Fe-0.06C-12Cr-1.9W-0.5Mo-3.0Co-VNbN耐热钢的显微组织分析

为进一步提高铁氏体/马氏体耐热钢的高温蠕变强度,试验研究了一种含钴的新型高铬耐热钢:Fe-0.06C-12Cr-1.9W-0.5Mo-3.0Co-VNbN.采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和X射线衍射(XRD)分析研究了该耐热钢在正火回火状态和650℃长期时效过程中的显微组织.结果表明:在1 100℃×1h正火处理 700℃×1h回火处理状态,钢的显微组织为板条状回火马氏体,在原奥氏体晶界和板条界上有M23C6型碳化物析出,在板条内分布有纳米尺寸的MX相;在650℃长期时效过程中有Laves相(Fe2W)和Z相(CrVNbN)析出,Laves相在原奥氏体晶界和板条界析出.钢的硬度随着时效时间的延长先增加后降低.     

热磁处理温度对Fe-23Cr-15Co永磁合金显微组织和性能的影响

根据H-800分析电镜对Fe-23 Cr-15Co永磁合金所作的形貌观察和选区衍射分析,探讨了热磁处理温度对Fe-23 Cr-15Co永磁合金的显微组织结构和磁性能的影响。结果表明,Fe-23Cr-15Co永磁合金在稍低于Spinodal分解温度下进行热磁处理,可获最佳的组织结构与最优的磁性能。     

Ni-19Fe-2Cr-9Mo合金低塑性区的初步研究

多数镍基高温合金存在低塑性区,其温度范围为600～800℃,正处在材料使用温度范围内。它的存在影响了合金的使用,同时也限制了固溶强化和沉淀强化的热强化处理。因此研究镍基合金低塑性的本质,对于改善镍基合金具有实际意义。我们选择了典型的固溶强化镍基高温合金Hastalloy—x,对它的低塑性的本质进行了初步研究。     

Nb对氢在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中扩散行为的作用

采用电化学氢渗透方法研究氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo和Fe-13Cr-6Al-2Mo-0.5Nb合金中的扩散行为,分析了0.5%Nb(质量分数,下同)对氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中扩散行为的作用.研究结果表明:当在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中添加0.5%Nb后,合金的晶粒得到细化,同时合金中析出大量弥散分布的细小Fe₂Nb相.0.5%Nb的添加大幅度降低了氢原子在Fe-13Cr-6Al-2Mo合金中的表观扩散系数,使氢原子在合金中的扩散激活能提高了50.3%.Nb原子通过提高合金中的氢陷阱浓度,有效降低了氢原子在FeCrAlMo基合金中的扩散速率.     

Nb 对氢在 Fe-13Cr-6Al-2Mo 合金中扩散行为的作用

采用电化学氢渗透方法研究氢原子在 Fe-13Cr-6Al-2Mo 和 Fe-13Cr-6Al-2Mo-0.5Nb 合金中的扩散行为, 分析了 0.5%Nb(质量分数, 下同)对氢原子在 Fe-13Cr-6Al-2Mo 合金中扩散行为的作用. 研究结果表明: 当在 Fe-13Cr-6Al-2Mo 合金中添加 0.5%Nb 后, 合金的晶粒得到细化, 同时合金中析出大量弥散分布的细小 Fe$_{2}$Nb 相. 0.5%Nb 的添加大幅度降低了氢原子在 Fe-13Cr-6Al-2Mo 合金中的表观扩散系数, 使氢原子在合金中的扩散激活能提高了 50.3%. Nb 原子通过提高合金中的氢陷阱浓度, 有效降低了氢原子在 FeCrAlMo 基合金中的扩散速率.     

稀土合金GdCo2与Gd6Fe23的磁熵变测定

在氩气气氛中用溶炼法制备了ＧｄＣｏ２ 和Ｇｄ６Ｆｅ２３ 二种稀土合金．用振动样品磁强计测量它们的磁化曲线,从而计算出磁熵变,估计出磁热效应．此工作能够为设计磁冰箱提供初步的数据     

合金铸铁激光处理的探讨 Ⅰ.激光辐照后的组织与硬化特征

激光辐照后合金铸铁产生了熔化与未熔化两种情况,依据热传导分析,表面层的冷却速率为10~4～10~5℃/s,并可以自淬火,不同的层深、具有不同的加热温度与冷却速率。因之,不同层深将具有不同的组织,熔凝层由渗碳体骨架及粗大马氏体针的铸态组织组成,HM750左右,过热层由渗碳体骨架、粗大马氏体针及相当数量的残余奥氏体组成,比较详细地讨论了石墨在该区的作用。相变硬化区是颗粒状渗碳体、细针马氏体及隐晶马氏体,HM900左右,热影响区是对基体的高温回火。     

用PbO_2/Ti作阳极从MnCl_2体系制备电解锰(Ⅰ) PbO_2/Ti阳极的制备与特性

本篇报道可用于氯化锰体系制备电解金属锰的新型钛基二氧化铅电极的研制方法。该电极具有阳极电位低、界面电阻小、PbO_2沉积层致密无针孔、边缘效应小的优点。对PbO_2镀层进行了扫描电子显微分析和X射线分析。     

Ti—12Co—5Al合金的β相α＋Ti2Co时效相变与硬度

研究了超塑合金Ｔｉ－１２Ｃｏ－５Ａｌ非平衡β相α＋Ｔｉ２Ｃｏ共析转变的时效过程以及综的硬度变化。当温度为４５０℃时,随着时间的增长硬度随之增加,β相的转变也更加完全,转变产物之间以及转变产物与母相之间的相变也从完全共格到半共格再到完全非共格,而峰值发生在３２０ｍｉｎ左右,当时间为２０ｍｉｎ时,随温度的升高而具有相同的规律,峰值发生在６００℃左右,Ａｌ元素除了具有固溶强化的作用之外,还有提高共析相变     

冷却方式对HMn59-2-1-0.5合金组织 与耐磨性的影响

研究了不同冷却方式对HMn59-2-1-0.5合金的组织、硬度及耐磨性的影响。结果表明HMn59-2-1-0.5合金具有较高的热稳定性,经720℃加热保温200℃炉内恒温冷却1.5～2.5h处理后能达到α相≤5%及HB168±8的组织和硬度要求,耐磨性好于进口材料,完全可以满足轿车同步器用齿环性能要求。     

Al-2Ti变质处理对Zn-6Al-3Mg合金组织与力学性能的影响

采用扫描电镜、万能电子试验机和HVS-5Z/LCD维氏硬度计观察与测试变质处理Zn-6Al-3Mg合金的凝固组织与力学性能,研究Al-2Ti变质剂加入量和变质温度对合金组织和力学性能的影响。研究结果表明:当变质温度为500℃,Al-2Ti变质剂加入量为0.5%(质量分数)时,Zn-6Al-3Mg合金组织中初晶Al-fcc相呈细小颗粒状,其体积分数最小,初晶MgZn_2相消失,Zn/Al二元和Zn/Al/MgZn_2三元共晶体的体积分数最多;当变质剂加入量为0.5%,变质温度为500℃时,Zn-6Al-3Mg合金的抗拉强度和伸长率最高,合金的综合力学性能最好。     

定向凝固Fe83Ga15Al2合金的结构及磁致伸缩性能

系统研究不同定向凝固速率下Fe83Ga15Al2合金的相组成和磁致伸缩性能.结果表明,经过区熔定向凝固后,Fe83Ga15Al2合金的晶粒尺寸与铸态相比要大得多.当凝固速率较高时,晶粒没有明显的取向性,而当速率较低时,显示出沿轴向的取向性,同时也存在很多横向亚晶界.铸态的Fe83Ga15Al2合金在经过区熔定向凝固之后,磁性能有大幅度提高,低场响应快,且磁致伸缩值增大,凝固速率v=10μm/s时,磁致伸缩系数达到最大值53×10-6;当v=300μm/s时,λ值略低,为50×10-6,但其低场响应迅速,在50kA/m时就达到最大值.     

烧结温度对Ti-15Nb-25Zr-2Fe合金组织与力学性能的影响

采用放电等离子烧结技术制备Ti-15Nb-25Zr-2Fe钛合金,研究了烧结温度（800,1 000和1 200 ℃）对合金致密度、相组成、显微组织及力学性能的影响。结果表明：合金的致密度随烧结温度的升高逐渐升高。800 ℃烧结的样品主要由β相、α"相、α相和单质Zr组成。1 000 ℃和1200 ℃烧结的样品主要由β相和α"相组成,α"相含量随烧结温度的升高逐渐降低。三种温度烧结的样品中均观察到未固溶的Nb,其含量随烧结温度的升高逐渐降低。随着烧结温度的升高,合金的抗压强度逐渐升高,塑性先升高后降低。     

CeRu_2和Ce_(15)Ru_(85)合金的X射线衍射与X射线吸收光谱研究

熔炼制备CeRu_2锭块和Ce_(15)Ru_(85)合金,利用高速溅射法制备非晶Ce_(15)Ru_(85)化合物样品.X射线衍射实验结果表明样品Ce_(15)Ru_(85)处非晶态,CeRu_2为Fd3m空间群MgCu_2型(C15)结构.通过X射线衍射获得多晶CeRu_2的晶格常数和原子间距.通过X射线吸收精细结构测量获得Ce K边和Ru K边X射线吸收光谱.通过对吸收光谱分析获得多晶CeRu_2和非晶Ce_(15)Ru_(85)的吸收原子Ce和Ru原子的周边原子配位情况.     

Pr2(Fe,Co)14B/α-(Fe,Co) 纳米复合永磁合金的组织与磁性

利用单辊快淬法制备了由硬磁相Pr2(Fe,Co)14B和软磁相α-(Fe,Co), Pr2(Fe,Co)17组成的纳米晶复合永磁材料.用X射线衍射、室温磁性能测量和热磁分析等,研究了Pr7.5Dy1Fe-xCo-xNb1B4.5(10,15)合金快淬带在不同温度下不同时间退火后的组织和磁性能变化规律.结果表明,快淬带在700℃退火6 h后,永磁性能仍保持较高的水平,说明同时添加Co和Nb,有可能提高纳米晶复合永磁合金的热稳定性.     

增韧Al_2O_3陶瓷的摩擦学性能研究（Ⅰ）──无润滑条件下淬火GCr15钢与陶瓷对磨

本文对三种不同性能的Ａｌ２Ｏ３陶瓷与淬火钢在无润滑条件下的摩擦磨损机理进行实验分析，发现摩擦付的摩擦系数几乎与陶瓷的力学性能无关，但陶瓷的磨损速率与陶瓷力学性能特别是断裂韧性之间存在一定的关系．在于摩擦条件下，由于粘着力作用，金属从对偶件转移到陶瓷表面，转移的金属膜厚度往往超过陶瓷峰元的高度，从而隔开了陶瓷与金属的直接接触，陶瓷的主要磨损机制是摩擦表面的裂纹源在疲劳应力作用下沿薄弱的晶界扩展，最终形成磨拉的脱落，造成陶瓷磨损．