Al对M2高速钢铸态组织的影响

试验M2高速钢(%:0.85C、5.92W、4.74Mo、3.86Cr、1.81V)由25 kg真空感应炉熔炼,并用砂型铸造成锭。研究了0～1.3%Al对钢铸态组织的影响。结果表明,加入0.6%Al,可细化共晶莱氏体网,改善碳化物分布;加入过量Al(1.3%),初生晶粒内部出现大量由δ铁素体通过共析转变产生的针状碳化物。Al促进M₂C共晶碳化物形态由弯曲棒状变为平直片层状,并提高其合金元素含量。与片层状M₂C相比,棒状M₂C在高温易分解成短棒状或球状碳化物,有利改善碳化物形态。     

高速钢M2中共晶碳化物M_2C的性质和形态

采用砂型和金属型铸造制备M2高速钢铸锭,研究了共晶碳化物M2C性质和形态随冷却速度的变化规律。结果表明,冷速加快,促进共晶M2C由平直片层状变为弯曲棒状,并使碳化物中合金元素含量降低,基体合金含量升高。不同形态M2C热分解性质差异较为明显:片层状M2C分解产生的MC多分布在碳化物内部,形成大量M6C+MC复合碳化物;棒状M2C起始分解温度低于片层状M2C,MC多形成于碳化物和基体界面处,高温加热时易与M6C分离,使复合碳化物数量减少。共晶M2C热分解性质的差异与冷速不同引起的合金元素分布变化有关。     

Al-3B变质对铸造Al-10Si合金显微组织与力学性能的影响

采用Al-3B对铸造Al-10Si合金进行了变质处理,运用非平衡相图和杠杆定律分析了变质处理Al-10Si合金显微组织变化规律,研究了变质处理对合金力学性能的影响。研究表明,Al-3B变质处理使铸造Al-10Si合金的凝固过冷度减小;当变质温度一定时,随着Al-3B加入量增加,铸造Al-10Si合金组织中初生α-Al相体积分数呈现先增加后减少的变化趋势,当加入0.25%Al-3B时,初生α-Al相的体积分数达到最大值42.8%,且合金中的Si相呈细小短片状或短棒状;当变质剂加入量一定时,随着变质温度的增加,初生α-Al相的体积分数逐渐增加。Al-3B变质剂加入量对Al-10Si合金抗拉强度和延伸率影响的规律与其对合金组织中初生α-Al相体积分数影响的规律完全一致,初生α-Al相体积分数和共晶Si尺寸和形态对合金综合力学性能起到决定性的作用。在740℃采用0.25%Al-3B变质处理后,铸造Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率分别提高了11.7%和86.3%,该合金综合力学性能得到大幅提高。     

Fe-1C钢离异共析转变行为

离异共析转变(DET)是高碳钢实现快速球化退火的重要理论依据。为了深入理解离异共析转变机理,采用定量金相方法,通过奥氏体中断淬火和等温转变试验对Fe-1C钢离异共析转变行为进行研究。结果表明,在共析温度以下,Fe-1C钢中离异共析转变与珠光体转变存在竞争, DET相体积分数与奥氏体化后残留的渗碳体粒子间距L_θ以及珠光体片层间距λ有关,DET相体积分数随λ/L_θ值的增加而增大。用基于JMAK方程的离异共析转变动力学模型计算了DET相体积分数随λ/L_θ的变化关系并与试验结果进行了比较拟合,试验测量值与计算拟合曲线吻合较好。λ/L_θ的值越大,离异共析转变时碳原子扩散所需距离相对于珠光体转变越短,就越有利于离异共析转变的发生。     

Fe-1C钢离异共析转变行为

离异共析转变(DET)是高碳钢实现快速球化退火的重要理论依据。为了深入理解离异共析转变机理,采用定量金相方法,通过奥氏体中断淬火和等温转变试验对Fe-1C钢离异共析转变行为进行研究。结果表明,在共析温度以下,Fe-1C钢中离异共析转变与珠光体转变存在竞争, DET相体积分数与奥氏体化后残留的渗碳体粒子间距L_θ以及珠光体片层间距λ有关,DET相体积分数随λ/L_θ值的增加而增大。用基于JMAK方程的离异共析转变动力学模型计算了DET相体积分数随λ/L_θ的变化关系并与试验结果进行了比较拟合,试验测量值与计算拟合曲线吻合较好。λ/L_θ的值越大,离异共析转变时碳原子扩散所需距离相对于珠光体转变越短,就越有利于离异共析转变的发生。     

原位自生Mg_2Si/A1-Si复合材料的稀土与锶盐变质研究

研究了稀土与锶盐复合变质及热处理对原位自生Mg2Si/Al-Si复合材料微观组织的影响。结果表明:随冷却速度的加大,SrCl2与RE复合变质剂对Mg2Si/Al-Si凝固组织中初生α-A1与共晶Si相的变质作用均加强,初生α-A1晶粒生成量增多同时形貌发生趋向球状的转变,共晶Si相形貌则发生板片状向短棒状的转变;在冷却速度较低的砂型铸造条件下,Mg2Si/Al-Si材料凝固组织中,三元共晶Si相受变质剂作用不明显,依然呈板片状生长,此时其可作为三元共晶Mg2Si相的异质形核基底,共晶Mg2Si便依附其上生长;热处理可使Mg2Si/Al-Si铸态组织中共晶硅相转变成细小的颗粒状,断网状的共晶Mg2Si转变成细小的棒状甚至颗粒状,优化了材料组织。     

触变成形ZA27合金铸态的组织观察

通过OM、SEM和XRD对触变成形并经5年自然时效的铸态ZA27合金的微观组织进行了观察。结果表明:经触变成形后的ZA27合金由近球状初生粒子α′相和晶间的二次凝固组织组成。其中α′相主要有两种形态:一是颗粒内部存在"小液池";二是颗粒内部比较均匀,不存在二次凝固组织。晶间的二次凝固组织也以两种形态存在:一是在共晶边缘处形成体积不均的"孔洞"或是"孔洞"串在一起形成的"沟";二是在共晶内部已经分解为层片组织的大"孔洞"。共晶方式主要为离异共晶及其中"蜂窝"状棒状共晶,部分区域出现不规则层片共晶。     

全尾砂无耙深锥稳态浓密性能分析

结合沉降和压滤实验, 对脱水性能数据进行曲线拟合获得连续网状结构形成浓度、压缩屈服应力和干涉沉降系数, 引入Usher提出的稳态浓密性能预测算法, 建立了无耙深锥浓密模型, 分析了絮凝剂单耗、底流中固相的体积分数、泥层高度等对固体通量和固体处理能力的影响规律.研究结果表明: 絮凝剂添加量对沉降区域影响大于压密区域, 20 g·t-1时浓密性能较好, 底流中固相的体积分数越大固体通量越小; 在沉降区域, 固体通量仅与浓度有关, 不受泥层高度影响; 在压密区域, 固体通量为浓度与泥层高度的方程; 模型参数范围内, 当泥层高度 < 3.5 m时, 固体处理能力为浓度与泥层高度的方程, 当泥层高度>3.5 m时, 固体处理能力与固体通量随底流中固相的体积分数变化规律一致.      

稀土变质铸铁中石墨—奥氏体共晶的生长方式

用Ｂｒｉｄｇｍ ａｎ 定向凝固技术制取了稀土变质共晶铸铁不同石墨形态时的液－固平界面试样。观察结果表明,稀土变质铸铁共晶凝固过程中,石墨相不论形态如何均为领先相;石墨与奥氏体共晶有共生生长和离异生长两种生长方式。在共生生长情况下,奥氏体紧贴石墨片两侧协同生长,形成锯齿状的液－固界面结构;在离异生长情况下,石墨相单独在液相中析出并充分长大,随后被奥氏体包围,液－固界面形态主要取决于奥氏体－液相界面的稳定性。分析表明,稀土在石墨－液相界面的富集是导致石墨－奥氏体共晶离异生长的主要原因。     

Nb含量对TiAl合金铸态组织的影响

利用金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS)等测试方法研究Nb含量对铸造TiAl-xNb(x=1,3,5,7;原子分数,%)合金组织的影响。结果表明:Nb含量为1%时,TiAl-Nb合金铸锭组织主要为单相的γ组织;随Nb含量升高,合金组织主要为α2/γ层片组织;并在层片组织间存在2种偏析,分别是网状β相和γ相,合金的层片晶团平均尺寸逐渐增加,β相的体积分数逐渐升高;当合金中Nb的含量从1%增加到7%,层片晶团平均尺寸由89μm增加至190μm,β相的体积分数从1.9%增至12.9%;随合金中Nb含量增加,β相中Nb含量增加而Cr含量减少,γ相的偏析区域宽度变窄。     

Nb-Ni-Ti系L(βTi,Nb)+TiNi共晶相平衡研究

采用合金平衡组织结构分析法结合热分析,研究了Nb-Ni-Ti系L(βTi,Nb)+TiNi共晶相平衡.结果表明,随着温度的降低,处于液相L、(βTi,Nb)和TiNi相三相平衡时的(βTi,Nb)相中Ni含量(摩尔分数)几乎不变,约为3.5%;而Nb的摩尔分数逐渐降低,从1 050℃时的62.6%,降为1 000℃时的54.1%;但TiNi相的成分变化不大.L+(βTi,Nb)+TiNi三相区也随温度的降低逐渐远离Nb-TiNi连线.并且随着Nb的溶入,Ti2Ni相的熔化温度也得以提高.     

氧含量对易切削钢中硫化物生成行为的影响

通过实验研究了氧含量对硫化物形态的影响.结果表明:随着氧含量的增加,MnS夹杂物的形态由Ⅱ类向Ⅰ类转变,其平均直径和面积分数增大,数量减少,长宽比减小.通过数学模型以及Fe-Mn-S和Fe-Mn-S-O体系的四元相图研究了氧含量对硫化物形态产生影响的机理.在氧质量分数高达0.022%时,凝固初期形成了大量的MnO系低熔点液态氧化物,促进了MnS的形成方式从共晶方式向偏晶方式转变,形成Ⅰ类MnS;氧质量分数在0.01%以下时,凝固初期形成的MnO系低熔点液态氧化物较少,大部分MnS是在凝固末期以共晶形式析出,形成Ⅱ类MnS.     

高钛钢中TiC析出机制

通过凝固实验并结合Thermo-Calc软件研究了高钛钢(Ti 质量分数为0.6％)在凝固过程中 TiC 的析出方式及形态.结果表明：由于选分结晶的作用,TiC在凝固最后阶段沿着原始奥氏体晶界析出,并形成离异共晶组织,以片状或杆状形式存在,析出相厚度约为1~3μm.Mo 溶入 TiC 后形成(Ti,Mo)C,相分析数据表明,Ti/Mo 质量比为3.4.采用热力学软件及TiC溶解度积分别得出TiC开始析出温度分别为1453及1487℃,析出温度略高于固相线温度,析出质量分数可以达到0.35％.     

偶氮基团修饰的苝酰亚胺染料的合成及其光响应行为

以3,5-二羟基苯甲醇为原料,经醚化、溴代反应得到3,5-二(十二烷氧基)苄基溴,然后与4-羟基-4’-硝基偶氮苯反应,再还原得到含氨基的偶氮化合物6,最后与3,4;9,10-苝四甲酸二酐缩合得到新型偶氮-苝酰亚胺二元染料7。考察了紫外光光照时间及浓度等因素对偶氮-苝酰亚胺二元染料光学性能的影响,结果表明浓度越大,偶氮生色团由反式结构向顺式结构的转变速度越慢;对相转移法组装形成的聚集体形貌结构的研究表明,当甲醇与三氯甲烷体积比为7∶1或5∶1时,更易形成较规整的短棒状结构;比较研究紫外光光照和未光照下快速溶剂扩散法组装形成的聚集体形貌结构发现,光照下制备的聚集体结构的规整性不及未光照下制备的;吸收光谱表明在光照下组装的聚集体分子间π-π堆积作用更弱,这是由于偶氮基团由反式结构向顺式结构的转变导致分子空间几何构型的变化,破坏了分子堆积的有序性,不利于低维功能材料的形成。     

自然沉降法去除铝硅合金中铁相的机制探讨

对碳电热还原法生产的共晶铝硅合金加锰自然沉降法除铁进行了研究。通过差热热重及对自然沉降后获得的合金富铁相成分进行分析,结果表明:共晶铝硅合金加锰后,锰会与合金中的富铁相结合,增大富铁相的密度,提高富铁相的初晶温度;当合金中Mn/Fe达到1以上时,富铁相的初晶温度提高100℃以上;当富铁相中锰含量大于10%时,多呈块状,利于沉降到合金熔体底部,当锰含量低于6%时,富铁相多为针状留在合金中。通过加锰自然沉降可将合金中60%以上的富铁相去除。     

金锡共晶合金细小全层片结构凝固组织研究

采用成分微调和熔体温度过热处理手段研究了二者对金锡共晶合金凝固组织和加工性能的影响。研究表明:通过成分微调并结合适当熔体温度处理,可以消除合金凝固组织中的ζ’-Au5Sn初生相。在一定的过热温度范围内,适当提高熔体处理温度有利于共晶层片团的细化,获得了一种细小全层片结构(ζ’-Au5Sn+δ-AuSn)的共晶凝固组织,共晶层片间距约为0.07μm。在成分微调后并结合适宜的熔体温度处理,本工作得到的最佳共晶层片团平均尺寸约为4μm。可以预期这种细小全层片结构的金锡共晶合金凝固组织具有优异的加工性能。     

热处理温度对内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金组织的影响

研究了热处理温度对内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金微观组织的影响。结果表明,合金在铸态下为近片层组织,主要由较细小的片层团以及片层团周围的B2相和γ相组成。合金在1 200℃和1 250℃下的淬火组织相近;随着淬火温度升高至1 300℃,合金淬火组织内γ相消失,B2晶粒中含有部分长棒形的细小α_2晶粒。合金经1 200℃热处理并冷却至室温后组织中包含α_2/γ片层团、B2相以及γ相;当热处理温度升至1 250℃时,α晶粒以及α_2/γ片层团的数量均开始增加,且两者尺寸也逐渐增大;当热处理温度升至1 300℃时,合金内生成了近片层状的细小α+β组织。     

γ/γ′共晶相对GH4720Li合金耐腐蚀性能的影响

采用电化学测试方法研究了γ/γ′共晶相对GH4720Li合金耐腐蚀行为的影响,利用光学显微镜和原子力显微镜分析了腐蚀前后的微观组织和相间电位。结果表明,GH4720Li合金中γ/γ′共晶相是由Al、Ti元素偏聚形成。电化学测试结果、原位腐蚀观察以及原子力显微镜测试结果均显示γ/γ′共晶相会导致该合金的耐腐蚀性能下降。GH4720Li合金γ/γ′共晶相中γ′相的耐蚀性元素质量分数低和连续分布是耐蚀性下降的根本原因。     

高马氏体量双相钢的组织与性能研究

通过光镜、扫描电镜分析以及拉伸试验研究了高马氏体量双相钢(马氏体体积分数大于30%)在不同热处理条件下的显微组织和拉伸性能,并进一步探讨了其断裂机理.结果表明,随着两相区保温温度的升高,马氏体体积分数不断升高,导致强度不断提高.马氏体体积分数较低时,钢的断裂特征为韧性断裂;马氏体体积分数较高时,则会转变为脆性断裂.微孔在断裂表面附近形成.微孔的形态随着马氏体的比率而变化,随着马氏体体积分数的升高,微孔形态从界面结合力的丧失转为微裂纹.     

钢锭模用材质的断裂力学评价

测试分析评价了各种铸铁的疲劳裂纹扩展行为；1)铸铁的裂纹扩展速率按球铁，蠕铁及灰铁的顺序依次增大。2)铸铁的石墨形态不同，疲劳裂纹扩展行为相差很大。灰铁由于石墨片在共晶团内相互连接，疲劳裂纹沿着与外应力垂直的石墨片/基体边界连续扩展；对于球铁，当疲劳裂纹尖端扩展至石墨球中时，裂纹尖端被石墨球周围的基体钝化，需重新诱发裂纹。本文提出球铁疲劳裂纹扩展的物理模型。