钇对Mg-12Gd-1Zn-0.6Zr镁合金组织和性能的影响

为加强Mg-Gd-Y基高强镁合金的开发,拓展镁合金的应用,采用金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射、差热分析和拉伸试验等手段,研究了Y对Mg-12Gd-1Zn-0.6Zr镁合金组织和性能的影响.结果表明:在Mg-12Gd-1Zn-0.6Zr镁合金中,Y添加的质量分数为2％时对合金铸态组织的影响不大;当添加3％和4％会导致合金铸态组织粗化,并使合金组织中的第二相由不连续分布的细小网状变成粗大的骨骼状;添加2％～4％还可使合金挤压后的晶粒细化,其中添加2％和3％较添加4％获得更好的细化效果.此外,添加2％～4％可明显提高合金挤压后的抗拉强度和屈服强度,其中添加2％可使合金挤压后的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到348.8 MPa、256.8 MPa和14.7％.     

Bi对AZ91镁合金时效析出动力学过程的影响

实验合金中Bi的加入量为0.5％～2％,合金在SF61％/CO     

Mg-6.3Zn-0.7Zr-0.9Y-0.3Nd合金高温变形行为及热加工图

采用Gleeble-1500热模拟试验机进行热压缩试验,研究Mg-6.3Zn-0.7Zr-0.9Y-0.3Nd合金在变形温度T=623～773K、应变速率ε=0.001～1 S-1时的变形行为,并根据动态材料模型(DMM)建立该合金的热加工图.研究结果表明:该合金在区间1(T=643～703K,ε=0.001～0.1 S-1)以及区间2(T=703～773K,ε=0.005～0.1 s-1)变形时,功率耗散效率均大于30％;区域内合金具有典型的动态再结晶组织,因而两区域对应的变形工艺为该合金的最佳热变形工艺;合金热变形的2个流变失稳区分别为:T=623～643 K,ε=0.1～1 s-1;T=703～760 K,ε=0.3～1 S-1.     

ZL104合金直接加锑变质处理的性能与组织分析

本文提出对ZL104合金采用直接加纯锑的方法同样可以铸成高强度的大型砂型铸件。合金中含锑量为0.2％左右时,其强度值和硬度值最佳,含锑量在0.05～0.7％范围时,共晶硅与含铁杂质相可被细化。由于合金中含有较高的锰量(Mn0.48％),针状的Al_9Si_2Fe_2相转变为骨骼状的AlSiMnFe相,从而改善了合金的塑性。     

Al-Pd-Mn-Mg、Al-Pd-Mn-Zn和Al-Pd-Mn-Mg-Zn系准晶态合金的研究

本文研究了Al-Pd-Mn-Mg、Al-Pd-Mn-Zn和Al-Pd-Mn-Mg-Zn三种多元系合金的准晶形成规律、准晶态合金的成分范围和热稳定性。研究结果表明,Al-Pd-Mn-Mg系准晶态合金的成分范围基本上可按以下范围选择构成,Al:60～80(at％)、Pd:0～20(at％)、Mn:0～10(a％)、Mg:0～10(at％),而Al-Pd-Mn-Zn为Al:60～75(at％)、Pd:0～20(at％)、Mn:0～10(at％)、Zn:0～10(at％),Al-Pd-Mn-Mg-Zn为Al:60～5(at％)、Pd:0～20(at％)、Mg:0～5(at％)、Zn:0～5(at％)。三种系列的准晶态合金均为非热稳定性准晶,其晶化温度约为673～873K左右。     

非晶态Ni—Fe—P合金电沉积的研究

介绍了一种新的电沉积非晶态Ni—Fe—P合金的方法．用这种方法在室温下电沉积出的非晶态Ni－Fe—P合金镀层外观接近镜面,镀层厚度可达42μm．经X－ray衍射、扫描电子显微镜（SEM）及等离子光谱分析（ICP—AES）证实,所获得的Ni—Fe—P合金镀层为非晶态结构,镀层中主要成分Ni、Fe、P的含量分别为74％～83％、9％～24％和6％～10％,此外,还含有0．01％～0．14％B和C元素,这些元素的存在是导致非晶态Ni—Fe—P合金镀层产生的主要原因．文中对电沉积非晶态NI—Fe—P合金的工艺条件、添加剂HAT和光亮剂HAB1、HAB2的作用和影响进行了分析和探讨．图8,表1,参14     

化学配比对TiAl有序合金微观组织和变形特性的影响

本研究用三点弯曲实验测定了铝含量为43at·％～56at·％的Ti-Al二元合金的力学性能;利用光学显微镜、X射线衍射仪和透射电子显微镜研究了不同成分合金的微观组织和变形亚结构。实验结果表明:根据不同成分合金的微观组织可将其分成三类,即:γ-TiAl单相组织(52at·％～56at·％Al);双态组织(46at·％～50at·％Al)和全片层结构晶粒组织(43at·％～46at·％Al),其中以具有细晶双态组织的合金具有较好的塑性变形能力。本文从微观组织结构和变形位错组态的变化,探讨了合金成分对TiAl基有序合金塑性变形的影响机制。     

Si和Sb对AZ31合金铸态显微组织和力学性能的影响

运用光学金相（0M）、扫描电子显微镜（SEM）结合电子拉伸实验研究了0～1．5wt％Si和0—1．5wt％Sb对AZ31合金的显微组织和力学性能的影响。结果表明：Si能够细化AZ31合金组织,但生成的Mg2Si相极易呈现汉字状形貌,降低合金的力学性能11而Sb的加入,可以改善Mg2Si的形貌,同时细化合金显微组织,有助于合金室温力学性能的提高。当AZ31合金加入0．5wt％Si和1．0wt％Sb后,力学性能达到最佳,在保证合金延伸率不变的情况下,抗拉强度达到185MPa,比AZ31合金提高了23．5％．     

高磁能积低温度系数的铁基永磁合金的磁性能与组织结构

本文研究了Co和Al的添加对NdFeCoAlB永磁合金磁性能与组织结构的影响。获得一种磁能积为278.6～318.4kJ/m~3(35～40MGOe),磁感可逆温度系数α293～373K=-0.06～-0.08％/K的NdFeCoAlB系5元合金。Co主要进入四方相,提高合金的居里点,降低磁感可逆温度系数。当含Co量较高时,在合金中形成了具有MgCu_2型结构的Nd(FeCo)_2相,使合金永磁性能恶化。Al主要进入四方相,使四方相晶粒和富B相块度细化,提高了合金的矫顽力。进一步提高Al含量时,在合金中形成了新相,使合金永磁性能恶化。     

Al-Cu-Fe-Pd-Mn和Al-Cr-Pd-Mn系准晶态合金的研究

研究了Al-Cu-Fe-Pd-Mn和Al-Cr-Pd-Mn两种多元系合金的准晶形成规律、准晶态合金的成分范围和准晶的热稳定性。研究结果表明,Al-Cu-Fe-Pd-Mn准晶态合金的成分范围基本上可按如下范围选择构成,Al:60～75(at％),Cu:0～20(at％),Fe:0～15(at％),Pd:0～20(at％),Mn:0～10(at％)。这类多元系准晶是一种热稳定性准晶。Al-Cr-Pd-Mn准晶态合金的成分范围可按如下范围选择构成,Al:65～85(at％),Cr:0～15(at％),Pd:0～20(at％),Mn:0～10(at％)。在Al-Cr-Pd-Mn多元系准晶中,当Cr含量较低时为热稳定性准晶;当Cr含量较高时为非热稳定性准晶。     

Al-12.7Si-0.7Mg合金超塑性变形行为及变形机理

对Al-12.7Si-0.7Mg合金在Instron5500电子万能材料试验机上进行超塑性拉伸实验.通过对该合金超塑性过程中延伸率δ,应变速率敏感性指数m值的计算,获得了不同变形温度、不同应变速率下δ和m值的变化规律.该合金在温度为793 K,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的应变速率敏感性指数和延伸率均达到最大值,分别为0.44,379%.分别构建了该合金的功率耗散率图以及铝合金RWS变形机理图.运用功率耗散率图预报该合金的超塑性变形区域;应用铝合金变形机理图并结合该合金超塑性拉伸前后显微组织变化规律,根据不同温度下Al-12.7Si-0.7Mg合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸值、模量补...     

超轻细晶Mg-8.4Li合金的低温超塑性

Mg-8.4Li合金铸锭经573 K×24 h均匀化处理和473 K温轧得到1.5 mm厚板材,总加工率为92.5%.该板材经盐浴再结晶退火后在473 K,应变速率1.67×10-3s-1条件下获得500%的超塑延伸率.唯象学计算的应变速率敏感性指数为0.47,反映晶界滑移是其主要变形机理.利用透射电子显微镜和光学显微镜研究了板材573 K×1 h盐浴退火和超塑性变形后的组织,发现盐浴退火后的晶粒尺寸为2.4μm,超塑变形后标距内晶粒尺寸为5.8μm,发生了一定程度的晶粒长大,这与原子扩散机理有关.利用扫描电镜观察了超塑变形后试样的断口形貌,发现断口中韧窝细小而深,呈圆形分布,保持了晶粒等轴化...     

AZ31镁合金的热变形加工图及其应用

为了确定AZ31镁合金轧制工艺参数,利用Gleeble--3500热模拟试验机进行热压缩试验以测试其热变形行为,并根据动态材料模型理论得到其热加工图.当变形温度为380～400℃、应变速率为3～12 s-1时,功率耗散效率大于30%,属于动态再结晶峰区;在该区域进行异步轧制变形退火处理后得到平均晶粒直径为2.3μm的细晶组织,抗拉强度为322.7MPa,延伸率为19.6%.当应变速率大于15 s-1时,属于流变失稳区,250～300℃低温加工时合金的塑性显著降低,350～400℃高温加工时合金出现混晶组织.     

含Sc的Al-Cu-Li合金热压缩变形的流变应力行为和显微组织

采用Gleeble-1500热模拟试验机,在变形温度为380℃~500℃和应变速率为0.001~10 s-1的条件下对含钪铝锂合金的热变形行为进行了研究。结果表明:含钪铝锂合金流变应力随变形温度升高和应变速率的降低而减小。以实验为基础,利用作图法和线性回归方法求解得出各参数数值和流变峰值应力方程,利用该方程预测流变应力值与实验结果吻合较好;该合金在高温压缩变形中,在变形温度大于470℃和应变速率小于0.1 s-1时,合金发生了动态再结晶,且温度越高、应变速率越低,该合金越易发生动态再结晶。在380℃~470℃,0.1~10 s-1条件下,对该合金进行热变形加工较为适宜。     

A high-strain-rate superplastic ceramic

High-strain-rate superplasticity describes the ability of a material to sustain large plastic deformation in tension at high strain rates of the order of 10-2 to 10-1 s-1 and is of great technological interest for the shape-forming of engineering materials. High-strain-rate superplasticity has been observed in aluminium-based and magnesium-based alloys. But for ceramic materials, superplastic deformation has been restricted to low strain rates of the order of 10-5 to 10-4 s-1 for most oxides and nitrides with the presence of intergranular cavities leading to premature failure. Here we show that a composite ceramic material consisting of tetragonal zirconium oxide, magnesium aluminate spinel and alpha-alumina phases exhibits superplasticity at strain rates up to 1 s-1. The composite also exhibits a large tensile elongation, exceeding 1,050 per cent for a strain rate of 0.4 s-1. The tensile flow behaviour and deformed microstructure of the material indicate that superplasticity is due to a combination of limited grain growth in the constitutive phases and the intervention of dislocation-induced plasticity in the zirconium oxide phase. We suggest that the present results hold promise for the application of shape-forming technologies to ceramic materials.     

固溶处理对00Cr25Ni7Mo3N双相不锈钢超塑性和连接性能的影响

采用不同固溶工艺处理后的00Cr25Ni7Mo3N双相不锈钢,在恒温的热拉伸试验机上进行超塑性测试,通过Gleeble3500热模拟试验机进行超塑性扩散连接实验研究,并采用扫描电镜对固溶处理金相及连接试样界面孔洞进行观察.结果表明,由于固溶处理温度不同,α相和γ相体积比(xα/xγ)不同.超塑性拉伸测试中,在同一变形条件下,随着初始xα/xγ的增大,延伸率和峰值应力相应增大.固溶温度为1350℃的试样,在960℃、1×10-3s-1条件下拉伸,延伸率达到1186%;超塑性扩散连接在1100℃温度下进行时,压力加载形式不同,扩散连接界面结合机理不同,但加载形式对试样的界面剪切强度影响不大.在连接过程中,界面孔洞闭合情况和滞留位置与晶界迁移的相对速度有关.     

核电用奥氏体不锈钢的动态再结晶行为

利用 Gleeble-1500D 热模拟试验机对316LN 奥氏体不锈钢进行单道次热压缩试验,分别设置变形温度为900~1200℃、应变速率为0. 001~10 s-1、真应变为0. 1~0. 9及试样的初始晶粒度为122~297μm之间,以研究热变形条件及初始晶粒度对316LN钢动态再结晶行为的影响. 对试验数据进行处理,得到临界应变与峰值应变以及临界应力与峰值应力的比值分别为0. 38和0. 89,建立了动态再结晶动力学方程和晶粒尺寸演变方程. 对建立的动态再结晶模型进行修正,将修正后的模型嵌入DEFORM-3D有限元模拟软件中进行计算,发现修正模型的模拟值和试验值符合较好,证明修正模型的准确性.     

一种铸态含氮M2高速钢的热变形行为研究

采用热力模拟试验机Gleeble-3500对一种铸态含氮M2高速钢在0.01~1.0s-1及1000~1100℃条件下进行热压缩变形,获得了铸态含氮M2高速钢的流变曲线并分析了变形后的显微组织特性。实验结果表明,铸态含氮M2高速钢热变形过程中的能量消耗效率随应变速率的升高而降低,流变失稳区随应变量的增加向低应变速率和低温区域转变,热变形激活能为588.733kJ/mol,同时得到了其热变形方程和热加工图,获得热加工最佳工艺窗口为0.01~1.0 s-1和1 050~1 100℃。     

Ti62421s钛合金的热变形行为及加工图

在变形温度为900～1060℃和应变速率为0.001～10s-1条件下,对Ti62421s合金进行变形量为60％的热压缩变形,以研究Ti62421s合金的热压缩流变应力行为.研究温度与应变速率对Ti62421s热变形流变应力的影响,建立Ti62421s合金热变形流变应力的本构方程和加工图.研究结果表明:合金在热压缩过程中,流变应力随着应变的增大而增加,达到峰值应力后逐渐趋于平稳:当在高应变速率(10s-1)下变形时,出现不连续屈服现象:应力峰值随应变速率的增大而增大,随温度的升高而呈减小趋势:合金最佳变形工艺参数为:温度θ=980℃,应变速率(ε)=0.01～0.1s-1.     

基于组织均匀性的690合金管冷轧及退火工艺优化

针对国产690合金成品管晶粒组织均匀性控制差的问题,引入不均匀因子Z评定组织均匀性,设计单、双道次冷轧和退火实验.实验结果表明:690合金荒管经变形量50%的单道次冷轧,在1100℃下保温5 min的中间退火处理后晶粒组织最均匀;荒管经一二道次变形量依次为50%、70%的双道次冷轧,两道冷轧工序之间采用1100℃保温时间5 min的中间退火,最后在1060℃下保温5 min或者1100℃保温3 min进行固溶处理获得的组织均匀性最好.