja~Zt110121|1122|11012Icxwi]1L2IilOli'11126)11123'IioiiiH120；|2243i31-2钛中的李生系窥对TiA.I金属同化合物来讲，、。。、*二一二、。1，二二八，，，二二二、县渭修义形刀八也佰万又11UJ'}.'}早仪仪箱、乙101〕或<011]型超点阵位错及令<112]型超点阵位错，见图1一3(a)o乙室温下1，，，-,N-‘，二，二~二_一百又11UJ型早仪仪馆C乙权恨正乙在一定的热激活条件下可以容易地开动，而＜Ylfuo](001)CONJUGATE1111)HABITPLAWEMSLiPMOOESxWTWIJ-JIWOXSANTI-TWiNMIMG(匸Mj*#恒戸圳阁5NG『pfimory)图1-3TlAI中可陡的变形方式洲—月：，八“，，，。1，.二、，，一二。、，，卜，，，、一「;。1lol〕或＜oll」型及Y112J型超点阵位错通常要发生分解［s2］.““‘于2--一“，~”、、”一‘只“'卜，于一刀'叮<011〕一1/2<011」+(APB)+1/6<121]+(SISF)+l/6〈丁12]<101]一1/2<101]+(APB)+1/6<211]+(SISF)+1/6<112]1/2＜丁12〕一1/6〈丁12］+(SESF)+1/6＜丁12〕+(SISF)+1/6〈丁12］其中SESF-superlatticeextrinsicstackingfauIts(超点阵外赋层错)。SISF—superlatticeintrinsicstackingfaults(超点阵内察层错)。APB-Artiphaseboundaries(反相畴界)。所形成的1/6＜112］型不完位错及超点阵型层错极不易滑移，从而阻止超点阵位错的运动［53］，使室温下TiAI金属间化合物的滑移变形困难，塑性较差。但这些分解形成的层错却有利于孪生形成：它们可以充当孪生萌生的晶核，诱发孪晶形成［54,55］。同时，因其层错能较低，YsrsF的值大约为70一g4ITiJ/m2［56］，从而有利于萌生孪生。实验已经证实，在TiAI金属间化合物中经常出现a/6＜11到}111}型孪晶，见图1一3(b)，孪生变形和滑移变形相互补充，对塑性变形产生了有益的作用［s}.ss］01.4本文研究目的、内容和技术路线随着金属钦、错在 工程 路基工程安全技术交底工程项目施工成本控制工程量增项单年度零星工程技术标正投影法基本原理 上应用的不断扩大及TiAI金属间化合物作为一种未来航空用高温合金的逐步实用化，对它们宏观力学行为及微观变形机理的研究已显得愈来愈重要。孪生变形是钦、错、TiAI金属间化合物中的一种重要的变形方式，而这一方面的研究还很不足，对许多试验结果的解释还很不充分，因此，很有必要进行深人的研究。同时，孪生变形作为一种基本的塑性变形方式，目前的研究工作还很不深人和完善，还有许多问题等待着人们去探索。开展钦、错、TiAI金属间化合物中孪生行为的研究，对进一步深化六方金属和金属间化合物中的孪生变形行为的认识具有重要的理论意义和学术价值。本 论文 政研论文下载论文大学下载论文大学下载关于长拳的论文浙大论文封面下载 主要研究内容包括:在不同温度下，对钦、错试样分别进行单调加载试验。测定其宏观力学性能随温度的变化规律，观察微观亚结构中的孪晶形态及类型、数量的变化情况。 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 讨论温度变化对孪生变形行为的影响规律及孪生变形方式对宏观力学性能的影响作用。在不同温度下对钦、错进行示波冲击试验。测定变形过程中的温度一动态断裂韧度关系曲线，观察不同温度下冲击试样中的孪晶亚结构，分析讨论冲击载荷作用下温度变化对孪生变形行为的影响规律及孪生变形在冲击过程中对动态断裂韧度所造成的影响。对工业纯钦在不同温度下循环变形过程中的宏观力学性能及微观亚结构的变化规律进行系统地研究。绘制不同温度下的循环应力一应变曲线，观察不同温度下变形试样内部孪晶组态的变化情况，分析讨论不同温度循环变形条件下的孪生变形行为及孪生变形行为对循环性能的影响作用，总结变形温度、循环应变幅、孪生变形方式之间的内在联系。对错合金在不同温度下进行循环变形试验。测定其宏观变形规律，观察其微观亚结构的变化情况，讨论随温度变化及合金元素的加入对孪生变形行为的影响和其在循环变形过程中所起的作用。在室温下对TiAI金属间化合物在不同循环载荷方式作用下的变形过程进行研究。进行扫描电镜原位疲劳，并对循环变形后试样中的孪生变形行为进行透射电镜观察。从孪生变形的几何条件、TiAI金属间化合物特有的晶体结构及原子排列有序性等方面来讨论其中的孪生变形机制，以及孪生变形对TiAI金属间化合物室温循环变形的影响。对钦、错,TiAI金属间化合物在一196C}—>100°C之间进行热循环。观察其微观组织中的孪晶变化情况，分析讨论生产热循环孪晶的内因及外因。■車生对强度'塑性、韧性:李生对循环特性的的影响规律1妙响规律钛、错、TiAl金属间化合物中的挛生行为本论文的技术执行路线示于图1一40囹一第二章文献综述孪生变形在金属塑性变形过程中有着十分重要的意义。在一些晶体结构对称性较高的体心、面心结构金属中，孪生一般在低温或冲击载荷下发生，而在一些晶体结构对称性较低的六方结构金属中，孪生可以在一个相当宽的温度范围内发生，并且发生孪生的应变速率也有所降低，孪生同滑移相互竞争、相互补充。近来在一些具有有序结构的金属间化合物中也发现有大量的变形孪晶出现，因而对孪生现象的研究已引起了人们的重视。本章简述孪生变形的一般特点及其在钦、错、TiAl金属间化合物中已取得的研究成果和存在的问题，以便能对其研究现状有一个清晰的了解。2.1金属中孪生行为的基本特征2.1.1孪生变形的晶体几何孪晶是规律排列的两个结构相同而取向相异的晶体，其中一个晶体的原子位置和另一个晶体的原子位置呈镜面对称川。图2一1是孪晶形成的简单示意图。空心圆圈代表孪生之前原子的位置，实心圆圈代表孪生之后原子的位置，孪生前后的原子位置沿孪生面K呈镜面对称。孪晶的这种切变关系还可用一个单位球在均匀切变前后的变化加以说明，见图2-2。设孪生发生于上半球，赤道平面K为孪生面，刀1方向为切变方向，当沿着纸面（切变平面）切变后，原来的00000000300罔2-1李粘羽感示盘團图2-2单位越挛生切变滾型球变成了椭球。在孪生切变前后有两个大园平面没有发生畸变，一个是K,面,即第工不变平面，另一个是Kz面，即第11不变平面,K｝平面切变前后没有转动，而K:平面则转动到了玫'的位置，但Kz,KZ'平面与K1平面之间的夹角2$在孪生切变前后保持不变。K1平面、Kz平面、K1平面和Kz平面与切变平面的交线刀，和m方向及夹角2}便构成了孪生切变的基本要素［f2J0孪生变形的影响因素晶体位向孪生切变和晶体位向密切相关。锅单晶体的应力一应变曲线显示［3］，见图2一3，当基面和拉伸轴的夹角为7.0时，孪生变形之前发生了大量的滑移变形，而当基面和拉伸轴的夹角为3.20时，孪生几乎成了主要的变形方式。银单晶体拉伸变形研究结果表明［4］，当拉伸加载沿「1}川位向时，几乎没有观察到孪晶，而当拉伸加载沿〔111」位向时，孪生变形大量发生。研究结果还表明〔5.6］孪生的萌生不但和晶体位向有关，而且还和载荷方式有关，有些孪生在压缩载荷萌生，而有些在拉伸载荷下萌生，表现出孪生切变的单向性。2.1.2.2温度在大多数体心立方、面心立方和密排六方金属中，随着温度降低，孪生变形的作用增强，这同其塑性变形方式中孪生萌生应力对温度变化不敏感而滑移临界分切应力对温度变化敏感有关。Mahaja。和W订liams}}〕在一篇总结文献里指出，对体心立方金属而言，随着变形温度下降，孪生萌生应力升高，但上升的幅值远不及随温度下降而引起的滑移变形的临界分切应力的上升幅值，因而发生滑移变形向孪生变形方式的转变。对面心立方金属而言，随着变形温度下降，其滑移变形的临界分切应力有较小的增长，而孪生萌生应力却表现出下降的趋势，即出现正的温度一孪生萌生应力决定关系（positivedependenceoftwinningstressontemperature)，因而在低温下孪生变形更容易发生。图2一4是金属妮在不同温度下的拉伸应力一应变曲线［fa)，可以看出，在一196°C时，其应力一应变曲线较室温发生了较大的变化，在屈服点附近发生了大量的孪生变形，表明随温度下降其变形方式发生了变化，由滑移转向了孪生。对六方金属研究表明(9.io)，随着温度下降，除X1011｝孪生系的萌生应力上升外，其余的孪生系的萌生应力均下降，因而在低温变形时孪生的作用增强。多晶错在室温变形时，其变形方式是｛1010｝滑移和X1012｝孪晶，而在77K时，出现了大量的｛11乏1f,｝1012｝及｛1122孪晶。2.1.2.3应变速率在材料塑性变形过程中，应变速率效应和温度效应有许多相似之处，两者均能影响位错自身的热激活过程，因此，材料性能随温度发生变化，也必然随应变速率发生变化。对孪生变形来讲，低的变形温度等同于高的应变速率，并且，孪生变形对应变速率更敏感。在冲击载荷作用下，所有的体心、面心、六方金属均可以在室温下发生孪生变形，且随应变速率增加，孪生变形加剧〔“，'“〕。Bolting和Richmanfis〕对孪生变形的应变速率效应研究表明，在孪晶核周围，由于应力集中，总伴随有一定的位错结构，位错容易运动时，应力集中小，而位错不易移动时，则应力集中增大。在高的应变速率下，位错来不及移动，孪晶核周围的应力将增大，从而促进了孪生变形的发生。2.1.2.4溶质原子间隙原子和置换原子对金属中孪生变形行为有着复杂的影响。C.LMagee｝la对体心立方金属研究发现，间隙原子总是阻碍孪生的萌生，而置换原子却有利于孪生萌生，并认为间隙原子总会增加孪生切变时的能量，而置换原子通过影响孪晶的核结构、促进螺位错的可动性而有助于孪生萌生。J.A.Venables｝is］对面心立方金属研究发现，置换原子能促进孪生萌生，并且发现随着固溶体中层错能的下降，孪生萌生应力也下降，见图2-5.通过改变固溶体的层错能，从而影响了，因此认为置换原孪生萌生应力。larkingFaultErerQy,yfS32-5痢基倉金层常能牽I車生.萌尖应力的笑疾血餓CE別一酋适富晶粒尺寸晶粒大小对孪生萌生应力也有一定的影响。类似于晶粒大小对流变应力的影响，晶粒大小对孪生萌生应力也有相应的影响〔16］，即a'Y=°°'+K'd一Iz其中弓是孪生的萌生应力，时是孪生萌生时的点阵阻力，K'为一常数，d为晶粒大小。O.Vohringer}I'〕研究Cu-Sat.%Sn合金时发现，在室温下孪生萌生应力和Hall-Patch关系很符合，但在77K时，孪生萌生应力和晶粒直径成直线型关系，是d-'而不是d-Il2关系。预变形滑移变形对孪生萌生也有影响，特别是在fcc金属中，经常是发生了大量滑移变形之后才观察到了孪生变形。所以很容易把预应变同孪生萌生联系起来尽管还不清楚预应变在孪生萌生过程中所起的作用〔'“〕。第二相第二相的存在，会使基体金属的晶格点阵发生一定的扭曲，并在其周围形成复杂的位错结构，使孪生切变阻力增加，抑制了孪生的发生。C.J.Mchargue}19］研究发现，当妮金属中的间隙原子含量超过其溶解极限时，孪生的萌生就会受到抑制。J.S.Chunlzo］研究发现，在Ti一5.lwt%Zr合金时效处理后，孪生萌生也受到了抑制。孪晶的成核机制对孪晶成核基本上有两种观点：一种是Orowan等人[fzl〕提出的均匀成核机制（homogeneousnucleation）,即在完整晶体中通过高的应力集中来促发孪晶;另一种为Conttrell和Bilby等人[zz]提出的非均匀成核机制（Heterogeneousnucleation），孪晶成核通过位错辅助或位错反应来完成。2.1.3.1Orowan成核机制Orowan设想，在一些应力集中区域，透镜状的孪晶核会均匀地生成，即构成孪晶和基体界面的孪晶位错可以从完整晶体中产生。并指出，当促发孪晶核形成的外加应力所作的功等于孪晶界面能时，孪晶核即可形成，并且，热起伏并不能促成孪晶核的形成。J.T.Fourie｝z3〕在研究锡薄膜孪生行为时发现，孪晶可以从无位错区萌生，而M.L.Kronberg｝z4】在研究六方金属｛10丁2｝孪晶时给出了如何从原子的集体切变中生成一个宏观意义上的孪晶的模型，这些结果均有力地支持了均匀成核机制。Conttrell和Bilby成核机制Cattrell和Bilby最早提出，若一扫动位错能绕着一极轴位错旋转，且此扫动位错在沿孪生平面扫过一遍后，立即转人相邻的下一孪生平面继续扫动，并依次进行下去，这样就可能在比理论强度低很多的应力下产生一定体积的孪晶图2-6给出了体心立方晶体中孪生形成过程。（112）面上的全位错异[111J在一定条件下分解为a/3[112〕位错在（112）面上不能滑移，可作为极轴位错，而a/6[111」在（112）面上可以滑动，它在（112）面上运动的结果便产生了一单原子层厚的孪晶。当滑移到（112）面和（121）面的交线【111」上时，就变成了一个纯螺型位错，在适当条件下可以滑移到（121）面上扫动，故可作为扫动位错。而极轴位错可分解为a/3〔112]—a/6[121」+a/'2[101]其柏氏矢量中垂直于扫动面（121）的分量正好是a/6[121｝，也就是（121）面的面间距，图2-6体心立方晶体中学主形成住错棋型因此，扫动位错绕极轴位错在不同（121）面上滑移的结果，便可得到沿〔111]方向多层原子厚的孪晶，此孪晶与a/6[11刊位错在（112）面上形成的单原子层厚的孪晶是相一致的。孪晶的界面反应当基体发生孪生变形后，常常会在孪晶和基体的界面、孪晶和滑移带或孪晶相交处产生很高的应力集中，并引发各种晶体缺陷来松驰应力集中。2.1.4.1孪晶终止于晶体内部A.W.Sleeswyk}25】研究发现，在孪晶的尖端有大量的位错存在，且位错的柏氏矢量和孪生切变方向一致，因而认为位错是主要的应力释放一机制。在体心、面心立方金属中，孪晶位错可以通过分解反应而形成一个点阵位错和一个补充位错（弥补形状上bcc；*V11L>f*fill>+寺丈11fee；|<121>^<211>+|<1IO>不连续的位错)由于分解反应是耗能的，因而可以通过位错反应把应力集中释放出去。在六方金属中的应力释放机制比较复杂，孪晶通过产生平行于孪生面的扭折和垂直于孪生面的扭折来释放应力，其中平行于孪生面的扭折主要由基面位错组成，而垂直于孪生面的扭折主要由非基面位错组成〔26]0除通过形成位错来释放能量这一途径外，孪生还可以通过剪切区的形变来释放能量。但如果基体为无缺陷的完整晶体，且其弹性模量又很高，则孪生引起的形状改变具有伪弹性，在反向应力作用下可消除。孪晶和滑移的交互作用当基体中滑移和孪生相交时，滑移位错可以直接穿过点阵相关的孪晶界或通过与孪晶位错的反应而通过孪晶。在孪晶界的位错反应，不仅和位错的柏氏矢量有关，而且还和所在滑移面有关。如在六方晶体中，Yoo和Wei｝2｝〕分析了基面位错和｝1012｝孪晶的反应过程，指出两种晶体学上可能的反应为y[1120]^j[1120]T⑴2x^-[2110]m-*|[1010]t+亍Oh十『000亍]丁一2山(2)其中场是孪晶位错的柏氏矢量。(1)式表明，具有柏氏矢量平行于基体和孪晶交线的基面位错能够交滑移到孪晶的基面上去，而(2)式表明，基体位错可以通过位错反应，消耗两个孪晶位错后进人孪晶区。上述反应一般不易进行，因为分解以后的滑移面和滑移方向一般不是最密排面和方向，故常要消耗一定的应力集中方可促发。孪晶和孪晶的交互作用当孪晶和孪晶相交时，孪生切变可以以一定的方式穿过相交的孪晶。R.W.Cahn｝2g」研究表明，若两相交孪晶满足一定的条件，则变形孪晶(A就可以穿过变形孪晶(B),并在相交区形成二次孪晶(C).A孪晶和C孪晶及B孪晶的K｝面的交线具有同一方向；A孪晶和C孪晶的切变方向、切变大小必须相同。且反应中生成的应力可以通过产生位错来释放。在体心立方金属中，由于三种X112｝孪晶均具有唯一的切变方向＜111＞,比较容易满足Cahn条件，当沿着＜111＞方向相交时，一个孪生面的孪生位错可以沿螺位错方向交滑移到另一个孪晶面或孪晶的｛112｝平面上去，使孪生切变通过相交的孪晶。而在面心和六方金属中，由于孪生面和孪生方向的多样性，孪晶和孪晶相交的情况比较复杂，孪晶相交既可以生成二次孪晶，也可以阻碍孪晶生长，还可以产生应力集中，以滑移变形的方式穿过相交的孪晶，等等探讨还在继续着[29一川。孪晶与加工硬化和塑性伸长前已述及，在孪晶与基体界面、孪晶与滑移带或孪晶与孪晶交界处，总存在着因释放应力集中而产生的界面位错，当滑移和生长孪晶遇到阻碍孪晶时，常因相交的位错反应较难进行而使滑移和生长孪晶受阻，因此，孪晶在一定程度上强化了基体金属。K.S.Ragharan[32〕还发现，生成的孪晶层片在一定程度上起着细化基体的作用，因而对强度也有一定的贡献。另一方面，孪生变形通过改变晶体位向为位向不利的或难滑移的滑移系的运动提供了可能;孪生变形增加了塑性变形方式，更利于基体金属均匀变形;且孪生变形本身也有一定的塑性变形量，故孪生变形对基体金属塑性的增加有着积极的作用.Suzuki和Barrette33]研究Ag一25at.%Au合金的拉伸性能时发现，在193K时，试样组织中无孪晶存在，其强度、伸长率均较低，见图2一7,但在20.4K时，试样组织中出现了■~t~r~~r~r^A旷俯讯鵝胸DafirremMEurukEwdC.5.Bcrrilt[1・」・，i_」.LL1一2040EO90l?D120MOELDHOATIONi%CME盘■-MnwELln大量的孪晶,图2-7A/"2%r.帰Au合金不同温度下其强度、伸长率均有较大幅度的增长。C.N.Reid等人〔□研究多晶锐拉伸性能时也发现，在77K时试样以滑移变形为主，屈服之后立即颈缩，而在20K时试样以孪生变形为主，屈服之后产生了7%的均匀伸长后颈缩。这表明孪生变形有助于塑性提高。孪晶与裂纹萌生当晶体中发生孪生时，在孪晶周围总会有一定的应力集中，并通过形成伪孪晶、位错、二次孪晶来释放，但如果条件不利时，则也可以产生裂纹。在低温或冲击载荷下断裂时，断口上常常有大量孪晶出现，且裂纹常在孪晶界面的附近萌生，因而孪晶被认为和裂纹萌生相关。但又有实验结果表明[(35],在bcc金属的脆性断口上有时也会没有孪晶出现，且发现裂纹在扩展过程中，其尖端的应力集中可以通过诱发孪晶来松驰，因此，是孪生引发了裂纹，还是裂纹诱发了孪生还存在争议。Hull和Hondas36〕对单晶硅铁研究发现，孪生变形过程中引起裂纹萌生和晶体位向有密切关系。当两孪晶相交时，随着3100｝解理面上的分切应力增大和孪晶相交靠近高应力解理面时，裂纹更容易萌生。因此，孪晶和裂纹萌生有一定关系，但还不清楚孪晶到底起多大作用。2.2金属钦中的孪生行为钦中已发现的孪生类型有六种[[6,31,37]，其外部形貌及孪生切变量见表2-1。孪生切变时不仅依赖于晶体位向，而且还受载荷方式、变形温度、变形量的影响。A.khtar[39〕的实验结果表明，当拉伸轴与钦单晶的〔0001」位向靠近时，激发｛1012｝孪晶，和[0001〕位向成40-s0'夹角时，激发｛11乏1｝孪晶，700--900时，激发｛11乏2｝孪晶，并且，在靠近【0001」位向压缩变形时，则激发了｛11乏2｝孪晶。N.E.Paton[00],M.H.Yoo[41〕对钦单晶体沿c轴压缩变形发现，在2s0一300°C之间，出现了大量的｛1122孪晶，而在大于400C时则出现了｛1011｝孪晶，并发现｛1122孪晶萌生应力随温度升高略有升高，而｛10nE孪晶萌生应力随温度升高则略有下降。塑性变形量对钦中孪生的萌生也有很大影响，Z.F.Zhang[4'、〕对工业纯钦循环变形研究表明，在应变幅低于1.0%时，孪晶很少生成，而在应变幅为2.4%时，孪晶数量增加。表2-1钛中的李晶类型及外部斡征【期类型切变量特征110110.105^（0I-10/m厚互相平行蒲片炊出现，形成时无应力突降0,167宽厚，成透镜伏•应力升高厚度增加H122-0.225形貌介于11012｝和门伍11李晶之间’形成时有应力突陰11124-0,254窄1112310.533UI21I0,638窄且直「穿透整个晶挣,应力升高厚度不增加’而罄成新的李晶关于钦中的孪晶成核，Yoo｝4'〕认为，其激活能受孪晶界面能的影响较大。31122｝孪晶界面能为266mJ/m2，而｝1011｝孪晶界面能为765rr｝J/mz，因而在室温下经常出现｛1122｝孪晶。Song等人〔4x.441根据点阵匹配理论，认为孪晶界面能（劝的大小和点阵错配度（的有关，即y-c.u.护，其中c为常数，拜是剪切模量。原子之间的错配度越小，孪晶界面能越小。基体原子沿着孪晶面大规模集体协同运动时，其孪晶界面能最低。因此，孪生切变更类似于马氏体转变〔45.46而不象孪晶的位错成核那样通过一层一层的原子运动来实现。S.Mahajan｝4｝〕则认为，钦中孪晶可借助于微滑移成核，通过微滑移中不同柏氏矢量的位错反应形成孪晶晶胚，在外力作用下，这些晶胚可以聚集成孪晶核并随着滑移位错的穿过而促进孪晶核增厚。Akhtar｝48｝还发现31122｝孪晶形核所需应力高于长大所需应力，因此，形成后出现载荷突降，而31011｝孪晶形核应力低于生长应力，所以形成后无载荷突降现象。孪生切变所造成的晶格变化必然在基体中引起应力集中，从而激发次生孪晶或滑移以协调应变【a9,so1。VaidyO。和Mahajan｝sl〕借助于迹线分析和电子衍射技术，发现31121｝孪晶在晶体中终止的地方产生了＜c+a｝型位错［2113」和&型位错【1丁00］，且滑移带的方向和孪晶迹线的方向一致。故孪晶界面的位错反应为和粤ri126］位错相关的原子位移联接了12层的原子面，此区域位错的柏氏矢量为12X粤〔五26］，即为孪晶位错，［2113J和〔1100〕位错很容易在（五21）面上滑移。因此，晶周围产生的应力集中促发了上述反应，并通过滑移变形来释放应力集中。谭晓礼〔52]在循环变形后的高纯钦单晶中观察到31121｝孪晶内有层错出现，并认为这同＜a＞型位错和｛1121｝孪晶界面位错反应有关。肖林、郭慧芳〔53〕在研究纯钦和纯错循环变形孪晶时发现，在孪晶内或外均有较高的位错密度，且孪晶内出现了一些精细结构。A.M.Garde[5a〕对高纯细晶钦进行拉伸变形，发现孪晶对塑性伸长有较大的影响。试样在400K变形时，孪晶的体积含量只有3%,其均匀伸长率为20%,而在77K变形时，孪晶的体积含量高达60，相应的均匀伸长率增至50%aV.A.Moskalenko[5s〕对钦及钦合金也进行了不同温度下的拉伸变形，发现随着变形温度从373K降至4.2K，其强度、伸长率均有所提高，但对此现象未作进一步研究。Beever和Halliday[5s7对室温下工业纯钦中和孪晶相关的疲劳损伤进行研究，发现疲劳损伤和｛1121｝型孪晶有关，在31121｝孪晶和基体的界面发生疲劳损伤，并以裂纹或孔洞的形式出现。Golland和Beevers[5｝〕研究了。一Ti在不同温度范围内的疲劳损伤，发现在一196｝-1500C温度范围内，疲劳损伤和｛1121E型孪晶有关，孪晶和基体界面成为裂纹扩展的择优路径。P.G.Partrider[58〕研究也发现，在孪晶与基体的界面塑性变形局部化，裂纹容易萌生，且预先存在的孪晶也可以被塑性变形碎化，使裂纹在碎化了的孪晶中萌生。谭晓礼[[59〕研究钦单晶及多晶中与孪晶相关的疲劳裂纹萌生时发现，裂纹可以在平行排列的｛1012E孪晶和｛1122｝孪晶的界面萌生，并认为循环应力对此两类孪晶的伸长和缩短影响不同，引起变形不协调，而萌生了裂纹。关于孪晶与裂纹间的相互关系的研究还不断地进行着。金属错中的孪生行为金属错同金属钦相比，其晶体结构相同，均为密排六方结构，且轴比。/a也很接近，因而其孪生切变有许多相似之处[6,7]0错中常见的孪生类型有｛1012f,X11公｝和｛1122，且随着晶体位向，载荷方式，变形温度的变化而变化:沿C轴拉伸变形时激发｛10丁2f,｝11乳｝型孪晶，而沿C轴压缩变形时激发｛11及｝型孪晶;在室温下变形时激发｛1叮2｝孪晶，而在77K下变形时则还可以激发出X1122｝孪晶。孪生切变同样对错的宏观力学行为有较大的影响。V.Ramachandran等人〔60〕对多晶错在4.2K温度下进行拉伸变形，发现其塑性较室温下有较大的提高，并认为此结果同微观组织中的孪生变形有关，但未作进一步的阐述。M.R.Wamen等人〔“'〕对。一错疲劳寿命和孪晶的关系进行了研究，发现疲劳损伤主要和｛1121｝孪晶有关，X1122｝也有一定的影响，但｝1012f孪晶和疲劳损伤无关，他们还对含氧量为0.003wt.%的错中的｛11乏1｝孪生的萌生应力进行了测定，得出在｛1121｝孪生面上，沿＜1126＞孪生方向切变时的临界分切剪应力为SOOMPo错中的孪生变形对性能的影响作用，和钦中的孪生变形对性能的影响作用相比，还有一定的不同之处。在77K时对工业纯铁和纯钦进行拉伸变形时发现〔62]r错的伸长率远不及纯钦，并且，在微观组织中发现错中的孪晶体积分数明显小于钦中的孪晶体积分数。进一步研究表明，在423K时，错和钦具有非常相近的加工硬化率，而在77K时，错和钦的加工硬化率出现了差异，见图2一80423K时，钦、错中的变形方式以滑移为主，而在77K时，孪生变形变得相对重要起来，因此，这种差异同钦、错中孪生变形行为的差异有关。Song和GrayIII〕最近对金属错在不同温度下压缩变形过程中的加工硬化行为进行了研究，结果表明，随着温度下降，原子的热激活能下降，位错运动阻力增加，使塑性变形方式由滑移转向孪生，并使应力一应变曲线在77K时呈现出恒定的加工硬化率，并认为孪晶形成能包括稳定的孪晶核的形成能，孪生切变过程中位错与孪晶界之间的相互作用能及原子协同运动的摩擦阻力所消耗的能等。当生成新的孪晶时，将会使孪晶核形成能增加，而当孪晶厚化时，又会使位错与孪晶界之间的相互作用能及原子协同运动摩擦阻力增加，因此，孪生不断生成时就可形成持续的加工硬化现象。-r島■•■■■3>2,S・C・・NIK工C鼻uz-4W口K4M益OM㈤⑹图2-8E业纯钛和纯韬在(s)423K和(b)77K时的宜应变“加工硬化率关系曲线TiAI金属间化合物中的挛生行为TiAI金属间化合物中有两种类型的孪晶:一类是和相变过程相关的孪晶常存在于PST晶体(Polysyntheticallytwinnedcrystals)中(此类晶体中，随合金成分的变化可出现单相或双相，这里仅讨论单相情况);另一类是和变形过程相关的孪晶，即变形孪晶(deformation-inducedtwinning)。这两类孪'晶对合金的塑性变形性能均有很大的影响，已引起了人们的普遍关注。在PST晶体中，孪晶界面对其塑变性能有着明显的影响。T.Fujiwara}ba'等人研究发现，当压缩变形方向和孪晶界面的夹角小值为00或900时，其屈服应力最高，而当争值为310--68'时，其屈服应力最低，并认为在00或900方向压缩时，剪切变形要穿过孪晶界，而在310—68'方向压缩时，剪切变形则平行于孪晶界面进行，由于孪晶界面对滑移和变形孪生的阻碍作用，使屈服应力在00和90'方向压缩时最高。H.Inui}6s〕等人对PST晶体室温拉伸变形后发现，当拉伸轴平行于或垂直于孪晶界面时，屈服强度最高，而在中间位向时，屈服强度较低，同时发现伸长率的大小也依赖于拉伸轴和孪晶界面的夹角，并在小二31'时，伸长率达到最大值20%oN.J.Rogers}}i等人还对不同冷却速度下形成的PST晶体中的孪晶界面结构(00,600,1200,1800旋转对称)进行了研究，发现当冷却速度为10C/min时，四种类型的孪晶界面结构随机分布，而当冷却速度为50Cmin时，孪晶界面主要是00和1800的两种类型，由于前一种冷却速度下的PS'I，晶体容易沿孪晶界面断裂，因此认为，600和1200对称的孪晶界面具有较低的界面结合强度。对于变形孪生来讲，它是TiAI金属间化合物中一种重要的塑性变形方式和滑移变形相互补充，对塑变产生了重要贡献。H.Inuietal}6}{对拉伸和压缩变形过程中的滑移和孪生变形方式进行了比较，发现{111f<112」孪晶和{111f<110」滑移在上述两种变形过程中均起着重要作用，只不过有利于孪生变形的位向则不利于滑移变形，并且，若在某一领域内，拉应力作用下发生了滑移变形，则当在压应力作用下必发生孪生变形。D.Shechtrtaanetal.X68用透射电镜观察和用极射投影单位三角形内的等Schmid因子线等 方法 快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载 ，对TiAI合金拉伸和压缩变形过程中的滑移和孪生行为进行了分析，发现滑移变形受晶体位向的影响时，可以有4组{111f<110］型滑移系的Schmid因子达到0.4;而在【101」方向位伸时，只有2组滑移系的Schmid因子达到0.3或更小;而在其它位向拉伸时，将不能激发任何滑移系。孪生变形也受晶体位向和载荷方式的影响;在【001」位向压缩变形时可以激发4组孪生系统，而沿【110」或L1功」位向拉伸变形时只可能激发2个孪生系统。T.Hanamura}69〕对元素Mn促进TiAI合金中的孪生行为进行了研究，发现在TiAI合金中加人元素Mn,不但能够增加孪晶位错的稳定性，使孪晶成核的位置增加，同时，元素Mn的加人还能降低堆垛层错能，有利于孪生发生。S.-C.Huang}70〕研究也发现低的堆垛层错能确实能够促进TiAI合金中的孪生变形。王崇愚〔7‘］用Recursion方法研究了TiAI合金•掺Mn后的孪晶界电子结构及能量，发现Mn有导致键强各向异性减弱及晶界能减小的作用。晶界能下降将提供孪晶得以发展的能量条件，使孪晶形变可能成为TiAI-Mn合金中的主要形变机制。作者还从实验上证实了TiAI-Mn合金中有高密度的孪晶带。TiAI金属间化合物中既然存在变形孪晶，那么，变形孪晶彼此之间必然有一定的相互作用。S.Ward1e}72〕对变形孪晶的交互作用进行了研究，发现第一次，，形成的变形孪晶是在(111)面上通过部分位错-<112］的运动来完成切变的，而第二次形成的变形孪晶则在第一次变形孪晶的惯习面上沿<110］方向或<101」方向来切变的。Y.Q.Sunet澎73］研究也发现，两组孪晶相撞时，彼此可以相互穿过，并使原孪晶位向发生一定的偏转:当沿<110］方向相交时，仅穿过孪晶发生了偏转，而阻碍孪晶仍保持直线关系，在相交区晶体点阵结构仍为L1o型结构;而当沿<011〕方向相交时，二组孪晶均发生了偏转，在相交区出现了一些二次孪晶板条(lamellaeofasubsidiarytwinllO」位错。并在孪晶一基体界面出现了H.E.Deveeta1}}4},K.S.Chen}}s对寸Y一TiAI的断裂韧性研究发现，在裂纹扩展过程中会形成大量的变形孪晶。这些孪晶形成区(twinprocesszone)的出现，既可以阻碍裂纹的扩展，增加额外的扩展能量，又可以产生“桥带"韧化(Bridgingligamentstoughening)，是，一TiAI高韧性的原因之一。W.O.Solx}yejo}76)}}'Ti一48A1合金进行三点弯曲疲劳试验研究发现，在疲劳裂纹尖端可以产生形变诱发孪生，但由于在循环载荷作用下形变诱发李生具有动力学上的不可逆性，这种不可逆性消弱了孪晶的韧化作用，使疲劳裂纹扩展速率加快。寸相变相关的孪晶的形成机制目前还没有定论。早期研究认为〔77)，这种层片状的板条结构是共析转变的产物，a2板条和Y板条之间的取向关系为：3OOOl},}//}lll}y,[ll2O]}//[llO]y。但近期的研究工作发现:78)，既使在单相l组织中，仍出现大量的Y板条，这些板条之间具有一定的孪晶关系，即伪孪晶、1200旋转孪晶、反向畴界及真孪晶等孪晶界面关系，因此，有人提出了马氏体相变和块状相变机制来解释相变相关的孪晶关系〔79一ai)0寸变形孪晶的形成及生长机制已有不少解释。Hug和V}yssieve}82)认为孪晶的形成和a}L<112]超点阵位错有关，当a}2<112]超点阵位错沿它的螺位错方向改变滑移面时，在两滑移面间将形成一个微孪晶。M.H,X90认为[(s}.a.},孪晶的形成和【10习超点阵位错的分解有关，在(111)面上〔1叮〕超点阵位错可以分解为:<10丁」一1/6<112]+(SISF)}m}+1/6<2五]+(APB)(ioo,+1/2<101]其中SISF为超点阵内察堆垛层错，APB为反相畴界。由于APB条带周围位错之间的相互作用，在一定剪切应力作用下，1/6仁11到超点阵部分位错可以移动，并充当孪晶位错促发孪晶生成。S.Farenceta1}g5]对孪晶的形核和扩展研究发现，变形孪晶的形成是由于a/6<11到部分位错在{111}面上的滑移造成的，同时，孪晶运动受作用于部分位错上的点阵阻力及受堆垛层错的拖曳的控制。