液氮温度下纯Ti动态塑性变形中的孪晶变体选择

图1 纯Ti样品取样示意图

Fig.1 Schematic of the seleced position of pure Ti sample (ND—normal direction, TD—transverse direction, RD—rolling direction)

2 实验结果与讨论

2.1 变形前后微观组织

图2为DPD变形前后纯Ti的微观组织。图2a和b分别为变形前后纯Ti的EBSD反极图。可见,变形前为均匀分布的等轴状晶粒,平均晶粒尺寸为18 μm,变形后有大量变形孪晶产生。图2c和d分别为变形前后纯Ti的(0001)极图,变形前取向分布最密集区域的数值是4.6,样品织构不明显,变形后取向分布最密集区域的数值变为12.3,说明变形之后部分晶粒都朝一个方向发生转动。图2e和f为变形前后纯Ti的晶界图,从图中可知,纯Ti变形前基本为大角晶界,变形后形成大量孪晶界。

图2

图2 动态塑性变形(DPD)前后纯Ti的微观组织与孪晶分布

Fig.2 EBSD images (a, b), (0001) pole figures (c, d), and image quality maps (e, f) of pure Ti before (a, c, e) and after (b, d, f) dynamic plastic deformation (DPD)

表1对变形后纯Ti中生成的孪晶界占总晶界的比例进行了统计,所有孪晶界占总晶界的比例约为21.24%。Xu等^[9]对纯Ti进行了室温DPD研究,结果表明,其应变量最大为0.2,总孪晶占比为12.2%。Chun等^[20]对纯Ti进行冷轧并观察其变形后的显微组织,研究发现,当变形量≤ 40%时,观察到{ $11 \bar{2} 2$ }压缩孪晶和{ $10 \bar{1} 2$ }拉伸孪晶,同时有二级孪晶产生。Lee等^[21]采用拉伸的方法对纯Ti进行了几种不同应变速率和不同温度的实验,主要观察到{ $11 \bar{2} 2$ }压缩孪晶和{ $10 \bar{1} 2$ }拉伸孪晶。与上述的研究结果相似,本工作采用液氮温度DPD,在纯Ti中基本没有观察到{ $10 \bar{1} 1$ }压缩孪晶(这种孪晶一般在温度大于400℃时产生),{ $11 \bar{2} 2$ }压缩孪晶界占比最多,达到11.50%,{ $10 \bar{1} 2$ }拉伸孪晶界占7.87%,这2种孪晶界占所有孪晶界的91.20%,同时发现有1.20%的{ $11 \bar{2} 4$ }压缩孪晶和0.50%的{ $11 \bar{2} 3$ }拉伸孪晶出现,这可能与低温、高应变速率、大变形量的动态塑性变形方式有关。

表1 DPD后纯Ti中常见的6种孪晶占比

Table 1 Frequencies of twinning boundaries in pure Ti after DPD

Type of twin	Misorientation angle and axis	Frequency of twin %
{ $10 \bar{1} 2$ }	85° < $1 \bar{2} 10$ >	7.87
{ $10 \bar{1} 1$ }	57.2° < $1 \bar{2} 10$ >	0.02
{ $11 \bar{2} 1$ }	35° < $10 \bar{1} 0$ >	0.15
{ $11 \bar{2} 2$ }	64.4° < $10 \bar{1} 0$ >	11.50
{ $11 \bar{2} 3$ }	86.8° < $1 \bar{2} 10$ >	0.50
{ $11 \bar{2} 4$ }	77° < $1 \bar{2} 10$ >	1.20
Total	-	21.24

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图3为液氮温度下DPD后纯Ti的Euler图。可见,图3a在原有{ $10 \bar{1} 2$ }初级孪晶的基础上形成了{ $11 \bar{2} 2$ }二级孪晶；图3b是产生的双孪晶,在原有{ $11 \bar{2} 1$ }孪晶界上形成了{ $10 \bar{1} 2$ }孪晶；图3c在{ $11 \bar{2} 1$ }孪晶界上产生了{ $11 \bar{2} 3$ }孪晶,同时在{ $11 \bar{2} 3$ }孪晶的尖端处有一部分继续孪生生成{ $11 \bar{2} 4$ }孪晶；图3d在{ $10 \bar{1} 2$ }孪晶界上产生了{ $11 \bar{2} 2$ }孪晶。图4为纯Ti在液氮温度下DPD之后的TEM明场像。可以看出,组织中有大量孪晶产生(图4a),晶界上产生了变形孪晶(图4b)。

图3

图3 液氮温度下DPD后纯Ti中不同类型孪晶的微观结构

Fig.3 Microstructures of typical areas in pure Ti after DPD at liquid nitrogen temperature

(a) secondary twin

(b, d) double twin

图4

图4 液氮温度下DPD后纯Ti的TEM像

Fig.4 TEM images of rich twins (a) and twins nucleate at grain boundaries (b) in pure Ti after DPD at liquid nitrogen temperature (GB—grain boundary)

2.2 DPD对Schmid因子的影响

Ti及钛合金塑性变形机制主要为滑移和孪生^[22,23]。在低温高应变速率大变形量的变形条件下,样品内部有大量变形孪晶生成,孪晶界不仅会阻碍位错滑移,导致强度升高^[16,24],同时孪晶改变了原有晶粒的取向,使位错的滑移受到影响,从而影响材料的塑性。而m对研究位错的滑移具有十分重要的作用,通常m越大,位错滑移越容易启动,因此研究孪生对位错滑移的m的影响对于塑性变形具有重要意义。如表2^[25]所示,Ti的滑移系有4类,大部分位错都是<a>滑移,也有少部分是<c + a>滑移。

表2 Ti的滑移系^[25]

Table 2 Slip systems of Ti^[25]

Type of Burgers vector	Slip direction	Slip plane	Total number of slip system	Independent number of slip system
Basal <a>	< $11 \bar{2} 0$ >	{0002}	3	2
Prismatic <a>	< $11 \bar{2} 0$ >	{ $10 \bar{1} 0$ }	3	2
Pyramidal <a>	< $11 \bar{2} 0$ >	{ $10 \bar{1} 1$ }	6	4
Pyramidal <c + a>	< $\bar{1} \bar{1} 23$ >	{ $1 \bar{2} 12$ }	6	5

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图5为纯Ti在DPD前后沿压缩方向基面<a>、柱面<a>、锥面<a>、锥面<c + a>滑移系的m分布图。可见,变形前基面和锥面<a>滑移的m分布相近(图5a和c),柱面<a>滑移的低m分布较多(图5b),锥面<c + a>滑移的整体的m偏大(图5d)。变形后,在软取向的晶粒中有硬取向的变形孪晶形成(图5e和g),在较硬取向的晶粒中有高m的变形孪晶形成(图5f),在硬取向的晶粒中有软取向的变形孪晶形成(图5h)。

图5

图5 DPD前后纯Ti滑移系Schmid因子(m)图

Fig.5 Schmid factors (m) in basal slip (a, e), prismatic slip (b, f), pyramidal <a> slip (c, g), and pyramidal <c + a> slip (d, h) before (a-d) and after (e-h) DPD (σ—compression direction)

图6为各晶粒滑移系在DPD前后的m。由图6a和b可知,DPD后基面和柱面滑移的整体m变大,说明晶粒在压缩过程中发生了转动,使基面和柱面的滑移呈软取向。在所有的滑移系中,锥面滑移具有较高的m占比,与锥面<a>滑移不同,锥面<c + a>滑移不论是孪生前还是孪生后的m都分布在较大的区域,在m小于0.2的区域基本没有分布,DPD后m变得更高,趋向于0.5 (图6c和d)。纯Ti的塑性变形方式主要为位错滑移和变形孪生,而位错的滑移又会对变形孪晶的形成造成影响^[26,27],因此研究变形前后m的变化,进而研究变形之后位错滑移启动的难易程度具有重要意义。

图6

图6 各晶粒滑移系在DPD启动前后的Schmid因子

Fig.6 m in basal slip (a), prismatic slip (b), pyramidal <a> slip (c), and pyramidal <c + a> slip (d) before and after DPD

2.3 滑移对孪晶变体选择的影响

位错与孪晶以及孪晶与孪晶之间的相互作用对于材料的性能具有重要影响,有研究^[28]表明,位错在晶界的塞积和位错的反应能够促使变形孪晶的形核,而纯Ti中主要有6类变形孪晶,每一类孪晶都存在6种变体,相邻晶粒位错滑移对某一类变形孪晶形核时的孪晶变体选择有显著影响。Guan等^[15]研究了镁合金中基面滑移对孪晶变体选择的影响,通过结合EBSD准原位实验进行了大量孪晶类型统计,同时计算得出了孪晶与相邻晶粒基面滑移的m',结果表明,m'决定了孪晶变体的选择,同时在滑移系中,基面滑移占据了主导地位,非基面滑移对孪晶的形成和变体的选择作用很小。Wang等^[19]研究了纯Ti中相邻晶粒的位错滑移对孪晶变体选择的影响,发现在滑移系和孪晶系匹配较好的情况下,相邻软取向晶粒的位错滑移能够激发硬取向晶粒内的变形孪晶形核,孪晶变体选择同样由m'确定,这种机制激活的孪晶m'都比较大,而宏观m不起作用,一些m小的晶粒反而生成了孪晶。但在本工作的实际应用中发现,上述提到的m'不能准确判断多晶纯Ti在塑性变形中的孪晶变体选择,因此在上述研究基础上,提出了“取向相容因子ω”的概念,并尝试通过此参数建立一种更加适用于多晶纯Ti的孪晶变体选择模型。

用m'来预测相邻晶粒间滑移的转移,根据m'的定义,相邻晶粒滑移系之间的几何相容因子可能在0~1之间变化。当m' = 1时,相邻晶粒间的滑移系完全相容,这种变形很容易穿过晶界。相反,m' = 0表示滑移系完全不相容,滑移方向或滑移面都是正交的,这不利于变形穿过晶界^[29]。考虑孪晶与滑移的匹配关系,孪晶与滑移匹配关系越好,m'越大,但每个相邻晶粒的取向也分软取向和硬取向,其位错滑移的难易程度也不同,本工作在原有m'基础上引入相邻晶粒位错滑移对孪生的贡献这一参数ω。图7为ω的几何示意图,其中ω = m₁·m' (其中,m₁表示相邻晶粒的Schmid因子),ω表示相邻晶粒滑移对孪生晶粒变体选择的贡献。m₁大,相邻晶粒的位错滑移容易启动,相邻晶粒滑移对孪晶变体的选择起到促进的作用；m'大,相邻晶粒的位错滑移和孪晶变体之间的匹配关系好,对孪晶变体的选择起到促进的作用。ω取值范围为0~0.5,ω越大该孪晶变体越容易启动。

图7

图7 取向相容因子(ω)原理示意图

Fig.7 Schematics of orientation compatibility factor (ω) (b_d—slip direction of the dislocation, b_t —twin direction, n_d—normal direction of the slip plane of the dislocation, n_t—normal direction of the twin plane, ϕ—included angle between the normal direction of the twin plane and the normal direction of the slip plane, κ—included angle between the twin direction and the slip direction)

(a) stereogram (b) planar graph

图8为液氮温度下DPD后得到的纯Ti的4类孪晶及其每类孪晶在变形过程中选择的孪晶变体。本工作讨论相邻晶粒位错滑移在孪晶变体选择过程中的作用,然而对于形成的孪晶大部分都是贯穿的,形成的孪晶同时和2个晶粒相连接,考虑位错在晶界处塞积诱发孪晶形成的机制^[28],孪晶形成是从一处晶界生长到下一个晶界,为了准确分析相邻晶粒的位错滑移对孪晶形成的影响,所选区域的孪晶都没有贯穿,只与一处晶界连接,这样在实际分析的时候便可明确地分析相邻的一个晶粒的位错滑移对孪晶变体选择的影响。孪晶A是{ $10 \bar{1} 2$ }孪晶,孪晶B、C和D是{ $11 \bar{2} 2$ }孪晶,孪晶B和C孪生晶粒相同,相邻晶粒取向不同。

图8

图8 液氮温度下经过DPD变形后得到的纯Ti的4类孪晶EBSD图及其变体选择

Fig.8 EBSD maps of twins and the choose of twin variants (The dots represent the six possible twin variants (V), and the rectangles represent the actual twin variants initiated (M))

(a) twin A (b) twin B (c) twin C (d) twin D

表3为计算得到的4个孪晶变体的m、m'和ω。在孪晶A中,实际启动的孪晶变体是V1,其m是所有变体中的第二大数值,为0.431,与m最大的孪晶变体V4的值(0.446)相差不大,同时它的锥面<a>滑移的ω是0.285,也略小于第一大值(0.295)；孪晶B实际启动的孪晶变体是V6,是m第二大的变体,但锥面<a>滑移的ω最大；在孪晶C中,实际选择的孪晶变体是V6,其m为0.299,是第二大的值,远低于第一大的0.486,但其锥面<a>滑移的ω最大；在孪晶D中,实际启动的孪晶变体是V5,其m和锥面<a>的ω都是最大的。上述分析表明,在纯Ti的实际孪晶变体的选择中,并没有遵循m最大,同时也没有遵循m'最大,计算结果表明,锥面<a>滑移的ω最大,这一计算结果与图7的EBSD分析结果相吻合,较好地预测了多晶纯Ti的孪晶变体选择。

表3 纯Ti孪晶变体的选择参数

Table 3 Selection parameters of twin variants of pure Ti

Twin	Twin	m	m'				ω
	variant		m'				ω
	variant		Basal	Prismatic	Pyramidal	Pyramidal	Basal	Prismatic	Pyramidal	Pyramidal
			Basal	Prismatic	Pyramidal	Pyramidal	Basal	Prismatic	Pyramidal	Pyramidal
			<a>	<a>	<a>	<a + c>	<a>	<a>	<a>	<c + a>
A	V1	0.431	0.582	0.497	0.716	0.624	0.148	0.205	0.285*	0.170
	V2	0.013	0.121	0.453	0.456	0.833	0.031	0.051	0.075	0.101
	V3	0.282	0.039	0.201	0.195	0.825	0.010	0.029	0.035	0.253
	V4	0.446	0.355	0.651	0.741	0.789	0.067	0.218	0.182	0.387
	V5	0.016	0.811	0.339	0.674	0.470	0.104	0.151	0.198	0.099
	V6	0.270	0.975	0.190	0.633	0.340	0.150	0.085	0.295	0.068
B	V1	0.214	0.561	0.675	0.861	0.314	0.132	0.149	0.092	0.120
	V2	0.013	0.921	0.145	0.473	0.546	0.126	0.065	0.195	0.094
	V3	0.120	0.231	0.720	0.742	0.611	0.053	0.319	0.260	0.163
	V4	0.483	0.157	0.668	0.659	0.470	0.042	0.197	0.258	0.085
	V5	0.063	0.430	0.224	0.296	0.969	0.058	0.089	0.116	0.203
	V6	0.338	0.454	0.678	0.813	0.300	0.103	0.301	0.405*	0.030
C	V1	0.215	0.406	0.644	0.760	0.626	0.082	0.158	0.116	0.208
	V2	0.006	0.824	0.285	0.645	0.501	0.227	0.086	0.099	0.076
	V3	0.093	0.179	0.588	0.600	0.651	0.085	0.178	0.238	0.106
	V4	0.486	0.033	0.448	0.409	0.721	0.009	0.110	0.128	0.177
	V5	0.060	0.048	0.234	0.225	0.770	0.020	0.041	0.063	0.142
	V6	0.299	0.783	0.478	0.795	0.523	0.228	0.145	0.316*	0.089
D	V1	0.216	0.741	0.567	0.852	0.505	0.336	0.119	0.142	0.104
	V2	0.354	0.079	0.154	0.169	0.814	0.036	0.031	0.068	0.137
	V3	0.018	0.108	0.631	0.606	0.604	0.049	0.132	0.202	0.124
	V4	0.134	0.037	0.542	0.494	0.690	0.014	0.156	0.217	0.107
	V5	0.479	0.855	0.194	0.580	0.420	0.388	0.041	0.233*	0.076
	V6	0.061	0.490	0.679	0.831	0.571	0.191	0.196	0.179	0.090

Note:m'—geometric compatibility factor, ω—orientation compatibility factor, *—activated twinning variant in Fig.8

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本工作通过实际孪晶变体的标定验证了ω在预测孪晶变体选择中的可靠性,ω越大该孪晶变体越容易启动。ω这一参数从相邻晶粒的滑移对孪生晶粒变体选择的贡献角度出发,既考虑了晶粒间的匹配关系,也考虑到了周围的晶粒各个取向的影响。实验结果表明,相邻晶粒的锥面滑移<a>对孪晶晶粒的孪生变体选择起到主要贡献,这可能与较大应变的变形条件有关^[15,19]。Guan等^[15]研究表明,Mg和Ti都是hcp结构,Mg和Ti的轴比不同,在Mg中主要以基面滑移为主,但是在大应变条件下非基面滑移也会发生,而在Ti中以柱面滑移为主导,但是在大应变条件下非柱面滑移也会发生^[19],这可能是本研究中所采用的低温、高应变速率、大变形的条件下,锥面滑移<a>成为促进孪晶变体形成的主要原因。

3 结论

(1) 在液氮温度下对纯Ti样品进行50%大变形量动态塑性变形,变形后试样中有大量孪晶产生,孪晶界占比高达21.24%,其中初级{ $11 \bar{2} 2$ }压缩孪晶和{ $10 \bar{1} 2$ }拉伸孪晶占比最多,分别为11.50%和7.87%,同时发现{ $11 \bar{2} 1$ }-{ $10 \bar{1} 2$ }二级孪晶,以及{ $11 \bar{2} 1$ }{ $10 \bar{1} 2$ }、{ $11 \bar{2} 2$ }{ $10 \bar{1} 2$ }双孪晶和{ $11 \bar{2} 1$ }{ $11 \bar{2} 3$ }{ $11 \bar{2} 4$ }三孪晶产生,未发现{ $10 \bar{1} 1$ }孪晶。

(2) 变形孪晶使原始晶粒Schmid因子发生了变化,当沿ND方向施加载荷,基面滑移系的Schmid因子在孪生后变大,其他滑移系的Schmid因子孪生前后变化不明显。

(3) 提出以取向相容因子ω作为多晶纯Ti孪晶变体选择的依据,ω越大该孪晶变体越容易启动,计算结果与实验结果相结合验证了参数ω的合理性,通过实际孪晶变体的分析,表明锥面<a>滑移对孪晶变体的选择起主要作用。

参考文献

原文顺序

文献年度倒序

文中引用次数倒序

被引期刊影响因子

[1]

, Ding

, Huang

, et al.

Influence of phase volume fraction on the grain refining of a Ti-6Al-4V alloy by high-pressure torsion

[J]. J. Mater. Res. Technol., 2015, 4: 2

[2]

X M

, Sun

W L

, Han

, et al.

Preparation of Ti(C _x N_{1 -} _x ) thick films on titanium by plasma electrolytic carbonitriding

[J]. Acta Metall. Sin., 2008, 44: 1105

李新梅, 孙文磊, 憨勇等.

纯钛表面电解液微弧碳氮化制备碳氮化钛厚膜

[J]. 金属学报, 2008, 44: 1105

采用电解液微弧碳氮化技术(PECN), 在纯钛试样表面沉积出较厚且与基体结合牢固的多孔纳米Ti(CxN1-x)改性层, 研究了改性层结构和组成随PECN处理时间的演变规律. 结果表明: 随放电处理时间延长, PECN--Ti(CxN1-x)膜层厚度、膜层中C/N的原子比以及微孔直径皆增加. 处理150 min时, Ti(CxN1-x)膜层厚度可达15 um, 且膜层是由晶粒尺寸为40-60 nm的纳米晶粒组成. 处理过程中有氢渗入, 并在Ti(CxN1-x)层下面形成富含TiH2的过渡层. 后期的真空退火处理可以将氢除去使TiH2完全分解, 而不影响表面Ti(CxN1-x)膜的成分和形貌

[3]

Partridge

P G

The crystallography and deformation modes of hexagonal close-packed metals

[J]. Int. Mater. Rev., 1967, 12: 169

[4]

Groves

G W

, Kelly

Independent slip systems in crystals

[J]. Philos. Mag., 1963, 8: 877

[5]

Mises

R V

Mechanik der plastischen formänderung von kristallen

[J]. Z. Angew. Math. Mech., 1928, 8: 161

[6]

Huang

, Wang

, Li

Z R

, et al.

Influences of temperature and strain rate on deformation twinning of polycrystalline titanium

[J]. Chin. J. Nonferrous. Met., 2008, 18: 1440

黄文, 汪洋, 李子然等.

温度和应变率对多晶纯钛孪晶变形的影响

[J]. 中国有色金属学报, 2008, 18: 1440

[7]

Chichili

D R

, Ramesh

K T

, Hemker

K J

The high-strain-rate response of alpha-titanium: Experiments, deformation mechanisms and modeling

[J]. Acta Mater., 1998, 46: 1025

[8]

Choi

S W

, Won

J W

, Lee

, et al.

Deformation twinning activity and twin structure development of pure titanium at cryogenic temperature

[J]. Mater. Sci. Eng., 2018, A738: 75

[9]

, Zhang

X Y

, Ni

H T

, et al.

{11 $\bar{2}$ 4} deformation twinning in pure Ti during dynamic plastic deformation

[J]. Mater. Sci. Eng., 2012, A541: 190

[10]

Gurao

N P

, Kapoor

, Suwas

Deformation behaviour of commercially pure titanium at extreme strain rates

[J]. Acta Mater., 2011, 59: 3431

[11]

Zherebtsov

S V

, Dyakonov

G S

, Salem

A A

, et al.

Formation of nanostructures in commercial-purity titanium via cryorolling

[J]. Acta Mater., 2013, 61: 1167

[12]

, Xu

Y B

, Bassim

M N

Dynamic mechanical behavior of pure titanium

[J]. J. Mater. Process. Technol., 2004, 155-156: 1889

[13]

Tao

N R

, LU

Dynamic plastic deformation (DPD): A novel technique for synthesizing bulk nanostructured metals

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2007, 23: 771

[14]

Y S

, Zhang

, Tao

N R

, et al.

Effect of the Zener-Hollomon parameter on the microstructures and mechanical properties of Cu subjected to plastic deformation

[J]. Acta Mater., 2009, 57: 761

[15]

Guan

D K

, Wynne

, Gao

J H

, et al.

Basal slip mediated tension twin variant selection in magnesium WE43 alloy

[J]. Acta Mater., 2019, 170: 1

DOI URL [本文引用: 5]

[16]

Christian

J W

Deformation twinning

[A]. The Theory of Transformations in Metals and Alloys [M]. Oxford: Elsevier Ltd., 2002: 859

[17]

Lebensohn

R A

, Tomé

C N

A self-consistent anisotropic approach for the simulation of plastic deformation and texture development of polycrystals: Application to zirconium alloys

[J]. Acta Metall. Mater., 1993, 41: 2611

[18]

Reid

C N

, Gilbert

, Hahn

G T

Twinning, slip and catastrophic flow in niobium

[J]. Acta Metall., 1966, 14: 975

[19]

Wang

, Yang

, Eisenlohr

, et al.

Twin nucleation by slip transfer across grain boundaries in commercial purity titanium

[J]. Metall. Mater. Trans., 2009, 41A: 421

[本文引用: 4]

[20]

Chun

Y B

, Yu

S H

, Semiatin

S L

, et al.

Effect of deformation twinning on microstructure and texture evolution during cold rolling of CP-titanium

[J]. Mater. Sci. Eng., 2005, A398: 209

[21]

Lee

M S

, Jo

A R

, Hwang

S K

, et al.

The role of strain rate and texture in the deformation of commercially pure titanium at cryogenic temperature

[J]. Mater. Sci. Eng., 2021, A827: 142042

[22]

Won

J W

, Lee

J H

, Jeong

J S

, et al.

High strength and ductility of pure titanium via twin-structure control using cryogenic deformation

[J]. Scr. Mater., 2020, 178: 94

[23]

Zeng

Z P

, Zhang

Y S

, Jonsson

Deformation behaviour of commercially pure titanium during simple hot compression

[J]. Mater. Des., 2009, 30: 3105

[24]

Dahlgren

S D

, Nicholson

W L

, Merz

M D

, et al.

Microstructural analysis and tensile properties of thick copper and nickel sputter deposits

[J]. Thin Solid Films, 1977, 40: 345

[25]

Yoo

M H

Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals

[J]. Metall. Trans., 1981, 12A: 409

[26]

Qin

, Jonas

J J

, Yu

H B

, et al.

Initiation and accommodation of primary twins in high-purity titanium

[J]. Acta Mater., 2014, 71: 293

[27]

Zhang

Z F

, Shao

C W

, Wang

, et al.

Tensile and fatigue properties and deformation mechanisms of twinning-induced plasticity steels

[J]. Acta Metall. Sin., 2020, 56: 476

张哲峰, 邵琛玮, 王斌等.

孪生诱发塑性钢拉伸与疲劳性能及变形机制

[J]. 金属学报, 2020, 56: 476

DOI [本文引用: 1]

随着汽车工业的高速发展,以开发先进高强钢为重点的车辆轻量化设计已经成为各大汽车厂商的发展共识。本文基于国内外孪生诱发塑性(TWIP)钢强韧性和抗疲劳设计的成果以及本课题组多年来在该领域的研究工作,系统地总结了TWIP钢的研究现状及最新进展,探讨了影响TWIP钢拉伸性能与变形机制的影响因素,包括合金成分、组织状态、应变速率等。重点介绍TWIP钢的高、低周疲劳性能和微观损伤行为,并提出一种客观评价和预测低周疲劳寿命的方法。从TWIP钢的服役环境和实际应用角度出发,试图为新一代高性能TWIP钢的开发提供新的思路和实验证据。

[28]

Yoo

M H

, Morris

J R

, Ho

K M

, et al.

Nonbasal deformation modes of HCP metals and alloys: Role of dislocation source and mobility

[J]. Metall. Mater. Trans., 2002, 33A: 813

[本文引用: 2]

[29]

Luster

, Morris

M A

Compatibility of deformation in two-phase Ti Al alloys: Dependence on microstructure and orientation relationships

[J]. Metall. Mater. Trans., 1995, 26A: 1745