Ta-W合金在冷轧和退火过程中微观组织演变研究
发布时间:2020-09-18 17:03
体心立方(BCC)结构金属,尽管在工业上具有广泛的应用,但其变形机理、显微结构研究相对零散且不完善。而且相关研究主要集中在IF钢这类金属,对于像Ta这类难熔金属却少有研究,本文中选用Ta-W合金作为原始材料,通过轧制变形制备不同应变量下的样品,并对变形之后的样品在真空条件下进行退火处理来研究其再结晶行为。运用XRD测试技术分析了不同冷轧变形量的织构演变,同时运用电子背散射衍射技术(EBSD)分析技术分析Ta-W合金在不同冷轧变形量之下的微观组织演变以及形变样品在退火之后的再结晶行为。通过实验分析与讨论后得出以下结论:(1)原始样品晶粒尺寸的跨度从几个微米到一百多微米不等,其平均晶粒尺寸约为26μm,织构中存在轻微的γ织构;随着变形量的增加,原始态中轻微的γ织构逐渐消失,当变形量达到了50%时,新的α织构和γ织构开始形成,它们的强度随着变形量逐渐增强,最终,在Ta-W合金中形成了强烈的α织构和γ织构;(2)在低应变量时,部分晶粒被分化成了几个不同的区域,不同区域绕着不同的旋转轴旋转了不同角度,这造成了两块区域之间累积取向差达到了大角度的范畴,同时发现了随着变形量的增加材料内部存在剪切带和S型带的现象,另外发现晶粒内部和晶界附近区域的变形情况有着较大的差别;(3)研究微观组织的取向相关性时发现,具有单系变形带的晶粒处于一种随机取向的状态,而具有双系变形带的晶粒的取向更多处于α织构,但也有极少的晶粒处于γ织构;(4)退火过程中,织构由原始的α织构和γ织构逐渐演变,最终形成了较为随机的织构分布状态;在这过程中再结晶晶粒在RD方向上存在较大的生长优势,但最终形成了等轴且近似随机取向的再结晶微观组织;取向差分布的演变与微观组织存在一致性。
【学位单位】:重庆大学
【学位级别】:硕士
【学位年份】:2018
【中图分类】:TG339;TG156.2;TG146.416
【部分图文】:
图 1.1 外力在滑移系上的分切应力Figure 1.1 Partial stress on the slip system它是分切应力τ与外加应力σ的比值,λ=φ=45°时)时,表示该晶粒处于最生塑性变形,该晶粒也最容易发生越小,材料的屈服强度越高,此时晶变形过程中,由于其潜在滑移系({1}[110]滑移系中某几个滑移系的的分的时候有可能不止一个滑移系开动,,只有在形变时位错开动是严格限id 定律。然而对于体心立方结构金属特殊,因而体心立方结构金属材料id)定律。除斯密特(Schmid)定律原子的物理模型计算得到要使相邻
例如α-Fe 等体心立方金属,但体心立方金属形成孪晶及冲击变形等高速变形的情况下才会进行孪生变形[12];时,位错滑移变形方式所必需的临界分切应力明显增高得孪生变形在较慢的形变速度下也可以进行。相对于体方结构金属具有孪生面{111},孪生方向为<112>,但面较多、晶体结构对称性高,且滑移面与孪生面一致,孪夹角也并不大,这些都使得面心立方金属在进行孪生变远高过滑移所需的临界分切应力τk,只有在极低的温度森压杆等)等情况下才能发生孪生;密排六方结构金属孪生面为{10-12},孪生方向为<-1011>,相对立方结构系较少、对称性较低,在变形过程中,此类金属的塑性孪生过程产生的变形量相对于滑移变形很小,但孪生会化,这使得原来不利于位错滑移的取向转变为新的取向滑移,促进塑性变形的进行。
图 1.3 晶粒微观分裂的组织示意图(a)低应变量 (b)中应变量(高应变量Figure1.3 division map of (a)low strain (b)medium strain (c)hig得到清楚的解释。在对低碳钢的变形研究过程中发现,低碳钢冷变拉长的位错组织结构,而当变形量达到 95%后,通过电镜观察发现形成的形变剪切带,同时也存在剪切带之间相互交割的现象,然而在分析过程中没有将晶体的具体取向与微观组织联系起来。在 IF 钢中,通过透射电镜测定了相关微观组织的晶体取向,并将这些取向构出来,结果显示 ND 取向在三角形中位于<100>和<211>区域的晶结构呈现出等轴的位错胞结构,而 ND 取向位于<110>和<111>区域组织结构表现为近似平行排列的位错结构,这表明晶粒的微观组织向相关性。变形之后的微观组织受晶体的影响,形变所产生的位错界面近似平行。而具有α织构取向的 IF 钢在变形之后产生的位错界面与并不平行而是有所偏移,同时也发现非α织构取向的晶粒在变形之后
本文编号:2821928
【学位单位】:重庆大学
【学位级别】:硕士
【学位年份】:2018
【中图分类】:TG339;TG156.2;TG146.416
【部分图文】:
图 1.1 外力在滑移系上的分切应力Figure 1.1 Partial stress on the slip system它是分切应力τ与外加应力σ的比值,λ=φ=45°时)时,表示该晶粒处于最生塑性变形,该晶粒也最容易发生越小,材料的屈服强度越高,此时晶变形过程中,由于其潜在滑移系({1}[110]滑移系中某几个滑移系的的分的时候有可能不止一个滑移系开动,,只有在形变时位错开动是严格限id 定律。然而对于体心立方结构金属特殊,因而体心立方结构金属材料id)定律。除斯密特(Schmid)定律原子的物理模型计算得到要使相邻
例如α-Fe 等体心立方金属,但体心立方金属形成孪晶及冲击变形等高速变形的情况下才会进行孪生变形[12];时,位错滑移变形方式所必需的临界分切应力明显增高得孪生变形在较慢的形变速度下也可以进行。相对于体方结构金属具有孪生面{111},孪生方向为<112>,但面较多、晶体结构对称性高,且滑移面与孪生面一致,孪夹角也并不大,这些都使得面心立方金属在进行孪生变远高过滑移所需的临界分切应力τk,只有在极低的温度森压杆等)等情况下才能发生孪生;密排六方结构金属孪生面为{10-12},孪生方向为<-1011>,相对立方结构系较少、对称性较低,在变形过程中,此类金属的塑性孪生过程产生的变形量相对于滑移变形很小,但孪生会化,这使得原来不利于位错滑移的取向转变为新的取向滑移,促进塑性变形的进行。
图 1.3 晶粒微观分裂的组织示意图(a)低应变量 (b)中应变量(高应变量Figure1.3 division map of (a)low strain (b)medium strain (c)hig得到清楚的解释。在对低碳钢的变形研究过程中发现,低碳钢冷变拉长的位错组织结构,而当变形量达到 95%后,通过电镜观察发现形成的形变剪切带,同时也存在剪切带之间相互交割的现象,然而在分析过程中没有将晶体的具体取向与微观组织联系起来。在 IF 钢中,通过透射电镜测定了相关微观组织的晶体取向,并将这些取向构出来,结果显示 ND 取向在三角形中位于<100>和<211>区域的晶结构呈现出等轴的位错胞结构,而 ND 取向位于<110>和<111>区域组织结构表现为近似平行排列的位错结构,这表明晶粒的微观组织向相关性。变形之后的微观组织受晶体的影响,形变所产生的位错界面近似平行。而具有α织构取向的 IF 钢在变形之后产生的位错界面与并不平行而是有所偏移,同时也发现非α织构取向的晶粒在变形之后
【参考文献】
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1 吴桂林,刘伟,Andrew Godfrey,刘庆;柱状晶Ni在冷轧过程中晶粒取向的演变及模拟[J];金属学报;2004年08期
2 吴桂林,刘伟,A.Godfrey,刘庆;柱状晶Al在冷轧过程中微观组织演变的定量表征——Ⅰ宏观分裂[J];金属学报;2004年07期
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4 张玉彬;大形变量轧制金属镍退火过程中再结晶与晶粒长大研究[D];清华大学;2009年
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1 左波;钽及钽钨合金冷轧变形组织及织构研究[D];中南大学;2011年
本文编号:2821928
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