均匀化退火工艺对Cu-Si-Ni合金组织和性能的影响

Cu-3Si-2Ni合金铸态组织中存在许多粗大呈骨骼状的Ni2Si相以及严重枝晶偏析,这大大影响了铸锭的成形性能。为改善其成形性能,分别在850～950℃保温2～8h,进行均匀化退火研究。结果表明,经900℃×4h的合理退火工艺后铸态合金的枝晶偏析大部分被消除,合金的塑性得到明显改善,且均匀化退火后合金的断裂方式由铸态时的准解理断裂加部分剪切断裂转变为微孔聚集型韧性断裂。     

纳米晶Al-10Fe-5Cr块体合金的热稳定性（英文）

研究具有纳米晶的Al~(-1)0wt.%Fe-5wt.%Cr块体合金的热稳定性。采用机械合金化(MA)方法对初始微晶粒混合粉末进行100 h的球磨,得到纳米晶粒合金粉末,然后用高频感应加热烧结法(HFIHS)烧结成块体材料。采用X射线衍射分析(XRD)、场发射扫描电镜(EFSEM)和高分辨透射电镜(HRTEM)对合金粉末样品和块体样品的显微结构进行表征。对块体样品进行显微硬度和压缩试验,以评价其力学性能。为评价块体试样的热稳定性,分别在573、623、673和723 K下进行压缩试验,应变速率为1×10~(-1)和1×10~(-2) s~(-1)。与烧结态合金相比,退火后的试样其显微硬度值显著提高,在723 K退火后显微硬度值为2.65 GPa,而烧结态的为2.25 GPa。当应变速率为1×10~(-1)s~(-1)时,块体合金在300和723 K下的抗压强度分别为520和450 MPa。块体合金的显微结构稳定性归因于与铝形成的如Al_6Fe、Al_(13)Fe_4和Al_(13)Cr_2等含Fe和Cr相以及铝基体中含Cr和Fe的过饱和固溶体。     

高应变速率下钨丝增强锆基块体非晶合金复合材料的变形行为

利用压力浸渗制备出钨丝增强Zr_(41．25)Ti_(13．75)Ni_(10)CU_(12．5)Be_(22．5)块体非晶合金复合材料,采用应变速率为1×10~(-4) s~(-1)的准静态压缩实验及应变速率为2×10~3s~(-1)的动态压缩实验的方法,研究了在动载荷作用下该复合材料的力学性能．结果表明,准静态压缩时,复合材料的强度约为1980 MPa,与单一块体非晶合金相比并无显著提高．而塑性提高约5倍,达到11．5%;动态压缩时,复合材料的最大抗压强度升至约2648 MPa,塑性则在1．8%—7．5%之间,复合材料的应变速率敏感指数为0．022．在准静态压缩下,复合材料的抗压强度受到残余热应力及钨丝失稳弯曲极限压应力的影响;在动态压缩下,除了热应力的影响外,还受到钨丝剪切断裂以及复合材料正弦型弯曲行为的影响．后两者使复合材料的抗压强度在动态加载条件下升高．     

AlCoCrFeNi高熵合金在冲击载荷下的动态力学性能

利用INSTRON准静态实验机和分离式霍普金森压杆系统对AlCoCrFeNi高熵合金在应变速率为1×10~(-4)s~(-1)～2.5×10~3s~(-1)内进行压缩实验。研究了AlCoCrFeNi高熵合金在高应变速率范围内的动态力学行为。利用扫描电镜观察试样在不同应变速率下破坏断口的微观形貌;利用透射显微镜对压缩后的变形试样进行分析。研究了不同应变速率下该合金的变形机理。结果表明,室温下AlCoCrFeNi高熵合金具有明显的加工硬化行为。随着应变速率的提高,合金表现出显著的正应变速率强化效应,并且在高应变速率时具有很强的应变率敏感性。AlCoCrFeNi高熵合金在准静态和动态压缩下的断口形貌均为韧脆混合的准解理断裂特征,并且其塑性变形方式均为位错滑移。     

热处理对Hf-基非晶合金力学性能的影响

采用铜模浇铸法制备Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体非晶合金,并对其进行等温退火处理。利用X射线衍射仪（XRD）和透射电镜（TEM）对非晶合金的晶化行为进行了分析,并通过MTS810实验机及场发射扫描电子显微镜（FESEM）研究了等温退火对合金力学性能的影响。结果表明,该非晶合金等温退火相转变进程为：非晶→非晶＋Al16 Hf6Ni7→非晶＋Al16 Hf6Ni7＋CuTi2→CuHf2＋CuTi2。合金断裂强度随退火温度的升高先增大后减小。743 K等温退火后,合金断裂强度达到最大值2400 MPa,弹性应变为3.0%。在Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体非晶合金压缩断口上观察到纳米级韧窝及周期性条纹结构。随着退火温度的升高,周期性条纹间距逐渐减小直至消失,断口形貌呈现为脆性解理断裂的河流状花样。     

退火工艺对Ce69Al10Cu20Co1非晶合金热稳定性与力学性能的影响

利用X射线衍射分析、差热扫描热分析仪和纳米压痕仪研究退火保温时间对Ce69Al10Cu20Co1非晶热稳定性和力学性能的影响。结果表明:在低于玻璃转变温度以下长时间等温退火,材料仍保持非晶结构,随退火时间的延长,合金的自由体积和缺陷浓度逐渐减少,合金玻璃转化温度逐渐升高,而晶化温度逐渐降低。纳米压痕结果表明,铸态和弛豫态非晶合金在压痕保载曲线均出现明显的蠕变平台,随退火时间延长,由于形成更加致密的堆垛结构,蠕变平台宽度不断减小,而合金的模量和硬度均有提高。     

纳米单晶γ-TiAl合金应变速率效应分子动力学模拟

采用分子动力学方法模拟不同应变速率下纳米单晶γ-TiAl合金中裂纹的扩展,利用速度加载方式对预置裂纹的单晶γ-TiAl合金进行动态单向拉伸,模拟过程中施加应变速率为5.0×10~7～7.5×10~9 s~(-1)。结果表明:不同的应变速率范围下裂纹的扩展形式差异很大。在不敏感区(ε≤4×10~8s~(-1)),裂纹呈解理扩展;在敏感区(4.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)),前期呈现解理扩展特征,后期裂纹扩展通过裂尖发射滑移位错,位错塞积萌生空洞,空洞形核长大形成子裂纹,ε≤5.0×10~8s~(-1)时,子裂纹发生偏向,与主裂纹呈45°方向串接,5.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)时,子裂纹与主裂纹同向串接,最终导致裂纹扩展直至断裂;在突变区(ε≥1.0×10~9s~(-1)),因应变强化作用使裂纹不在应力最大时刻启裂,出现裂纹扩展后应力持续增加一段时间后减小的现象,高应变速率导致裂尖前端多处区域的原子结构局部非晶化,最终在原子结构混乱处萌生微裂纹,微裂纹扩展导致"试件"多处开裂。     

应变速率和晶体包裹体对大块非晶和部分结晶的Zr_(52.5)Cu_(17.9)Ni_(14.6)Al_(10)Ti_5合金力学性能的影响（英文）

研究Zr_(52.5)Cu_(17.9)Ni_(14.6)Al_(10)Ti_5合金的力学性能,着重研究应变速率和晶体包裹体对合金变形和断裂机制的影响。X射线衍射分析表明,低氧含量时形成完全非晶态的合金组织,而当氧含量较高时,形成部分晶化组织;但是观察到完全不同的压缩变形行为。单轴压缩试验表明,全非晶合金具有弹性变形、屈服、明显塑性变形和锯齿流变行为。当应变速率从1×10~(-4) s~(-1)增加到1×10~(-2) s~(-1)时,屈服强度没有变化,然而,压缩断裂强度和塑性应力均降低。扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)分析表明,即使在低氧含量的合金中,依然存在金属间化合物相CuZr_2,从而降低了合金的断裂强度和韧性。结果还证实在高氧含量的样品中存在枝晶状的Zr_(51)Cu_(28)Al_(21)相,会进一步降低其断裂强度。在断口表面可观察到韧性试样和脆性试样之间的差异。塑性应变越大,变形过程中形成的剪切带的密度越高,表现为应力-应变曲线上的锯齿流变行为。     

退火对Cu50Zr42Al8非晶合金电阻的影响

采用惠更斯电桥法和X射线衍射技术测试了Cu50Zr42Al8块状非晶合金在不同温度(500~600℃)保温20min和550℃保温不同时间(10~60min)条件下的电阻值与结构变化。研究发现,Cu50Zr42Al8块状非晶合金的电阻值在接近晶化温度Tx的515~520℃温度区间附近增加得较快,呈现出电阻极大现象,且随着退火温度的升高和保温时间的延长,电阻值均呈现出先增大后减小的变化趋势。     

挤压Mg-5Li-3Al-2Zn-2.1Ce合金的组织及压缩性能

采用真空熔铸和挤压变形制备了一种Mg-5Li-3Al-2Zn-2.1Ce合金,通过OM、SEM、XRD以及EDS分析了合金的显微组织,在应变速率为1.67×10~(-4)、1×10~(-3)、5×10~(-3)和1×10~(-2) s~(-1)下对合金进行了室温压缩变形,分析了应变速率效应和变形机制。结果表明,Mg-5Li-3Al-2Zn-2.1Ce合金由α-Mg、Al_2Ce、Al_4Ce相组成,该合金最大压缩强度达到516.69MPa,最大应变为19%。在不同应变速率下合金表现为负的应变速率敏感性,在高应变区域,由于动态应变时效和孪晶的作用,发生塑性失稳现象。低应变速率压缩时的变形机制是再结晶协调的晶格滑移,高应变速率下变形机制是孪晶协调的晶格滑移。     

Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金低温动态压缩性能研究

采用铜模喷铸法制备Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金,通过分离式霍普金森压杆装置(SHPB)对Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金进行室温(25℃)和液氮温度(–196℃)条件下的高应变率加载动态压缩测试,结合S-4800型扫描电镜(SEM)对压缩试样断口进行观察,对比在室温和液氮温度下Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金动态压缩性能及其断口形貌特征的差异。结果表明:Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金室温动态压缩时,随应变率提高抗压强度无明显变化,没有应变率硬化效应。在液氮温度动态压缩时,抗压强度随着应变率提高有较大幅度增加,存在应变率硬化效应。液氮温度时的动态抗压强度明显高于室温动态抗压强度。Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金室温动态压缩为剪切断裂,微观形貌上出现脉状花样和剪切带,剪切带诱发了裂纹的形成,裂纹沿着剪切带扩展。液氮温度下断口微观形貌有解理台阶和河流花样。室温动态断裂过程中,局域应变集中产生塑性变形;液氮温度下压缩动能转化的热量大部分被抵消,削弱了绝热剪切作用。     

Ti48Zr20Nb12Cu5Be15内生相非晶合金压缩性能研究

摘 要: 采用铜模喷铸法成功制备出内含β-Ti(Zr,Nb)晶体相的Ti48Zr20Nb12Cu5Be15内生相非晶合金,在室温环境下对其进行准静态和动态压缩力学性能测试,结合S-4800型扫描电镜(SEM)对压缩试样断口进行观察,并对不同应变率下的力学性能进行对比。结果表明：内生相非晶合金的结构为非晶基体和在非晶基体上均匀分布着的β-Ti(Zr,Nb)晶体相组成。Ti48Zr20Nb12Cu5Be15内生相非晶合金在准静态压缩时,随应变率的增加抗压强度有明显的提高,存在应变率硬化现象,表现出与一般非晶合金体系不同的应变率效应;在动态压缩条件下,动态抗压强度随着应变率的提高也有较明显的增加,表现为应变率硬化效应。由于内生相非晶合金在动态压缩条件下的绝热温升效应和非晶的碎化,导致在室温条件下Ti48Zr20Nb12Cu5Be15内生相非晶合金的动态压缩抗压强度和应变低于准静态压缩抗压强度和应变。     

热处理条件对Fe_(80)Zr_(10)B_(10)合金的晶化过程和磁性能的影响

采用单辊快淬法制备Fe80Zr10B10非晶合金,并对该合金进行不同温度及不同保温时间热处理。利用X射线衍射仪(XRD)、透射电镜(TEM)和振动样品磁强计(VSM)对合金的晶化过程和磁性能进行测试分析。结果表明:Fe80Zr10B10非晶合金经550℃退火保温不同时间,仅析出α-Fe相。经600℃退火,保温1 min后晶化产物为α-Fe相和χ相(α-Mn型相),χ相为亚稳相,随保温时间延长,χ相转变为α-Fe相。经650℃退火,保温1 min的晶化产物为Laves C14(λ)相,随保温时间增加,λ相向α-Fe相转变,并伴有Fe3Zr相和Fe2Zr相析出。合金经550℃退火,矫顽力(Hc)随保温时间的延长变化不大,比饱和磁化强度(Ms)逐渐增大。600℃退火,矫顽力(Hc)在合金保温10 min后达到最大值然后减小,比饱和磁化强度(Ms)在合金保温10 min后达到最小值,然后增大。650℃退火,矫顽力(Hc)随保温时间的增加而减小,比饱和磁化强度(Ms)逐渐增大。     

预孪晶AQ80镁合金热压缩本构方程及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机,对预孪晶AQ80镁合金在变形温度为250~400℃、应变速率为1×10~(-3)~5 s~(-1)条件下进行热压缩实验。预孪晶AQ80镁合金本构方程的建立通过Arrhenius双曲正弦函数推导而来。基于动态材料模型,建立在应变量为0.1、0.3和0.5下的热加工图。结果表明:预孪晶AQ80镁合金的流变应力随着变形温度升高和应变速率下降而减小,热加工图中耗散峰值(η=48%)区出现在低温低应变速率范围(250~280℃,1×10~(-3) s~(-1))。结合热加工图和其对应区域的金相组织进行分析得出:应变量为0.5的失稳区在温度为250~400℃、应变速率为0.1~5 s~(-1)范围内;然而,加工安全区在温度为300~400℃、应变速率在1×10~(-3)~1×10~(-2) s~(-1)范围内,组织特征表现为动态再结晶。     

激光立体成形退火态Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5粉末的晶化行为

将等离子旋转电极法所制Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5(Zr55)粉末在1000 K退火处理后作为沉积材料,应用激光立体成形技术沉积Zr55块体非晶合金,考察工艺参数及退火态粉末尺寸对熔覆层晶化行为的影响。结果表明,不同尺寸退火态粉末组织均由Al_5Ni_3Zr_2、CuZr_2和Al_2Zr_3相组成。以不同激光线能量熔覆后,试样的熔池区主要为非晶,晶化区由熔池底部到热影响区依次分布NiZr2纳米晶、CuZr_2+ZrCu枝状共晶和CuZr_2+ZrCu球粒状共晶,共晶尺寸随着距熔池区距离的增加而减小。当激光线能量较低时,熔覆层均保持较高含量的非晶相。随着激光线能量的增大,尺寸为75~106μm的退火态粉末所制试样的晶化程度无明显加强,而尺寸为106~150μm的退火态粉末所制试样的晶化程度显著加剧。Zr55合金熔覆沉积层的晶化差异受粉末本身相结构影响较小,主要由熔覆不同尺寸粉末时熔池及热影响区的热历史决定。     

Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金双道次热变形应力软化行为及组织演变

在实验温度为300℃和400℃,应变速率为0.01s~(-1)和1s~(-1),每道次应变0.4,道次间隔时间为10~900 s条件下,在Gleeble~(-1)500D热力模拟实验机上进行了锻态Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金双道次等温压缩实验,研究了合金改锻试样的流变应力软化行为和微观组织演变。结果表明,该合金的双道次热压缩应力软化程度随着温度的升高而降低,随着应变速率的升高而增大,随着道次保温时间延长而升高。400℃时,由于合金在变形过程中的完全回复和再结晶,释放了大部分变形储能,道次间应力软化不明显,且不受应变速率和保温时间的影响;300℃、1 s~(-1)条件下道次间的应力软化程度最为明显,保温10~240 s期间产生的应力软化主要是由再结晶晶粒的长大引起的,240~900 s期间的应力软化主要受析出相的影响。     

压缩条件下AZ31镁合金第Ⅱ阶段加工硬化

在温度为25℃~300℃、应变速率为3×10~(-2)s~(-1)~10~(-4)s~(-1)的条件下,对挤压态的AZ31镁合金沿挤压方向进行了压缩试验,试验研究了加工硬化率随应力的变化关系,以及产生第Ⅱ阶段加工硬化的原因。结果表明,在一定温度及应变速率范围内,加工硬化率随应力增加而增加,当加工硬化率达到峰值时即出现第Ⅱ阶段加工硬化。产生第Ⅱ阶段加工硬化的主要原因是压缩过程中,镁合金组织产生了{1012}拉伸孪晶,随着孪晶数量增加,大量孪晶界会阻碍位错运动,造成加工硬化率升高。     

退火态FGH96合金的热变形行为及热加工图

通过热模拟试验,系统研究热挤压-退火态FGH96合金在变形温度为1020～1110℃、应变速率为0.001～1 s-1条件下的热压缩变形行为,建立本构方程并构建热加工图;结合电子背散射衍射(EBSD)分析,优化合金的变形工艺参数。结果表明:合金在热变形过程中发生明显动态再结晶现象。利用摩擦修正后的峰值应力获得的该合金热压缩本构方程材料常数分别为:α=0.0071272、n=2.6417、A=6.6811×10~(15)、Q=448.05k J/mol,较低的变形激活能与热挤压后初始晶粒尺寸的减小以及二次γ′相的粗化有关。利用构建的不同应变量ε下热压缩本构方程材料常数的五次多项式组对合金的流变应力进行了预测,预测数据与实验摩擦修正数据吻合较好。根据热加工图能量耗散效率并结合微观组织分析,对热挤压-退火态FGH96合金提出了建议的热加工参数范围:变形温度约为1075～1080℃、应变速率约为1×10~(-3)～1×10~(-1.5)s~(-1)的区域。     

20Zr-70Ti-6Al-4V合金静动态力学性能研究

以20Zr-70Ti-6Al-4V合金为研究对象,采用XRD、DSC、OM和SEM等测试分析技术,研究了合金在退火处理和固溶时效处理过程中的相变及组织演化规律,并通过万能试验机和分离式霍普金森压杆,进一步研究了组织与应变速率对合金静动态力学性能的影响。结果表明:20Zr-70Ti-6Al-4V合金经退火和固溶时效后均由α相和β相组成,呈现为网篮组织,在静态加载条件下,抗拉强度最高可达1301 MPa,塑性应变最高可达14.9%,抗压强度最高可达1386MPa,断裂方式为韧性断裂;在动态加载条件下,应变速率处于1000到3000 s~(-1)这一高应变率范围时,20Zr合金的动态抗压强度有明显提高,表现为应变率强化效应,在同一应变速率下,20Zr合金固溶时效态的抗压强度和失效应变均高于退火态;动态压缩试样表面观测到与压缩轴呈45°角的宏观裂纹,动态破坏模式为绝热剪切失稳破坏。     

Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金的压缩性能

采用铜模喷铸法成功制备出内含β-Ti(Zr,Nb)晶体相的Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金,在室温环境下对其进行准静态和动态压缩力学性能测试,用S-4800型扫描电镜(SEM)对压缩试样断口进行观察,并对不同应变率下的力学性能进行对比。结果表明,内生相非晶合金的结构为非晶基体和在非晶基体上均匀分布着的β-Ti(Zr,Nb)晶体相组成。Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金在准静态压缩时,随应变率的增加抗压强度有明显的提高,存在应变率硬化现象,表现出与一般非晶合金体系不同的应变率效应;在动态压缩条件下,动态抗压强度随着应变率的提高也有较明显的增加,表现为应变率硬化效应。由于内生相非晶合金在动态压缩条件下的绝热温升效应和非晶的碎化,导致在室温条件下Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金的动态压缩抗压强度和应变低于准静态压缩抗压强度和应变。