高能喷丸铝合金表层晶粒细化机制研究

应用TEM分析技术，详细研究了高能喷丸Al-Zn-Mg合金表层的细微结构。研究认为：Al-Zn-Mg合金表层因喷丸应变量的差别而显示出不同的微观特征。在70μm以上深度范围内，细晶粒、亚晶粒内存在大量位错缠结和位错墙；在40μm至70μm深度范围内，晶内除出现位错墙外，还出现了六角形网络位错而形成更细小的亚晶粒；在40μm至表面层中，出现了由小角度晶界的亚晶转向为大角度晶界的纳米晶。     

剧烈塑性滚柱滚压诱导纯铜表层的梯度纳米/微米结构(英文)

为了研究由剧烈塑性滚柱滚压在纯铜表层诱导出的梯度纳米/微米结构特征及其晶粒细化机制,采用SEM、TEM、XRD、OM等方法观察样品距表面不同深度的组织特点和材料特性。结果表明,滚压所引入的纳米/微米结构层厚度超过100μm。近表层的硬度有显著的提高,这归因于晶粒尺寸的减小,所生成的等轴纳米晶为随机晶粒取向且绝大多数晶界为小角度晶界。粗晶通过位错运动细化至几微米;变形孪生是形成亚微米晶的主要机理;纳米结构的形成由位错运动主导并伴随局部区域的晶粒旋转。     

J507堆焊层超声冲击表面纳米化

采用在工程上获得广泛应用的超声冲击技术在J507堆焊层上制备纳米结构表层,利用金相显微镜、x射线衍射和透射电子显微镜表征了表面纳米晶层的结构,并对超声冲击表面纳米化处理前后表面层显微硬度的变化进行了分析.结果表明,经过超声冲击处理后,试样表层的晶粒可细化至21.25 nm.在超声冲击载荷作用下,粗晶粒内部形成高密度的位错墙和位错缠结,位错墙和位错缠结逐渐演变成小角度亚晶界,小角度亚晶界继续吸收位错而转变成大角度晶界,亚晶内部不断重复上述过程,使晶粒尺寸不断减小,最终形成纳米晶.表面强化层的厚度为100 um.与样品的心部相比,表面纳米晶层的显微硬度提高1.4倍.     

纳米Ni薄膜在摩擦过程中塑性行为的分子动力学模拟

用分子动力学模拟研究了金刚石压头在Ni晶体薄膜上的摩擦过程和薄膜塑性变形行为的纳观机制.结果表明:在摩擦过程中,穿晶层错和棱形位错环是纳米薄膜结构传递塑性变形的两种载体,纳米薄膜晶界捕获位错阻滞了塑性变形向薄膜晶界下方材料中传播.摩擦过程中易在较薄的薄膜表面和薄膜晶界之间产生穿晶层错,穿晶层错的产生增加了薄膜蓄积塑性变形的能力,从而抑制材料表面摩擦力在黏滑过程中的振荡幅度;在比较厚的薄膜中不易生成穿晶层错,在摩擦过程中位错环依次向体材料发射,并与晶界反应,湮灭于晶界,黏滑动摩擦响应与单晶相似.由于不同厚度薄膜塑性变形产生的位错结构不同,使得在摩擦过程中亚表面微结构的演化亦不同.     

铝合金表面纳米晶化技术和机理研究

采用表面机械研磨的方法,在Al-Zn-Mg合金表面获得了厚20μm、晶粒尺寸为20～25 nm的纳米晶化层,使其表层硬度提高了约4倍。经透射电镜(TEM)观察发现,铝合金在表面机械研磨的过程中,原始粗晶粒内部出现位错墙和位错缠绕结构。随着变形量的增大,位错墙和位错缠绕结构逐步演变成小角度取向差的亚晶界,直至变成大角晶界,形成了纳米晶化层。     

纳米孪晶金属塑性变形机制

本文综述了纳米孪晶金属材料的塑性变形机制.通过分析纳米孪晶二维结构变形时可启动的滑移位错类型,揭示纳米孪晶金属塑性变形的3种位错机制,即位错塞积并穿过孪晶界机制,Shockley不全位错诱导孪晶界迁移机制以及贯穿位错在孪晶片层内受限滑移机制.通过改变加载方向与孪晶界面的相对取向可实现这3类位错机制的可控转变.     

异步轧制纯Ti薄板表面纳米晶的形成

对工业纯Ti板材进行异步轧制,在板材表面获得纳米晶组织,对显微组织演变和硬度沿板材深度的分布进行了测试分析.结果表明,经过异步轧制后,工业纯Ti表面形成了等轴状、尺寸介于30-60 nm的纳米晶组织,证明异步轧制可以使大尺寸金属板材在轧制过程中实现表面纳米化.异步轧制板材表面纳米晶的形成过程包括:在外力的反复作用下,位错密度升高,并通过滑移、湮灭和重组形成了亚微米尺度的位错胞/亚微晶.随着轧制道次和压下量的增加,高密度位错重复上述过程使晶粒尺寸不断减小、取向差持续增大,最终形成等轴状、具有中等到大角度晶界的纳米晶组织.表面梯度层在轧制初期形成,其厚度随着压下量增加而逐渐增大,层内硬度变化与晶粒尺寸密切相关.     

纯铜表面纳米化对镍扩散的影响

利用表面机械研磨处理(SMAT)在纯铜表面制备出纳米结构表层,并对其表面进行了电镀镍处理,采用扫描电子显微镜分析了镍原子在纳米晶铜中的扩散行为.结果表明:表面纳米晶层内存在有大量非平衡态缺陷和晶界,尤其是三叉晶界数量增加,降低了镍原子扩散的激活能,提高了其扩散系数,从而加快了镍原子的扩散.     

亚微米晶铜中孪晶对位错储存能力的影响

利用电解沉积技术制备出系列亚微米晶纯铜样品，并在样品中引入不同密度的纳米孪晶．室温轧制具有不同孪晶密度的纯铜样品，使样品中储存大量位错．结果表明，具有高密度纳米孪晶结构的纯铜样品，40％轧制变形可使其屈服强度从690MPa增加到850MPa；而无孪晶的亚微米铜样品的屈服强度在同样轧制变形条件下只从230MPa增加到330MPa．这表明具有高密度纳米孪晶结构的纯铜样品具有很高的位错储存能力．     

剧烈塑性变形对块体纳米金属材料结构和力学性能的影响

综述了剧烈塑性变形引起的块体纳米金属材料的结构和力学性能演变.以电化学沉积法制备的fcc结构纳米晶Ni-20%Fe(质量分数)合金为研究对象,通过对其进行不同应变量的高压扭转实验,系统分析了变形引起的结构和力学性能演变.结构表征结果表明:(1)变形引发纳米晶Ni-Fe合金晶粒旋转,实现晶粒长大.同时,晶粒长大过程伴随着位错密度、孪晶密度的演变;(2)存在一个最有利于变形孪晶生成的晶粒尺寸范围(45~100 nm),在这个晶粒尺寸范围之外,去孪晶起主导作用使原有的生长孪晶或变形孪晶消失;(3)位错密度是影响位错与孪晶反应的新的影响因素.当发生孪晶的晶粒内位错密度低时,位错可完全穿过孪晶界,部分穿过孪晶界,或被孪晶界吸收;发生孪晶的晶粒内位错密度高时,大量位错缠绕并堆积在孪晶界附近,形成应力集中,破坏孪晶界原有的共格性.为释放局部应力,将从孪晶界的另一侧发射不全位错形成层错和二次孪晶;(4)在塑性变形导致的晶粒长大过程中,原先偏聚于消失了的晶界上的C和S沿残留晶界扩散并继续偏聚于晶界上.结构与力学性能关系结果表明:随着应变量的增加,应变强化、应变软化交替出现.位错密度对硬度的演变起主导作用,其它结构演变(如孪晶密度的变化和晶粒尺寸变化)对硬度的演变起次要作用.     

等通道挤压对纯铜组织与性能的影响

等通道挤压作为强烈塑性变形方法的一种,可使材料的晶粒尺寸细化到纳米级.对纯铜试样进行了不同道次的等通道挤压变形,并对其组织和硬度进行了测试.结果表明,纯铜在进行等通道挤压变形时,先形成条带状亚结构,随着挤压道次增加,这些亚结构逐渐细化,亚界面逐渐转化成小角度晶界,进而转化为大角度晶界.经过等通道挤压变形8道次后,纯铜可细化至40～120 nm大小的纳米晶结构.经等通道挤压后纯铜的硬度显著上升,随着等通道挤压道次的增加,硬度增长趋于平缓,6道次后逐渐趋于饱和.     

激光冲击处理诱导AZ31B镁合金表面纳米化

根据优化的激光工艺参数,利用激光冲击处理技术在AZ31B镁合金上制备出纳米结构表层,采用X射线衍射仪(XRD)和透射电镜(TEM)表征了AZ31B镁合金激光冲击处理后表面纳米层的微观结构,分析了纳米晶粒内微挛晶的成因,探讨了激光冲击处理诱导AZ31B镁合金晶粒细化的机理。晶粒细化机理归纳如下:在原始晶粒内,位错滑移导致位错缠结,应力集中诱发机械孪生;在亚晶粒和已经细化的晶粒内,继续形成位错缠结和位错胞;位错缠结转变成小角度取向差的亚晶界,细分粗大晶粒成亚晶粒;亚晶界演变成大角度晶界,最终形成等轴状、取向随机分布的纳米晶组织。     

利用分子动力学研究梯度纳米孪晶Cu的微观变形机理

提出了一种新的纳米结构材料即梯度纳米孪晶界结构,并利用分子动力学方法计算了梯度纳米孪晶Cu的单轴拉伸和压痕的变形过程,分析了纳米孪晶界分布对位错机制的影响.结果表明,梯度纳米孪晶界主导的塑性变形可分为2类,不全位错主导了较厚的孪晶片层的塑性变形,较细孪晶片层的塑性变形由全位错主导.此外,提高孪晶界密度可以有效改善材料的强度和硬度.     

镍基合金表面五重孪晶形成的分子动力学模拟

五重孪晶结构能够改善合金的表面性能,而关于合金五重孪晶化表面的研究较少报道。基于分子动力学模拟和纳米压痕方法,采用嵌入原子势函数(EAM)和等温等压系综(NPT),使用半径为14 nm的圆柱压头以40 m/s的压痕速度沿着[112]晶向对单晶镍基合金持续压痕,采用共领域分析法对合金在应力诱导作用下的变形行为进行了分析。结果表明,非共格孪晶界形成于四个不同{111}滑移面交叉中心附近。交叉中心处白色高能原子发射不全位错,堆垛层错产生。随着不全位错持续发射,孪晶得以形核、生长,孪晶界相继形成,最终五重孪晶形成于合金表面。合金表面中五重孪晶的形成并非源于晶界连续不断发射不全位错,而是与压痕过程中合金表面能量增加以及非共格孪晶界息息相关。     

7075-TiB_2原位铝基复合材料的腐蚀性能

采用动电位极化试验研究了7075-TiB2铝基复合材料的腐蚀行为。结果表明,该复合材料的腐蚀率与TiB2颗粒的比例成对应关系,而这主要与由原位TiB2颗粒引起的位错密度的增加有关。选择性点蚀具有晶粒间非对称的特点,主要归因于由TiB2颗粒与铝基体的热膨胀系数错配所致的局部位错密度不同。晶间腐蚀易于发生于大角度晶界,而特殊晶界和小角度晶界则表现出耐腐蚀性。晶内TiB2颗粒及其与铝基体的界面均无腐蚀发生。沿晶TiB2颗粒与晶界交汇的界面受晶间腐蚀的影响。     

晶粒尺寸和孪晶界间距对纳米多晶铝合金塑性变形影响的分子动力学模拟研究

采用分子动力学模拟方法,分别研究了晶粒尺寸和孪晶密度对纳米多晶铝合金塑性变形的影响。模拟结果表明,弛豫后的位错密度对纳米多晶Al的微观结构演变和逆Hall-Petch关系产生了重要影响。变形受晶粒大小限制,在细晶中可形成层错四面体和复杂层错结构,从而激活了晶界的辅助变形。当孪晶界间距（TBS）较大时,Shockley分位错在晶界处形核并增殖。然而,随着TBS的减小,孪晶界成为Shockley分位错的来源。孪晶界上大量的分位错形核会导致孪晶界迁移甚至消失。在塑性变形过程中还观察到形变纳米孪晶。研究结果为开发具有可调节力学性能的先进纳米多晶Al提供了理论基础。     

冲刷腐蚀纯铜中空位透射电镜研究

对冲刷腐蚀纯铜试样进行氩离子减薄,利用透射电镜进行组织观察。结果表明,纯铜内存在大量的位错及空位盘。基体与Cu2O共格,在透射电镜下观察到大量的莫尔条纹。     

孪晶距对纳米钨力学性能影响的分子动力学模拟EI北大核心CSCD

为了研究孪晶间距的大小对纳米钨力学性能及变形机理的影响,利用分子动力学对不同孪晶间距的孪晶钨进行了单轴拉伸模拟。使用近邻列表技术(CNA)和位错分析方法(DXA)对拉伸过程中纳米钨的变形失效过程和微结构演化进行了表征分析,从而揭示孪晶间距对纳米钨力学性能影响微观机理。结果表明:孪晶钨变形过程中出现的相变、孪晶界的变形以及去孪晶化的现象会改变孪晶钨中裂纹的扩展方式,提高孪晶界的变形能力;而随着孪晶间距的减小即孪晶密度的增加,可变形的孪晶界增多,导致纳米孪晶钨的断裂应变增加。由于孪晶界中存在能量较高的相互作用的特殊三原子结构使纳米钨中更容易出现晶体缺陷,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。     

纳米面心立方金属的变形机制及影响其力学性能的因素

综述了纳米面心立方金属的变形机制随晶粒尺寸的减小而发生的变化,即变形机制由晶界处发射不全位错、形成孪晶转变为晶界滑移、晶粒转动.当变形机制为晶界处发射不全位错、形成孪晶时,存在最佳孪晶形成晶粒尺寸范围,此时的孪晶形核应力最小.另一方面,随着晶粒尺寸的减小,在变形机制发生转变的临界晶粒尺寸附近存在韧-脆断裂方式的转变.提高孪晶密度、在纳米晶材料中加入微米晶相形成双峰晶粒材料可以提高纳米晶材料的塑性,得到更好的综合机械性能.     

等通道转角挤压过程中纯铜位错密度变化和力学性能

利用等通道转角法(Equal channel angular pressing)对纯铜进行挤压变形,研究变形过程中纯铜组织演变,分析位错密度及其相应力学性能变化规律,探讨层错能对组织演变的影响机理。结果表明:退火后纯铜在ECAP变形过程中由小角度晶界逐渐转变为大角度晶界,晶粒尺寸细化到5~10μm;随着挤压道次的增加,纯铜中位错密度显著增大,1道次时位错密度为0.16×1014 m-2,6道次后位错密度达到最大值,为0.41×1014 m-2,之后位错重组和湮灭使得位错密度在一定程度上减小;材料强度明显提高,塑性减小,退火后纯铜的抗拉强度为220 MPa,伸长率为53.5%,8道次后纯铜的抗拉强度为444 MPa,伸长率下降到22.1%;纯铜拉伸断口韧窝数量逐渐增多、变浅且分布均匀,断裂方式整体表现为塑性断裂。通过对组织演化和力学性能分析得出,纯铜作为中等层错能材料,同时具有低层错能和高层错能金属的一些变形特征。