Zr的替代对快冷Ti合金组织与力学性能的影响

通过铜模铸造法制备出了直径为3mm的Ti66.7-xNi20Cu13.3Zrx(x=0、10、30)合金圆柱棒。利用X射线衍射(XRD)仪和扫描电子显微镜(SEM)等研究了Zr的替代对Ti66.7-xNi20Cu13.3Zrx(x=0、10、30)(原子百分比)合金组织与力学性能的影响。结果表明:未替代Zr(x=0)时,形成Ti基非晶复合材料,塑性应变量达4.8%,同时最大应力达到1756MPa;Zr的替代使合金析出脆性相,导致试样破坏性脆断。     

Si元素的添加对快冷Ti合金组织与力学性能的影响

通过铜模铸造法制备出直径为3mm的（Ti66Ni20Cul3A11）100-xSix（x=0,1,3,5）合金圆柱棒。利用X射线衍射仪（XRD）和扫描电子显微镜（SEM）等研究了Si元素的添加对（Ti66Ni20Cul3Al1）100-xSi,（x=0,1,3,5）（原子百分比）合金组织与力学性能的影响。结果表明：当x=0时,形成Ti基非晶复合材料,塑性应变量达4．5％,同时应力达到1774MPa;当x=1时,试样塑性变形量为3．3％,断裂强度达1825MPa。Si的添加使合金析出脆性相,导致试样破坏性脆断。     

冷却速度对ZrAlNiCu合金组织与力学性能的影响

为改善块体非晶合金的变形能力,应用铜模喷铸工艺制备了原位马氏体CuZr相增强Zr50.5Al9Ni13.05Cu27.45非晶合金复合材料。采用X射线衍射仪、透射电镜、热分析仪、力学试验机、扫描电镜分析了合金的组织结构、热力学性能、压缩力学性能及断裂后形貌等。研究结果表明,增大合金的直径,合金的冷却速度降低,致使颗粒状马氏体CuZr相从非晶基体中析出作为第二相,从而提高了合金的力学性能,压缩断裂强度和应变分别约为2190MPa和8%,这归因于马氏体CuZr相具有大量的共格孪晶界,在变形时能够有效阻碍剪切带局域化扩展,促使和萌生多重剪切带,从而延缓裂纹的萌生和扩展。     

快冷Mg-Ni-Zn-Y合金的组织与力学性能

采用铜铸型铸造了直径为3mm的Mg-Ni-Zn-Y（x=0,2,4,6）快冷合金,通过扫描电镜、X射线衍射、能谱仪、差分扫描量热计以及压缩试验对合金的组织、相组成、非晶特性以及力学性能进行了研究。结果表明,Mg77Ni12Zn9-xY2＋x（x=0,2,4,6）系列合金可以形成以非晶为基体的一种复相材料。当x≥2时合金具有明显的玻璃转变温度和过冷液相区,同时在非晶合金基体上开始形成具有长周期结构（LPOS）的针状Mg相;在x≥4时,非晶基体上存在均匀分布LPOS相,表现出合金具有较佳的力学性能。Mg77Ni12Zn3Y8和Mg77Ni12Zn5Y6合金的强度和塑性应变量分别为720MPa、5．0％和630MPa、10．8％。合金的力学性能与组织中晶态相的形貌特征有关。     

冷却速度对AZ80合金力学性能和凝固组织的影响

为了改善AZ80镁合金的凝固组织,提高其力学性能,采用光学显微镜、维氏硬度、极限拉伸强度和压缩屈服强度等试验手段,评价不同冷却速度对AZ80镁合金表面微观形貌和力学性能的影响。结果显示,合金的冷却速度能够显著影响AZ80镁合金凝固组织和力学性能。随着冷却速度的增加,AZ80镁合金的硬度、极限拉伸强度和压缩屈服强度等力学性能随之增加。为了提高AZ80镁合金的力学性能,应该提高AZ80镁合金溶体的冷却速度。     

Ti对FeCrMnNi合金显微组织和力学性能的影响

采用非自耗真空电弧炉制备FeCrMnNiTix(x=0, 0.5, 1.0)高熵合金,利用扫描电镜(SEM)和力学万能试验机研究了微观组织和力学性能的关系。结果表明, FeCrMnNiTix(x=0, 0.5, 1.0)高熵合金主要以树枝状晶组织存在;在枝晶区域内部,随着Ti元素的增加,合金中的δ相和Laves相均有所增加,使得合金具有较大的脆性,在冲击下容易发生断裂;FeCrMnNiTi0.5合金的硬度为91.5 HRB,明显高于FeCrMnNi合金的硬度(30.3 HRB)。不含Ti的FeCrMnNi合金的抗拉强度为528.2 MPa,屈服强度为120.8 MPa;随着Ti含量的增加,合金拉伸性能变差。     

氧含量及过热度对铸态Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5大体积玻璃合金微观组织结构及力学性能的影响

利用射流成型法制备了厚度为2mm的Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5金属玻璃薄板,通过控制氧含量和过热度来改变玻璃薄板中淬态结晶相的体积分数。研究表明：低的氧含量水平和高的过热度有利于提高该合金的 玻璃形成能力,形成完全非晶的合金;完全非晶的2mmZr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5大体积金属玻璃薄板其断裂应力为1710MPa,弹性模量为80GPa,弹塑性为2.2%,提高合金中的氧含量水平或者降低熔体过热度都有利于结晶相析出,基体中出现2%和6%的结晶相时,断裂应力分别降为1580MPa和1220MPa。淬态结晶相的析出改变了Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5大体积金属玻璃剪切流变的变形方式,使材料脆断。     

La、Zr微合金化对Al-5Mg-0.2Ti合金微观组织和力学性能的影响

采用铸锭冶金法制备了含稀土La和Zr的Al-Mg-Ti合金,通过力学性能测试及金相显微镜、扫描电镜、能谱和X射线衍射仪,观察分析了La、Zr微合金化对Al-Mg-Ti合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,添加0.2%Zr能有效细化Al-Mg-Ti合金晶粒,说明Ti、Zr的细化作用是相容的,同时基体中析出的脆硬相Al_3Zr能显著提高合金硬度,但弱化了晶粒细化对合金强度和塑性的影响。0.2%La和0.2%Zr复合添加时的细化效果更为显著,合金的平均晶粒尺寸仅为55μm,同时La的添加有效避免了脆硬相Al_3Zr的析出和粗化,使合金的强度和塑性都得到了显著的提高,而硬度变化较小。     

Cu含量对钛镍基非晶复合材料的组织和力学性能的影响

采用铜模吸铸法成功制备Cu含量不同但直径相同的TiNi基非晶复合材料试样(Ti0.5Ni0.5)100-XCuX,研究Cu含量在(X=0,10,15,20,25,30,35,40)情况下对TiNi基非晶复合材料组织和力学性能的影响。试验结果表明,在铜的含量x=20时,合金断裂强度和塑性应变都很高,此时合金具有最优良的综合性能。随着x值的增大,(Ti0.5Ni0.5)100-XCuX合金的非晶形成能力呈现一个从上升、降低再到上升的波形变化,但总体呈现降低趋势。Cu元素在TiNi基复合材料中的适量添加(x=25左右时)可以提高Ti基非晶材料的塑性,但添加量较多(x>30)时,既不能提高合金的非晶形成能力又不能提高合金的强度。在x=15时,合金有最高的断裂强度2440MPa,达到了1471MPa的较高的屈服强度值,且其产生了17.15%塑性应变,在X=25时,合金塑性应变有所提高,塑性变形达到了21.35%。     

硼对齿科用铸造Ti合金的组织与力学性能的影响

由于制造成本较低 ,金属铸造技术常用做齿科修补并近终形成形为所需部件的一种方法。钛及其合金由于具有良好的生物相容性、抗蚀性和优异的比强度 ,在齿科领域的应用 (如植入和复原修补铸造 )越来越广泛。然而 ,纯钛的强度和硬度都很低 ,而一些传统的Ti合金 (如TC4)在增加强度的同时 ,对应的塑韧性却大幅度地降低 ;高强高刚性陶瓷 /钛基复合材料与单质合金相比 ,具有较高的弹性模量、强度、耐磨性、高温性能和其它物理性能 ,受到人们的关注。由于钛和硼之间固溶度小 ,易生成TiB相 ,而TiB化合物具有低比重和较高的弹性模量 ;因此 ,TiB化…     

Ti-Al-Nb三元合金组织对力学性能的影响

通过合金设计的方法分别制备了具有单相(γ-TiAl)组织的合金A、二相(γ-TiAl+α2-Ti3Al)层片组织的合金B和三相(γ-TiAl+α2-Ti3Al+Nb2Al)混合组织的合金C3种Ti-Al-Nb三元合金,通过XRD、EPMA以及SEM等手段确定了这3种合金的组织结构和分布形态,并对这3种合金进行了室温和1173K的拉伸试验。结果表明,合金的显微组织与其性能密切相关,室温下合金B的塑性变形能力好于另外两种合金,这主要是因为α2相的存在降低了合金平均晶粒尺寸,由γ和α2两相构成的层片组织结构以及大量的γ/α2相界面。温度升高可以显著改善合金B的塑性变形能力,合金B在1173K时的拉伸延性达到40.4%,并且断裂方式从室温时的穿晶脆性断裂向1173K时的韧性断裂方式转变,而合金A、C不管在室温还是1173K,都显示出穿晶脆性断裂方式。合金C在室温和高温都很脆,是由于Nb2Al相的出现,降低了(γ+α2)两相层片组织的连续程度。     

富铈混合稀土对Al-4.5Cu合金微观组织和力学性能的影响

在Al-4.5Cu铸造铝合金中添加微量的富铈混合稀土,用光学显微镜、扫描电镜以及能谱分析等手段研究稀土元素对合金组织、力学性能和断裂特性的影响。结果表明,稀土可以显著细化α-Al枝晶并减小二次枝晶间距;与此同时,枝晶间区域形成了骨骼状或块状稀土化合物相,Al2Cu和稀土化合物相相互交织在一起呈网状分布。添加富铈混合稀土后,合金的屈服强度略微降低,抗拉强度增加。添加富铈混合稀土改善了合金的塑性,合金延伸率增加至7.4%～8.84%,其断裂机制由脆性断裂转变为韧性断裂。     

镁-稀土合金的显微组织和力学性能研究

通过光学显微镜、扫描电子显微镜及x射线衍射和拉伸试验对Mg-RE（Ce,Nd,Y）-zn—zr合金的显微组织和力学性能进行了分析研究,揭示了试验合金在不同稀土元素作用下的结构特点及断裂行为。试验结果表明,铸态时镁铈、镁钕中间相（Mg-Ce、Mg-Nd相）主要以共晶形式分布在合金的晶界,稀土钇（Y）则部分固溶于晶内;经固溶处理及时效后,中间相以细小颗粒状分布在整个Mg基体中,明显提高了合金的室温综合力学性能及高温抗蠕变性能。     

凝固条件对非晶合金的微观结构和性能的影响

采用不同凝固控制的方法,研究了凝固条件对非晶合金的微观结构、热稳定性以及力学性能的影响。研究表明,高温下铜模喷铸样品为完全非晶结构,而低温喷铸和电弧原位吸铸所制备的样品中存在着一些纳米量级的析出相。高温喷铸样品表现出非晶合金典型的脆断行为,但低温喷铸和原位电弧吸铸样品则表现出较高的强度和良好的塑性变形能力。高温甩带样品初始晶化温度高于相应的低温甩带样品,其长期热稳定性优于低温甩带样品,表明浇铸温度的升高增强了非晶合金的热稳定性。     

预变形退火对钛基非晶复合材料力学性能的影响

采用磁悬浮熔炼-水冷铜模吸铸法制备出Ti₄₀Ni₄₀Cu₂₀非晶基复合材料板状试样,通过压力试验机对试样进行不同程度的预压缩,然后在150℃、30min下退火,研究了预变形退火工艺对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明：奥氏体相在外力作用下发生马氏体相变,形变诱导相变加之退火释放残余热应力从而对非晶基体起到增强增韧的作用。随着预变形程度的增加,马氏体相和奥氏体相均增加,而马氏体相增加的更快,复合材料的屈服强度提高,塑性减小, 塑形阶段预变形能够实现屈服强度可控;     

陶瓷基复合材料的微观结构和力学性能(英文)

采用添加剂热压烧结制备了短纤维增韧氮化硅基复合材料,并对材料的力学性能和微观结构进行了分析和讨论.结果表明:Y_2O_3-La_2O_3添加剂促进了α-Si_3N_4→β-Si_3N_4的相转变,这个体系经过1800 ℃的热压烧结后,其中的碳纤维产生退化.而经过1600 ℃热压烧结的含LiF-MgO-SiO_2添加剂的体系中,纤维保持完好,晶粒没有发生相转变.两个体系的复合材料的断裂韧性值均高于氮化硅基体的值,其提高幅度均接近20%,这归因于纤维拉拔、裂纹偏转和界面松解机制.     

Mg-Bi合金的显微组织和力学性能

采用挤压铸造和挤压变形工艺制备了Mg-Bi二元合金,通过金相显微镜分析,室温拉伸性能测试,X射线衍射分析,SEM和EDS等手段,研究了Mg-Bi合金在铸态和热挤压态的显微组织和力学性能.结果表明:铸态Mg-Bi合金随着Bi含量的增加,伸长率逐渐降低,抗拉强度逐渐增加,当Bi含量达10wt.％以上,抗拉强度降低;Mg-Bi合金铸锭经450℃、3h保温,挤压比为12.76热挤压后,随Bi含量的增加,抗拉强度与伸长率均逐渐增加,当Bi含量达12wt.％时,抗拉强度为219.68 MPa,伸长率为13.43％,Bi含量继续增加,合金抗拉强度及伸长率呈下降趋势;挤压态Mg-Bi合金的力学性能是晶粒细化与Mg3Bi2综合作用的结果,当Bi含量大于12wt.％后,形成较多粗大的Mg3Bi2相是导致合金力学性能下降的主要原因.     

轧制和退火态的Mg-Y-Zr-xNd合金的组织和力学性能

通过光学显微组织(OM),扫描电子显微镜(SEM),X射线衍射(XRD),电子背散射衍射(EBSD)和拉伸试验研究了不同热处理条件下Mg-5Y-0.6Zr-xNd (x = 0, 0.5和1wt.％) 合金的组织和力学性能。结果表明,随着Nd含量的增加,第二相Mg24Y5和Mg14Nd2Y (β)在基体中的含量增加。添加少量Nd可以降低α-Mg的堆垛层错能,促进热轧过程中的动态再结晶。随着Nd含量的增加,静态再结晶的体积分数明显增加。退火处理后Mg-5Y-0.6Zr-0Nd合金的平均晶粒尺寸可细化至3.73μm。轧制合金的抗拉强度随着Nd的增加而增加,而伸长率则表现出相反的变化趋势。含有1.01wt.％Nd的轧制合金具有优良的机械性能,其拉伸强度,屈服强度和伸长率分别为336MPa,278MPa和16.3％。在微观结构观察的基础上,讨论了力学性能的变化。     

不同碳源TiC/Ti复合材料的显微组织及力学性能

采用原位熔铸法制备了不同TiC添加量以及不同碳源(碳粉末、碳纤维和碳纳米管)的TiC/Ti复合材料,研究了TiC添加量和碳源种类对铸态和锻态TiC/Ti复合材料显微组织的影响,并对不同碳源制备的铸态和锻态复合材料进行了断裂韧性和室温压缩性能测试。结果发现,TiC/Ti复合材料主要由α-Ti和TiC组成;α片层宽度随着TiC体积分数的增加逐渐下降,TiC呈条状或片状。经过锻造,TiC呈近等轴状,α片层进一步细化。以碳粉末作为原位反应碳源制备的铸态TiC/Ti复合材料,断裂韧性较高,以碳纤维和碳纳米管作为碳源时,断裂韧性较低;以不同碳源制备的铸态复合材料,室温抗压强度和屈服强度无明显差异。