分类： 材料科学 >> 材料科学（综合） 提交时间： 2023-03-19 合作期刊: 《金属学报》
摘要：利用飞行时间法中子衍射对比研究了充氢与未充氢1250 MPa超高强度钢的拉伸变形行为与轴向晶格变形特征,并观察了断口区组织形貌与晶粒取向特征. 在无加载条件下, 充氢试样的轴向(110)与(200)面间距分别大于和小于未充氢试样的对应面间距, 显示出四面体间隙中H原子的进入使轴向(110)面间距有所增加, 同时内部应力的平衡作用使轴向(200)面间距有所减少. 未充氢试样达到1250 MPa抗拉强度发生颈缩塑性断裂, 而含有8.0×10-6可扩散氢的试样在分步加载至500 MPa时发生脆性断裂. 中子衍射分析表明, 未充氢试样在拉应力加载至500 MPa时均基本符合线弹性变形, 但至700 MPa时, 轴向{200}晶粒比其余取向晶粒优先显示非线弹性变形, 至800 MPa时轴向{110}晶粒也出现非线弹性变形, 轴向{200}晶粒优先产生微屈服现象, 而轴向{211}晶粒仍然处于线弹性阶段; 充氢试样在拉伸至300 MPa时, 轴向{110}晶粒出现非线弹性变形, 至400 MPa时轴向{200}晶粒也出现非线弹性变形, 轴向{110}晶粒优先产生微屈服现象, 轴向{211}晶粒仍处于线弹性阶段. 断口剖面观察显示未充氢试样内形成明显的轴向<110>拉伸纤维织构, 而氢脆试样内除了明显的晶界裂纹萌生, 还有晶内裂纹扩展与局部晶体转动特征. 基于不同取向晶粒的微屈服概念, 解释了充氢导致轴向{110}晶粒优先微屈服而不是轴向{200}晶粒优先微屈服, 同时以氢伴随微区塑性变形的方式发生脆性断裂.
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摘要：在转速1600 r/min, 焊速200 mm/min; 转速800 r/min, 焊速200 mm/min; 转速400 r/min, 焊速400 mm/min 3 组参数下对2 mm厚的退火态7B04 铝合金薄板进行搅拌摩擦焊接, 研究了焊接参数对焊缝质量及微观组织的影响, 并分析了焊核区的低温超塑性变形行为. 结果表明, 通过控制焊接参数, 可获得良好的焊接质量, 接头强度系数达100%. 焊核区发生动态再结晶, 生成细小等轴晶, 母材晶粒尺寸约为300 μm, 转速为1600, 800 和400 r/min 时晶粒尺寸分别为2, 1 和0.6 μm. 这种细晶组织有利于焊核区超塑变形, 在300 ℃, 焊核区在1×10- 3 和3×10- 4 s- 1 应变速率下获得了160%~590%的延伸率, 在350 ℃, 1×10-3 s-1条件下获得高达790%的最大延伸率, 在约400 ℃时超塑性变形行为消失.
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摘要：采用EBSD技术研究了AZ31 镁合金在平面应变压缩过程中的孪生行为. 结果表明, 当压缩方向为TD, 约束方向为RD时, 孪生类型主要以{1012}拉伸孪晶为主, 孪生变体的选择主要由沿TD的孪生Schmid 因子(m)决定, 并受RD的影响.可用孪生应变张量来解释不同类型孪生晶粒的差异. 对于晶粒内部只发生1 个{1012}孪生变体的情况, 孪生变体在约束方向上的平均孪生应变张量会使得样品伸长; 对于晶粒内部含有2 个及以上变体的情况, 孪生m较大的变体在约束方向上的平均孪生应变张量使得样品伸长, 而m较小的变体使得样品在约束方向缩短, 在平面应变压缩变形过程中, 不同类型的孪生变体相互协调变形.
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摘要：利用FEG-SEM, TEM, AES和EDS分析技术以及物理化学相分析等方法, 系统地研究了微量元素Hf 在镍基粉末高温合金中的作用. 结果表明: Hf以固溶态分布在枝晶间γ固溶体内, 有助于减少原始粉末颗粒边界组织. Hf促进γ′相形态失稳, 导致大尺寸立方状γ′相发生分裂, 更快地进入γ′相低能稳定的择优形态. Hf 主要分布在γ′相和MC型碳化物中, 改变γ′相和MC型碳化物及γ固溶体相间合金元素的再分配, 有利于消除合金的缺口敏感性, 改善合金综合力学性能.
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摘要：针对铝合金砂型铸造较低冷速特点, 通过实测和分析不同凝固条件下的冷却曲线, 建立了适用于铝合金形核密度随最大形核过冷度呈指数性变化的形核函数. 通过与Pandat 软件热力学、动力学、平衡相图数据库相耦合, 并利用空间坐标变化等算法, 建立了适用于三元铝合金二维、三维枝晶生长的CA模型. 在该模型中, 同时考虑了溶质扩散、成分过冷、曲率过冷、晶体择优取向以及不同组元之间相互作用等重要因素的影响. 利用建立的形核和生长模型, 模拟了Al-7Si-0.36Mg合金在不同凝固条件下的二维枝晶演化及形貌特征, 描述了溶质组元的分布特征以及定量地预测了二次枝晶臂间距的变化, 并与实验结果进行了对比. 三维枝晶的模拟结果有效反映了枝晶空间结构复杂性和多样性, 并与实验结果吻合良好.
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摘要：用小波变换获取超声波能量的时间-尺度分布, 研究衰减系数随尺度的分布规律, 定义加权的超声多尺度衰减系数,结合粒子群算法设计的最优尺度组合及其归一化权重分配策略, 建立晶粒尺寸的超声多尺度衰减评价模型. 选用304 不锈钢进行实验, 其衰减系数-尺度分布图表明超声波在小尺度下衰减迅速, 体现了高散射材料中衰减的频率特征; 而随着试样晶粒尺寸增大, 整个尺度范围内的衰减都明显加剧. 实验结果显示, 声速法、传统衰减法与本方法的最大系统误差分别是+12.57%, +5.85%和-1.33%. 对金相法测得平均晶粒尺寸为103.5 mm 的验证试样用3 种方法进行评价, 结果分别为(110.4±7.8), (98.2±6.6)和(101.7±3.9) mm. 本方法不仅可降低系统误差, 且随机误差也被小波变换的恒Q滤波特性有效抑制.
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摘要：考虑了液态金属冷却定向凝固过程中动态对流边界, 建立了高温合金铸件温度场数学模型, 采用三维元胞自动机(cellular automaton, CA)方法和KGT生长模型, 建立了镍基高温合金凝固过程晶粒形核及生长的数学模型. 采用宏观模型与微观模型双向同步耦合, 实现了温度场和晶粒组织的数值模拟. 进行了浇注实验, 用冷却曲线和晶粒形貌验证了数学模型的准确性. 对液态金属冷却定向凝固规律的研究表明, 抽拉速率不仅对糊状区形状有重要影响, 而且对晶粒的平行度以及枝晶组织的细密性也有很大的影响. 抽拉速率过小时, 糊状区上凸, 晶粒组织易发散; 抽拉速率过大时, 糊状区下凹, 晶粒组织汇聚, 同时造成枝晶组织的粗化; 适当的抽拉速率下能获得平坦的糊状区, 提高晶粒的平行度, 细化枝晶组织.
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摘要：通过蠕变性能测试、组织形貌观察及位错组态的衍射衬度分析, 研究了镍基单晶高温合金在中温/高应力稳态蠕变期间的变形机制. 结果表明, 在760 ℃, 760 MPa和800 ℃, 650 MPa蠕变期间, 剪切g′相的位错可发生分解, 分解后领先的a/3<112>超点阵Shockley 不全位错切入g′相, 拖曳的a/6<112>Shockley 不全位错滞留在g′/g 相界面, 2 个不全位错之间形成超点阵内禀堆垛层错(SISF); 此外, 剪切进入g′相的超点阵位错可由{111}面交滑移至{100}面, 形成具有非平面位错芯结构的K-W锁, 可抑制位错的滑移和交滑移, 提高合金的蠕变抗力. 在850 ℃, 500 MPa蠕变期间, 合金中的层错消失, 部分剪切进入筏状g′相的a<110>超点阵位错可分解形成“2 个a/2<110>不全位错加反相畴界(APB)”的组态, 而合金中K-W锁的消失是由高温热激活致使立方体滑移的位错重新交滑移至八面体所致.
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摘要：利用自制的小型拉伸装置对淬火+回火热处理后的ZG06Cr13Ni4Mo马氏体不锈钢试样进行单轴拉伸变形, 使用同步辐射高能X射线衍射技术对钢中逆变奥氏体力学稳定性和相变诱导塑性(transformation induced plastic, TRIP)进行原位研究. 结果表明, 随着拉伸应力的增加, 逆变奥氏体衍射峰积分强度逐渐减弱, 逆变奥氏体在变形过程中逐步发生了形变诱导马氏体相变. 利用Rietveld 全谱精修拟合方法对不同应力状态下的逆变奥氏体相分数进行定量分析, 发现逆变奥氏体的形变诱导马氏体相变开始于材料的宏观弹性阶段, 并持续至整个塑性变形阶段. 通过比较分析不同热处理工艺下逆变奥氏体的形变诱导相变过程和材料的加工硬化行为发现, 逆变奥氏体的形变诱导相变的出现增加了马氏体基体的位错密度, 导致材料加工硬化指数的提高, 有效提高了材料的塑性.
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摘要：研究了终冷温度(550, 450 和350 ℃)对Mn系超低碳高强度低合金钢组织及低温韧性的影响. 力学性能的测试结果表明, 在终冷温度为450 ℃时, 实验钢获得良好的强韧性配合, 屈服强度为775 MPa, 韧脆转变温度为-55 ℃. 组织观察及晶体学表征结果表明, 随着终冷温度的降低, 组织逐渐由粒状贝氏体向板条贝氏体和板条马氏体转变; 终冷温度为450 ℃时, 组织以板条贝氏体为主, 多数的板条束包含三组不同的板条块, 有效晶粒尺寸最小, 大角晶界比例达到最大. 解理裂纹扩展路径的观察结果表明, 具有大角晶界的贝氏体板条块对解理裂纹扩展具有显著的阻碍作用, 因此板条块尺寸细化、大角晶界比例增加是低温韧性改善的主要原因.
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摘要：将静电场应用于γH4169 合金的时效过程, 研究了静电场对合金d 相沉淀析出行为的影响规律, 并探讨了其机理. 结果表明, 合金在850 ℃以8 kV/cm静电场强度进行15 min 时效, d 相开始在晶界析出; 时效1 h 晶内分布大量γ"相. 随时效时间延长, d 相尺寸增大、体积分数增加, γ"相尺寸亦增大. 与未加静电场时效处理相比, 静电场时效处理后合金中d 相体积分数降低、尺寸减小, γ"相体积分数升高; 晶界d 相中Nb原子分数降低、Fe 和Cr 原子分数升高, 晶界d 相点阵常数c 减小、a 和b增大. 由于静电场时效处理后合金中平均空位浓度升高, 促进了Fe 和Cr 原子扩散, 同时Fe 和Cr 原子置换晶界d 相中Nb原子, Nb原子固溶入晶内. 另一方面, 空位浓度的升高增加了γ"相非匀质形核几率, 促进γ"相析出. 同时, 空位亦可松弛基体γ相与γ"相的共格畸变, 有效抑制了γ"相向d 相转变, 增加了强化相γ"相的稳定性.
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摘要：通过对4 种不同Hf 含量(0~0.80%, 质量分数, 下同)的第二代镍基单晶高温合金DD11 铸态及热处理态组织定量表征与1100 ℃, 140 MPa持久性能测试, 研究了Hf 对相转变温度、(g +g')共晶组织、碳化物、微孔、凝固偏析、合金元素成分分配比及持久性能的影响. 结果表明, 添加Hf 显著降低合金的固/液相线, 降低微孔含量, 提高铸态共晶组织体积分数、MC型碳化物含量以及凝固偏析程度. 合金热处理后, 随着Hf 含量提高, 固溶微孔含量显著降低、残余共晶和碳化物含量显著增加. 添加Hf 通过提高Re, Mo和Cr 的成分分配比, 增加g /g'错配度, 减小g /g'界面位错间距, 促进Re, Mo和Cr 向g 相中偏聚,提高固溶强化效果, 减小微孔含量等方式, 显著提高DD11 合金持久性能. 但当Hf含量达到0.80%时, 热处理后的残余共晶、碳化物含量较高, 导致合金持久性能明显降低.
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摘要：对已服役的航空发动机用γH4033 合金二级涡轮叶片榫头部位进行900~1100 ℃短时超温3 min 热处理, 之后再进行组织表征和力学性能测试, 研究了短时超温过程中合金的组织损伤及其对室温硬度和700 ℃, 430 MPa下持久寿命的影响规律. 结果表明, γH4033 合金中γ'相颗粒在短时超温过程中发生粗化和回溶现象, 当温度达到980 ℃及以上时, 保温3 min 后γ'相完全回溶; 随着超温温度的升高, 晶界碳化物逐渐溶解, 1100 ℃时完全溶解, 并造成晶粒开始长大. 短时超温后叶片合金的室温硬度随着γ'相的回溶急剧下降, 当γ'相完全回溶时室温硬度降低至170 HV左右. 合金在700 ℃, 430 MPa下持久寿命随着短时超温温度的升高呈现先增大后急剧降低的规律, 其主要受γ'相的回溶与再析出以及晶界碳化物回溶的影响.
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摘要：以共晶铸铁(eutectic cast iron, ECI) 作为C源, 通过熔铸时渗碳体的原位生成及渗碳体石墨化工艺制备石墨黄铜.利用SEM和EDS分析石墨黄铜的显微组织, 探讨了显微组织与力学性能和切削性能的关系. 结果表明: 铸造过程中原位生成的渗碳体通过石墨化退火后分解成石墨颗粒均匀弥散地分布于黄铜基体上, 颗粒尺寸为3~6 μm, 铸铁添加量为7%时石墨颗粒出现偏聚. 随着铸铁添加量的增加, 基体组织不断细化, 抗拉强度和显微硬度增加, 伸长率降低; 随着石墨体积分数的增大, 石墨黄铜的切屑形貌得到不断改善. 当铸铁添加量为5%时黄铜的切屑形貌最好, 为短片状和C型, 其切削性能与铅黄铜HPb59-1 相当.
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摘要：建立了宽弦叶片定向凝固过程的宏微观数理模型, 计算结果与实验结果吻合, 铸件表面大部分晶粒的位置和形状一一对应. 通过数值模拟预测了不同引晶方式和拉速下温度场和晶粒组织的演变过程, 研究了2 种因素的影响规律. 通过建立糊状区形态和晶粒数的数学判据, 实现了温度场和微观组织优劣的定量评价, 基于判据揭示了工艺参数对糊状区和晶粒的影响机理, 从而对工艺进行了定量的优化. 研究表明, 采用叶身正下方的引晶方式, 有利于增加柱状晶数目, 提高晶粒平行度, 防止横向晶界生成, 同时还可以在糊状区形状保持平直的前提下使用较高拉速, 从而避免晶粒粗化, 并提高生产率.
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摘要：基于固有耗散理论和计算模型, 对FV520B钢的高周疲劳性能进行了较为系统的实验研究. 结果表明, 随着施加的交变应力幅的增大, FV520B钢的固有耗散也不断增大. 其变化规律的拐点对应于固有耗散产生机制的转变, 从单纯地由材料微结构的可逆运动(位错线在强钉扎点之间的摆动)引起, 到由材料微结构的可逆运动和不可逆运动(永久滑移的产生、强钉扎点的脱钉以及位错的增殖)共同引起. 并且, 固有耗散拐点的应力幅值就是导致材料疲劳损伤累积的临界应力幅值, 即疲劳极限. 另外, 实验还表明, FV520B钢在等幅交变应力下具有相对稳定的损伤演化速率, 且损伤演化速率由应力幅值决定, 与加载次序无关; 每一周加载造成的疲劳损伤也不受加载频率的影响. 当FV520B钢在疲劳过程中累积的与微结构不可逆演化相关的固有耗散部分达到一个临界值时, 材料即发生疲劳断裂, 且这个临界值是一个与加载历史无关的材料常数.
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摘要：在不同温度对高W含量K416B镍基合金进行拉伸性能测试及组织形貌观察, 研究了温度对合金拉伸行为的影响规律. 结果表明, 在20~800 ℃, 合金的屈服强度与抗拉强度随着温度的升高而增加, 高于800 ℃后, 合金的拉伸性能逐渐降低. 合金室温拉伸变形特征为位错剪切γ′相或以Orowan机制越过γ′ 相, 且切入γ′ 相位错可分解形成层错. 随着温度升高, 合金基体内的位错密度逐渐增加, 其中, 800 ℃拉伸时, 合金基体内形成高密度位错缠结, 可起形变强化作用, 是合金具有较高拉伸强度的主要原因. 随着温度进一步升高, 切入γ′ 相的位错数量增加, 致使合金强度逐渐降低. 在中低温条件下, 裂纹主要沿大尺寸M6C碳化物处萌生与扩展, 致使合金发生脆性断裂. 而高温拉伸期间, 合金主要以微孔聚集方式沿g +γ′共晶界面发生连接开裂, 是合金发生韧性断裂的主要原因.
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摘要：依据气体放电等离子体物理学知识, 通过增加靶材的电流密度将靶面气体放电引入至辉光与弧光放电之间的辉弧放电过渡区. 借助Ar+轰击靶面的碰撞动能和电子传输所产生的Joule 热能, 共同诱发靶面电子与原子克服表面逸出功的自发射. 由此获得高密度、高离化和高能量的沉积粒子. 实验分别在辉光放电区和辉弧过渡区各制备2 组纯Ti 薄膜. 利用激光共聚焦显微镜(CLSM)对不同靶基距处的薄膜厚度进行测量, 通过XRD, SEM, AFM和TEM对薄膜的微观结构进行观察, 并使用涂层附着力划痕仪对薄膜的膜基结合力进行测试. 实验结果表明: 在辉弧放电过渡区内所沉积的纯Ti 薄膜具有纳米尺度的晶粒、致密的组织、均匀的薄膜厚度、较快的沉积速率和优异的膜基结合强度.
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摘要：通过蠕变性能测试及组织形貌观察, 研究了横向预压缩对[011]取向镍基单晶高温合金在1040 ℃, 137 MPa条件下拉伸蠕变行为的影响. 结果表明, [011]取向镍基单晶高温合金在1040 ℃, 180 MPa条件下沿[100]方向预压缩38 h 后形成了总体上平行于压应力轴方向的P 型g ' 筏状组织. 预压缩期间不同晶面不同的应变能密度分布及晶格应变是g ' 相筏形化的主要原因. 位错在基体通道中的滑移是有/无预压缩[011]取向合金在稳态蠕变阶段主要的变形机制, 其中在预压缩合金内存在较多的位错攀移运动. 横向预压缩显著提高了[011]取向合金在1040 ℃, 137 MPa条件下的蠕变抗力. 合金内的“山墙型”基体通道的消除、稳态蠕变阶段较小的g 基体宽度、筏状组织横向连接形成的微观瓶颈状g 基体通道和“迷宫式”的组织以及较多数量滑移系的开动, 均有助于通过限制位错的运动, 提高预压缩合金的蠕变抗力.
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摘要：利用OM, EPMA, SEM, EDS, TEM等研究了固溶温度对S32760 双相不锈钢热轧板显微组织的影响及合金元素的分布特征, 并通过电化学工作站测定了材料的耐点蚀性能. 结果表明, S32760 双相不锈钢在1080 ℃以上高温固溶过程中, N元素从g 相扩散转移至d 相中. 若固溶后缓慢冷却, 则N原子又重新迁移回g 相中; 如果固溶后水冷, 则N原子来不及扩散,于d 相中原位弥散析出Cr2N颗粒. Cr2N颗粒的数量由淬火前的固溶温度决定, 温度越高数量越多. 当固溶温度从1100 ℃升至1300 ℃时, d 相中N的固溶度快速上升, 其显微硬度由281 HV提高至345 HV; 而g 相由于相比例降低也使得N的浓度间接上升, 显微硬度由290 HV升至314 HV. 同时, 由于实验钢中含有W, S32760 双相不锈钢热轧板在1040 ℃以下热处理有s相析出, 因此其固溶水冷温度区间较窄, 最佳固溶温度为1060 ℃. 此温度保温60 min 后水冷, 试样中无析出物, Brinell 硬度为249 HBW, 点蚀电位为1068 mV, 维钝电流密度为1.48×10-4 A/cm2.
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