AZ31B镁合金表面纳米化处理后的显微结构特征

利用表面机械研磨技术(SMAT)在AZ31B镁合金表面施加剧烈塑性变形,获得纳米晶组织的细化表层, 利用光学显微镜、X射线衍射仪和透射电子显微镜研究由表层到心部的组织结构变化特征.结果表明:经过SMAT处理后,样品表层的晶粒尺寸大约为50nm:靠近基体的区域(大约距表面40 μm),晶粒尺寸增加到约200nm.表而纳米化是通过孪晶分割和动态再结晶的共同作用实现的.硬度试验表明,SMAT后AZ31B镁合金样品表层的硬度显著提高,其原因可归结为两个主要的因素,即晶粒细化和加工硬化.     

AZ31B镁合金表面纳米化处理后的显微结构特征

利用表面机械研磨技术（sMAT）在AZ31B镁合金表面施加剧烈塑性变形，获得纳米晶组织的细化表层，利用光学显微镜、X射线衍射仪和透射电子显微镜研究由表层到心部的组织结构变化特征。结果表明：经过SMAT处理后，样品表层的晶粒尺寸大约为50nm；靠近基体的区域（大约距表面40μn），晶粒尺寸增加到约200nm。表面纳米化是通过孪晶分割和动态再结晶的共同作用实现的。硬度试验表明，SMAT后AZ31B镁合金样品表层的硬度显著提高，其原因可归结为两个主要的因素，即晶粒细化和加工硬化。     

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。     

纯Ti纳米结构表层的探讨

利用表面机械处理技术在纯钛表面制备出50μm厚纳米表面层，采用金相显微镜(OM)、透射电镜(TEM)研究了处理层的微观结构。随着应变增加，晶粒逐渐细化。晶粒的细化机制为：孪晶的形成和孪晶碰撞；孪晶转变成取向不同的片状晶；片状晶转变成含有位错的胞状晶、取向不同的小角度块状晶以及取向不同的多边形亚细晶；亚细晶和片状晶转变成纳米晶。微观结构观察证实了动态再结晶促使晶粒细化。     

表面纳米化TC4合金微观组织的演化

利用超声喷丸(USSP)技术对TC4钛合金进行表面纳米化处理,并采用X射线衍射(XRD)仪、金相显微镜(OM)和透射电镜(TEM)对处理试样的晶粒尺寸、微观应变、微观组织及其演变过程进行了分析。结果表明:随着USSP处理时间的延长,表层晶粒尺寸由15 min的55 nm降低到60 min的26 nm左右,而微观应变则由0.173%增加至0.263%。随塑性变形量的增加,表层位错密度增加,进而形成位错墙、位错胞,并逐步形成亚晶;变形量进一步增加,晶粒继续细化、取向差逐渐增大得到随机分布的纳米晶,从而获得了具有梯度结构的表面纳米化TC4合金。     

低温HVOF微粒撞击稀土镁合金表面纳米化的组织特征

材料失效多发生于表面,采用超音速火焰喷涂设备获得了低温HVOF微粒,对稀土镁合金表面进行纳米化处理,并利用金相显微镜和透射电镜对处理后的试样进行微观组织表征分析,沿试样厚度方向进行显微硬度测试。结果表明：镁合金表层晶粒细化明显,形成了晶粒尺寸小于20 nm的随机取向的纳米晶,纳米晶层深约80 μm,随着深度的增加晶粒尺寸增加。表面纳米化是通过位错和孪晶的协调变形,导致大晶粒被分割细化而成。表层硬度显著提高,是基体硬度的2倍。     

累积叠轧焊制备超细晶组织Mg-Al-Zn合金薄板

采用累积叠轧焊(ARB)工艺制备超细晶组织AZ31镁合金薄板.实验结果表明,进行3道次ARB变形后,AZ31板材晶粒显著细化,平均晶粒尺寸约1.3μm,呈等轴状,材料组织均匀,没有发现孪晶.采用EBSD技术观察组织演变和晶粒的取向差.ARB变形过程中的晶粒细化可归因于累积应变诱导的晶粒细化、累积应变强化回复和再结晶以及ARB变形过程中复杂的界面和剪切应变分布.     

汽车用AZ31镁合金板材轧制工艺研究

采用光学显微镜(OM)、硬度测试等手段研究了轧制温度和压下率对AZ31镁合金铸轧板材显微组织和硬度的影响。结果表明:轧制温度350℃和总压下率72%轧制的AZ31镁合金试样组织中有大量孪晶出现,细小的再结晶晶粒分布在孪晶内部和α相晶界处,将大尺寸晶粒分割成较小晶粒,未发生再结晶的晶粒明显发生扭曲变形,组织得到明显细化。在350～410℃,随着轧制温度的升高,AZ31镁合金试样平均晶粒尺寸逐渐增大,试样硬度逐渐降低。轧制温度350、380、410℃,总压下率72%时,试样的硬度分别为86.6、84.7、79.5HV。     

热处理对表面纳米化工业纯锆疲劳性能影响研究

采用表面机械研磨处理(SMAT)对工业纯锆进行表面强化,使材料表面组织细化并引入残余压应力,通过热处理(HT)使表层残余压应力释放而纳米晶尺寸保持不变。利用光学显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)对试样表层显微组织进行表征,利用X射线应力仪测试距试样表面不同深度处残余应力,通过四点弯曲疲劳实验对热处理前后试样疲劳性能进行测试,利用扫描电子显微镜(SEM)对疲劳断口形貌进行观察,探讨晶粒细化及残余压应力对疲劳性能的影响。结果表明：SMAT使工业纯锆表层形成150μm左右变形层且最表面晶粒细化至35 nm左右,并得到深度为334 μm最大应力为-695.5MPa的残余压应力层;热处理后SMAT处理工业纯锆表层残余压应力场深度减至115μm、最大压应力降为-148.8MPa,残余压应力场的变化对裂纹源位置及材料的疲劳极限影响明显。SMAT处理使工业纯锆疲劳极限较未处理试样提升23%;通过热处理使其表层残余压应力释放后,其疲劳极限较未SMAT处理试样疲劳极限提高13%。     

AZ91D镁合金屑的固相再生(英文)

利用固相再生技术回收利用AZ91D镁合金屑,具体工艺为先冷压再热挤。结果表明:制备的AZ91D镁合金具有较好的力学性能且晶粒明显细化。在热挤出过程中发生了动态再结晶,且动态再结晶组织受到热挤温度和应变速率的影响,在300-350 °C下基面滑移和孪晶协调变形导致动态再结晶晶粒产生,形成"项链"组织;在 350-400 °C下位错的交滑移控制动态再结晶形核;高于400 °C时位错攀移控制了整个动态再结晶过程,形成均匀的再结晶组织。随着应变速率增加AZ91D镁合金力学性能增大,改善了材料的力学性能,但应变速率过大,制备试样表面出现裂纹,影响材料的力学性能。     

AZ91D镁合金表面机械研磨处理后显微结构研究

采用表面机械研磨(SMAT)技术在AZ91D镁合金上制备出纳米晶结构表层,利用X射线衍射(XRD)仪、透射电子显微镜(TEM)及高分辨透射电子显微镜(HRTEM)研究由表层沿厚度方向的组织结构变化特征.结果表明:经过表面机械研磨处理, 样品表层形成了厚度约为40 μm的变形层, 平均晶粒尺寸由约40 nm逐渐增加到约200 nm.     

机械研磨工艺对 AZ91D 镁合金显微结构的影响

目的研究不同机械研磨处理条件对AZ91D镁合金表面晶粒细化行为与机制的影响。方法采用不同直径的弹丸对密排六方结构的AZ91D镁合金进行不同时间的表面机械研磨处理,对处理试样的表面显微结构进行对比和表征,分析晶粒细化机制。结果通过表面机械研磨处理可以实现AZ91D镁合金的表层晶粒细化。在一定范围内,弹丸直径越大,处理时间越长,表层晶粒细化就越明显,晶粒尺寸可细化至约24 nm。结论 AZ91D镁合金表面机械研磨处理晶粒细化是孪生和位错滑移的综合结果。选择弹丸直径16 mm,处理时间180 min的工艺参数,AZ91D镁合金表面机械研磨处理的效果最好。     

表面机械研磨诱导AISI 304不锈钢表层纳米化Ⅱ.晶粒细化机理

采用表面机械研磨处理(SMAT)在AISI 304不锈钢上制备出纳米结构表层，用透射电镜(TEM)研究组织演变过程．晶粒细化机理可归纳如下：位错在{111}面上滑移并相互交割形成网格结构；单系孪晶形成并逐渐过渡到多系孪晶；多系孪晶相互交割使晶粒尺寸不断减小，并在孪晶交叉处形成了马氏体相；孪晶系增多与孪晶重复交割强度加大使得细化晶粒的尺寸进一步减小；最终在大应变量、高应变速率和多方向重复载荷的作用下，形成等轴状、取向呈随机分布的马氏体相纳米晶组织．     

机械研磨处理 AZ91 D 镁合金表面晶粒细化研究

目的研究AZ91D镁合金表面经机械研磨处理的晶粒细化行为与机制。方法通过表面机械研磨处理方法对密排六方结构的AZ91D镁合金进行表面强变形处理,并对表面变形层的微观结构进行表征。结果经过60 min的机械研磨处理后,样品表层形成了厚约80μm的变形层,变形层组织呈梯度分布。随着距表面距离的增加,晶粒逐渐变大,表层晶粒尺寸达到20 nm。结论通过机械研磨处理,AZ91D镁合金表面晶粒可以得到明显细化,达到纳米级,晶粒细化机制是孪生和位错滑移的综合作用。     

室温多向锻压AZ31镁合金的静态再结晶行为

通过光学显微镜(OM)及电子背散射衍射分析技术(EBSD)研究室温多向锻压(MDF)下AZ31镁合金在473K下的静态再结晶(SRX)行为,对高密度孪晶组织的再结晶行为、显微组织演变、再结晶动力学及退火初期再结晶晶粒取向进行研究。结果表明:室温多向锻压AZ31镁合金的累积应变量越大,孪晶密度越高,退火过程中越容易发生再结晶。不管试样累积应变量高还是低,硬度曲线在退火过程中均分为3个阶段,且第一阶段硬度值均基本不变,但低累积应变量试样比高累积应变量试样更迟进入第二阶段,进入第三阶段低累积应变量试样硬度继续呈下降趋势而高累积应变量试样硬度基本处于稳态。高累积应变量试样能用JMAK方程很好地描述退火组织的再结晶过程,但低累积应变量试样却不能。退火初期,再结晶晶粒与母相仍然保持孪晶关系,且其基面取向与最终压缩方向垂直或平行。     

AZ80镁合金3道次轧制过程中的晶粒和拉伸性能分析

利用OM、EBSD等测试技术分析了3道次轧制的AZ80镁合金组织形态,研究了合金动态析出过程中拉伸性能与组织结构转变。结果表明:合金1道次变形后,组织发生再结晶,生成众多不同尺寸的再结晶晶粒,尺寸明显细化;2道次变形后,晶粒获得更大程度的细化;3道次变形后,组织已被动态析出相覆盖,此时合金晶粒发生了更显著的细化,平均晶粒尺寸为2.0μm,形成更多的高密度位错缠结。试样硬度与轧制道次之间存在明显的线性关系。在轧制3道次时硬度达到最大值,为105HV。试样断口分析表明,随着轧制道次的增加,晶粒得到细化。     

机械研磨诱导316L不锈钢表层组织的演变

选取具有中等层错能的316L不锈钢进行表面机械研磨处理(SMAT)，制备出纳米结构表层，用X射线衍射(XRD)和透射电镜(TEM)研究横截面组织的演变过程．晶粒细化机理如下：奥氏体粗晶内部通过位错湮灭和重组形成位错胞；应变量和应变速率的增加诱发了机械孪生，形成了片层状孪晶；孪晶内部通过位错的运动使显微组织逐渐由片层状向等轴状转变，且晶粒尺寸逐渐减小、取向差逐渐增大；最终形成等轴状、取向呈随机分布的纳米晶组织．同时，对层错能对微观变形方式和纳米化行为的影响进行了讨论。     

累积叠轧焊AZ31镁合金微观组织和织构演变的EBSD研究

对AZ31镁合金热轧板在350℃进行了累积叠轧焊(ARB)变形,采用EBSD技术研究了AZ31镁合金的微观组织和织构演变.结果表明,ARB可以显著细化AZ31镁合金的晶粒组织,经过3道次变形后平均晶粒尺寸为2.18μm,后续的ARB变形使AZ31镁合金的微观组织更均匀,但晶粒不会再显著细化,说明存在临界ARB变形道次,使晶粒细化和晶粒长大之间达到动态平衡.AZ31镁合金在ARB变形过程中的晶粒细化机制为连续动态再结晶,尤其还观察到了旋转动态再结晶.动态再结晶的形变储存能来源于多道次累积的剧烈应变和沿厚度方向分布复杂的剪切变形.ARB变形过程中旋转动态再结晶和剪切变形使新晶粒c轴发生旋转,导致基面织构弱化.     

表面机械研磨处理对AZ31镁合金力学性能的影响

通过表面机械研磨处理在AZ31镁合金表层制备了局部变形层组织,并测试了性能随组织的变化规律。结果表明,表面机械研磨处理可以制备出母材-孪晶-纳米晶的梯度结构。在相同的研磨时间下,大晶粒样品相较小晶粒样品形成的纳米层更厚,并且大晶粒样品在研磨2 h后纳米层厚度趋于稳定。在表面机械研磨处理过程中,基面织构的强度随研磨时间的增加先大幅降低后逐渐升高。显微硬度沿板材厚度方向先减小后增大。断口形貌分析表明,断口边缘断裂模式为韧脆混合断裂,芯部断裂为塑性断裂,样品断裂是裂纹由表面向芯部扩展的结果。表面机械研磨处理制备纳米晶的机理是位错聚集在孪晶界形成细小的高能亚晶,高能亚晶发生动态再结晶获得纳米晶。     

坯料细化处理对AZ31镁合金挤压组织的影响

对超声细化和未细化的AZ31镁合金棒料进行均匀化退火后热挤压,并对热挤压后的组织和硬度进行了对比分析。结果表明,与未经过晶粒细化处理棒料的热挤压组织相比,预先经过晶粒细化处理的AZ31镁合金棒热挤压组织更加均匀。当挤压比λ为16、挤压料温度为380℃、挤压速度为0.9 m/min时,组织发生回复再结晶。与未经晶粒细化处理棒料的挤压组织相比,经过晶粒细化处理的挤压组织更加细小;挤压速度增加到10 m/min时,经过晶粒细化处理后的AZ31镁合金挤压变形后棒料边缘容易发生二次再结晶现象,形成一条宽约75μm的粗晶组织,边缘附近区域组织中有孪晶形成。同时,经过晶粒细化处理后的AZ31镁合金挤压棒的硬度较高。