微量V元素对5083铝合金薄板超塑性的影响

采用高温拉伸实验并结合金相分析的方法,研究了微量V元素对5083铝合金超塑性影响.结果表明,微量V可以使5083合金中变形后的纤维组织更加细小均匀,抑制合金再结晶过程晶粒的长大,进而提高5083铝合金的超塑性.传统5083铝合金与加入微量V,5083铝合金轧制板材经500°C一定时间的热处理后,再结晶晶粒尺寸分别为10和20m,5083合金板材505°C～515°C下的延伸率由208%提高到254%.     

连续柱状晶Cu-12Al合金线材无模拉拔变形行为

在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 对具有连续柱状晶组织的Cu-12%Al(质量分数)合金线材进行了无模拉拔成形, 分析了变形后合金的显微组织和力学性能, 研究了线材无模拉拔变形行为. 结果表明: 在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材在无模拉拔成形过程中没有发生再结晶现象. 当拉拔速度为1.0 mm/s时, 随着变形温度从600℃升高到900℃, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材的晶界在无模拉拔成形过程中逐渐变得不平直; 无模拉拔成形后合金线材的延伸率随着变形温度的升高而降低, 抗拉强度随着变形温度的升高而升高. 在变形温度为600℃的条件下, 当拉拔速度为1.1~1.2 mm/s时, 无模拉拔成形对合金线材组织的影响不明显; 当拉拔速度达到1.3~1.4 mm/s时, 合金线材连续柱状晶晶界变得不平直; 在本文实验范围内无模拉拔速度的变化对合金线材延伸率和抗拉强度影响不大.     

热压烧结Ti_3AIC_2材料在空气中的恒温氧化行为

研究了热压烧结的Ti3AlC2(含有2.8%(质量分数)的TiC)在900~1300℃空气中的恒温氧化行为.结果表明,该材料具有良好的抗高温氧化性能,其氧化行为遵循抛物线规律.随着温度升高,氧化抛物线速率常数kp从900℃的1.39×10?10增大到1300℃的5.56×10?9kg2·m?4·s?1,计算得到的氧化活化能为136.45kJ/mol.在900~1100℃时,氧化产物为α-Al2O3和TiO2;当温度达到1200℃时,TiO2开始部分地转变为Al2TiO5;氧化温度升高到1300℃,Ti在氧化层中完全以Al2TiO5的形式存在.氧化过程由Al3 和Ti4 的向外扩散和O2?的向内扩散控制.Al3 和Ti4 的快速向外扩散在基体与氧化层界面处导致大量的缺陷的形成.     

自由落体条件下快速偏晶凝固

在落管自由落体条件下实现了Fe-48.8 % Sn 偏晶、Fe-40 % Sn 亚偏晶和Fe-58 % Sn 过偏晶合金的快速凝固. 对于直径范围在100 ~ 1000 μm 的Fe-48.8%Sn, Fe-40% Sn 和Fe-58% Sn 合金液滴, 最大过冷度分别为270, 282 和288 K. 液滴直径较小时, Fe-48.8% Sn 偏晶合金的微观结构呈现出均匀弥散分布的组织,当液滴中分散相直径为6 μm, 过冷度为30 K 时, Marangoni 迁移速率比Stokes运动速率快37 倍. 对于Fe-40% Sn 亚偏晶, 当液滴直径从1000 减小为100 μm时,其生长形态从柱状α-Fe 枝晶分布在富Sn 相基底上转变为α-Fe 颗粒分布在富Sn相基底上, α-Fe 枝晶的生长速度从0.45 增大到4.65 m/s. 对于Fe-58.8% Sn 过偏晶合金, 初生相α-Fe 枝晶的晶粒尺寸随过冷度的增加显著减小.     

Sm3(Fe,Ti)29Nx/α-Fe双相纳米耦合永磁材料的制备

研究了熔体快淬工艺及添加元素Ti对Sm—Fe合金相的形成及结构的影响，成功制备了Sm3（Fe，Ti）29Nx／α-Fe双相纳米耦合永磁材料．研究发现，快淬薄带由Sm3（Fe，Ti）29和α-Fe两相组成，晶化前在纳米晶周围存在部分非晶相，晶化后的晶粒间晶界平直光滑、且晶粒间结合紧密没有界面相，为晶粒间直接接触耦合．对甩带后的样品采用750℃保温10min的晶化退火得到的颗粒比较细小且均匀．氮化磁粉磁滞回线的第二象限没有出现明显的台阶，表现为单相永磁材料的特点，说明硬磁相Sm3（Fe，Ti）29M与软磁相α-Fe晶粒之间的交换耦合作用已形成．     

Al_2O_3/TiAl基复合材料在空气中的高温氧化行为

研究了热压烧结的Al2O3/TiAl基复合材料在900℃静止空气中的断续氧化行为.结果表明,随着Nb2O5掺量的增加,氧化增重减小,氧化抗力明显改善,其初始氧化动力学符合线性规律,断续氧化动力学服从抛物线规律.Nb2O5掺量大的材料,因氧化产物中含有TiAl和Ti2AlN相,显示其良好的抗高温氧化性.在900℃温度断续氧化120h后,氧化膜主要由TiO2外表层、Al2O3次表层以及TiO2和Al2O3的混合内层构成,由外向内为富Al向富Ti的氧化物混合层过渡.靠近基体TiO2和Al2O3混合内层为多孔疏松状结构,孔洞是由于形成Ti的氧化物后生成的.整个氧化层厚约20μm.氧化膜表面均未形成均一的Al2O3保护膜,但形成的内层Al2O3膜与外层TiO2膜粘附性高,没有发生氧化膜脱落现象.原位自生的Al2O3微细颗粒,高温下促使其本身成核与生长,使得热力学形成其膜所需的最低Al含量降低;同时,增加了Ti离子由M/MO界面向O/MO界面扩散的势垒,从而降低了TiO2的生成率,提高了抗氧化性能;另外,形成从外向内由富Al向富Ti氧化物混合层过渡的复层结构,降低了O2?的内扩散,改善了复合材料的抗氧化性能.     

Zr基大块非晶合金在不同温度下的拉伸和压缩性能

研究了Zr₄₁Ti₁₄Cu_12.5Ni₁₀Be_22.5大块非晶合金的力学性能. 用Gleeble-3200热模拟机在过冷液相区内的345和375℃两个温度下进行了压缩试验, 发现减小压缩速率和提高温度对压缩变形的影响基本相似; 用Instron万能材料试验机测试了合金的室温和低温拉伸性能. 在低温下合金的拉伸强度随试验温度的降低而下降. 硬度测试结果显示, 在玻璃转变温度以下, 硬度随热处理温度升高和退火时间的延长而降低; 在玻璃转变温度以上退火, 硬度提高.     

Fe基合金应力退火感生磁各向异性机理的AFM研究

用原子力显微镜（AFM）观测不同外加张应力下540℃退火的Fe基合金薄（Fe73.5Cu1Nb3Si13．5B9）断口形貌,结合X射线衍射谱和纵向驱动巨磁阻抗效应曲线,研究Fe基合金薄带张应力退火感生横向磁各向异性场过程中的应力作用机制．建立了包裹晶粒方向优势团聚模型,揭示了包裹晶粒方向优势团聚与磁各向异性场的关系．     

应变速率敏感性指数的理论和测量规范

应变速率敏感性指数m是判定材料超塑性的重要力学指标, 用拉伸实验测量 m 值的力学研究已有很多, 对超塑性的进展也有很大贡献. 首先从回顾已有拉伸实验测量 m值的公式, 并且把它们归类为定长度 m 值的m_l, 恒速度 m值的m_v和定载荷 m 值的m_P三种典型变形路径下的应变速率敏感性指数. 进而基于拉伸变形的本构方程和塑性力学的基本原理, 建立了广义m值的约束方程. 结合三种典型变形路径规范了m值的力学定义, 并由本构方程定义的广义m值公式统一推导出m_l, m_v和m_P的测量公式. 提出结合典型变形路径用数值模拟测量 m值的精确方法. 测量结果表明, m值不仅不是常数, 而且其变化规律与所处的变形路径有密切关系, 用相同的测量公式测量不同变形路径下的 m 值, 测得的结果相差悬殊, 在同一变形路径下用不同的测量公式测得的结果也各异. 对于 m 值的测量必须指明所处的变形路径, 并且要用对应的测量公式才能测得正确结果. 此外, 还从理论和实验两方面都解答了为什么恒速变形路径下的 m_v值往往是负值, 而定载荷变形路径下测得的m_P值往往会大于1. 对m值的深入分析和精确测量的探讨, 旨在为超塑性宏观变形的力学规律与微观物理机理的衔接的研究提供条件.     

Sm3(Fe,Ti)29Nx/α-Fe双相纳米耦合永磁材料的制备

本文研究了熔体快淬工艺及添加元素Ti对Sm-Fe合金相的形成及结构的影响，成功制备了Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x/α-Fe双相纳米耦合永磁材料。研究发现，快淬薄带由Sm₃(Fe,Ti)29和α-Fe两相组成，晶化前在纳米晶周围存在部分非晶相，晶化后的晶粒间晶界平直光滑、且晶粒间结合紧密没有界面相，为晶粒间直接接触耦合。对甩带后的样品采用750℃保温10min的晶化退火得到的颗粒比较细小且均匀。氮化磁粉磁滞回线的第二象限没有出现明显的台阶，表现为单相永磁材料的特点，说明硬磁相Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x与软磁相a-Fe晶粒之间的交换耦合作用已形成。     

多元Ti-Cu基合金非晶形成过程的分子动力学模拟与落管实验研究

采用DeePMD计算方法和落管快速凝固实验技术,研究了液态Ti_41.5Cu_37.5Ni_7.5Hf₅Sn₅Zr_2.5Si合金的非晶凝固机制.分子动力学计算结果显示,液态合金原子的总第一近邻配位数随系统温度的降低而增加,而Ti原子的第一近邻原子数则随着温度的降低而减少.同时,随着系统温度的降低,液态合金中二十面体和类二十面体团簇的数量显著增多,但中心Ti原子的比例却发生了衰减.在非晶凝固过程中, Ti原子表现出与大尺寸原子的弱亲和性和对二十面体团簇的弱构建性.在自由落体实验中,合金液滴所能达到的过冷度随液滴直径的减小而增大,其凝固组织主要由少量的富Cu相、极细的非规则(Ti₂Cu+TiCu)共晶和非晶相组成.当合金液滴直径减小至566μm时,合金凝固组织中开始出现非晶相,相应的临界过冷度?T_C为312 K (0.27TL).非晶相体积分数随着液滴尺寸的减小而增大.如果合金液滴直径小于317μm,晶体相的形核与生长被完...     

共晶Co79.5Sn20.5合金的液态结构及其液固相关性

利用高温液态X射线衍射仪研究了共晶Co79.5Sn20.5合金熔体的液态结构. 研究表明, 对Co79.5Sn20.5合金熔体而言, 从1350℃至1150℃的温度范围内, 组成该熔体的原子团簇结构稳定, 熔体有序度随着温度降低有所提高. 同时利用“纳米晶粒模型”研究了该合金的液固相关性, 指出该合金熔体是由b Co3Sn2原子团簇和b Co原子团簇2种短程有序结构组成, 其液态结构和固态结构具有很好的一致性.     

Al2O3／TiAI基复合材料在空气中的高温氧化行为

研究了热压烧结的Al2O3／TiAI基复合材料在900℃静止空气中的断续氧化行为．结果表明,随着Nb2O5掺量的增加,氧化增重减小,氧化抗力明显改善,其初始氧化动力学符合线性规律,断续氧化动力学服从抛物线规律．Nb2O5掺量大的材料,因氧化产物中含有TiAI和Ti2AIN相,显示其良好的抗高温氧化性．在900℃温度断续氧化120h后,氧化膜主要由TiO2外表层、Al2O3次表层以及TiO2和Al2O3的混合内层构成,由外向内为富AI向富Ti的氧化物混合层过渡．靠近基体TiO2和Al2O3混合内层为多孔疏松状结构,孔洞是由于形成Ti的氧化物后生成的．整个氧化层厚约20μm．氧化膜表面均未形成均一的Al2O3保护膜,但形成的内层Al2O3膜与外层TiO2膜粘附性高,没有发生氧化膜脱落现象．原位自生的Al2O3微细颗粒,高温下促使其本身成核与生长,使得热力学形成其膜所需的最低Al含量降低;同时,增加了Ti离子由M／MO界面向O／MO界面扩散的势垒,从而降低了TiO2的生成率,提高了抗氧化性能;另外,形成从外向内由富AI向富Ti氧化物混合层过渡的复层结构,降低了O^2-的内扩散,改善了复合材料的抗氧化性能．     

一维拉伸的本构方程不能直接推广处理二维胀形的力学问题

超塑性成形已经在形状复杂、尺寸精度高的零部件加工中得到广泛的应用, 并有良好的发展前景. 然而, 超塑性成形均处于多向应力状态. 但是, 长期以来, 均把单向拉伸的本构方程直接推广处理多向的理论问题. 这在定量处理中是否正确, 亟需理论证明. 首先简述了超塑性一维拉伸和二维胀形变m值本构方程的建立, 并结合从连续介质塑性力学基本理论所导出的自由胀形的等效应力σ 和等效应变速率 的解析式, 分别用拉伸和胀形的本构方程导出了超塑自由胀形最佳加压规律的解析表达式. 进而结合典型超塑性合金ZnAl22实验数据进行了定量比较. 结果判明, 不能把单向拉伸的本构方程直接推广处理二维胀形的定量力学问题, 处理胀形的定量力学问题, 必须用在胀形应力状态下建立的二维胀形的本构方程.     

可变后缘弯度机翼柔性蒙皮的刚度需求分析

建立了柔性蒙皮在气动载荷作用下的变形分析方法.翼型压力分布计算采用面元法,结构分析采用有限元方法.在此基础上,计算了柔性蒙皮在气动载荷作用下的变形情况以及变形对气动力的影响.数值结果表明:后缘部分的柔性蒙皮在气动载荷作用下被"吸"成鼓包形状;同时,翼型上表面压力在"鼓包"位置出现比较大的变化.采用Jacobs的蒙皮形变准则(蒙皮的最大形变量小于弦长的0.1%),计算和分析了可变形后缘弯度机翼对柔性蒙皮的刚度要求.计算结果表明:对于可变后缘弯度机翼而言,增大蒙皮弯曲刚度和拉伸刚度的比值可以减小蒙皮结构对拉伸刚度的要求.柔性蒙皮的最大形变量是随着其拉伸刚度的降低而增加,但增加的幅度取决于蒙皮弯曲刚度的大小;当蒙皮弯曲刚度大于某个值时,蒙皮的变形量由弯曲刚度来控制,拉伸刚度不在起作用,这对柔性蒙皮的结构设计具有重要的指导意义.     

拉伸变形应变硬化指数的力学涵义及其规范测量

鉴于建立超塑性与塑性变形定量力学解析理论的重要性,人塑性拉伸变形状态方程出发,导出Ｈｏｌｌｏｍｏｎ方程,并明确了方程中的材料常数和应变硬化指数的力化指数的测量公式,对应每个公式又在变硬化指数的传统测量方法,、计算机模拟测量方法和精确测量法,并针对典型材料Ｚｎ５％Ａ１（质量分数）在常态（１８℃）和超塑状态（３４０℃下给陋３种典型变形路径下应变硬化指数的实测结果,由于三者之间存在大的偏差,于是从实验上     

R—Fe—Al赝三元系富Fe区相图的研究（R=Dy0.65Tb0.25Pr0.1）

采用光学显微镜、X射线衍射、EPMA和DTA技术研究了R—Fe—Al(R=Dy_(0.65)Tb_(0.25)Pr_(0.1))赝三元系富Fe区1000℃等温截面.该截面由9个单相区、14个两相区和6个三相区组成。对于R—Fe赝二元系,除R_3Fe_(17),化合物外,其它化合物的均匀范围都向化学计量的富稀土一侧偏移.当以Al部分替代Fe的含量x=015时,R(Fe(1-x)Al_x)_2的均匀范围移回到化学计量成分;在0.15相似文献   

超重力熔铸梯度材料制备饲草料收获机械自磨锐切刀

采用Fe_3O_4/Al铝热体系,在超重力场中熔铸出硬度呈梯度分布的复合材料,而后制备出饲草料收获机械的自磨锐切刀并进行了现场试验.结果表明,Fe_3O_4/Al铝热剂体系的绝热温度为3148.2 K(Fe的沸点温度),约2 mol%的产物Fe以气相存在.体系内添加约15 mass%的高硬铁基合金颗粒(钒铁、铬铁、锰铁、钼铁等)稀释剂,可使Fe产物全部以高温(3148 K)低黏度液相存在,这对于超重力场中梯度材料成型十分有利.梯度材料的基体是具有择优取向的柱状晶组织,高硬铁基合金颗粒沿超重力方向呈线性排列且与基体冶金结合,由于密度及熔点不同,不同颗粒在复合材料内的分布状况有较大差异,这是材料硬度呈梯度变化的主要原因.新材料制备的饲草料收获机械切刀刃面硬度呈梯度分布,工作过程中会均匀磨损而形成自磨刃,始终保持锋利的切割性能.现场试验结果表明,该自磨锐切刀具有良好的使用效果.     

Fe-Mn-Si基形状记忆合金中FCC相的电子结构与稳定性

利用基于第一原理的离散变分法研究了Fe-Mn-Si合金的电子结构与FCC相稳定性的关系. Si元素使Fe原子的d带空穴数减少, 而Mn的影响较复杂. 以此为基础, 从电子浓度的角度解释了这两种元素对合金层错能的影响, 并结合对合金结合能的计算结果—— Si降低合金的结合能而Mn的作用相反, 阐述了Mn降低而Si升高马氏体相变温度的物理原因. 在不同方向上施加应力时, 合金的电子结构发生变化, Fermi能级处的总态密度有明显提高. 从Fermi能级附近的能谱变化可看出, 应变使能隙减小, 能级的简并性提高. 在同一方向上施以不同的应变, 中心原子的3d和4s轨道上的电子数减少, 3d局域态密度变窄, 且峰值增加. 对比电子密度的变化, 在应力方向上的成键轨道有减弱的趋势, 而在垂直于应力的方向上出现增强, 导致FCC结构的稳定性降低. 这是外场(应力)作用下合金的马氏体相变温度提高的重要原因.     

脉冲电流对Al-Mg合金力学性能和断口的影响

研究了高能量密度0.150 J/mm~3和低能量密度0.105 J/mm~3下,不同脉冲电流参数对铝合金流动应力和伸长率的影响.铝合金在相同的能量密度下产生的温度一致,由此探讨了电辅助成形中的非焦耳热效应.结果表明:脉冲电流的引入能够降低铝合金的最大应力值,提高伸长率.相同能量密度下,随着脉冲电流密度的增加,最大应力值保持不变,但是脉冲电流引起的瞬时应力下降值增加,且伸长率显著增加.通过应力回复模型,准确预测出脉冲电流引起的应力下降值.高能量密度下试样拉伸后的断口韧窝数量变少,并且随着脉冲电流密度的增加,断口韧窝数量减少直至消失,断口伸长率的提高也正是脉冲电流抑制了空洞的形核和长大所致.