不同轧制温度对AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金组织与力学性能的影响

AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金是由体心立方相和面心立方相交替排布的层片状组织构成。这种独特的组织形式使其具有良好的力学性能，从而受到广泛关注。以粗大层片状存在的硬脆体心立方相限制了AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金力学性能的进一步提升。本工作基于此提出使用热轧及退火处理的方法对铸态AlCoCrFeNi_2.1高熵合金进行轧制改性处理，从而进一步提升AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金的力学性能。本试验热轧温度分别选取800℃、1 000℃和1 200℃,通过力学性能测试、X射线衍射相分析、组织分析等相关试验，探究不同温度对AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金性能的影响。结果表明：经轧制后材料的抗拉强度和延伸率均得到提高，轧制温度为800℃时材料的抗拉强度为1 475 MPa、延伸率为20.4%,性能提升最佳，较铸态合金分别提升46.8%和32.5%;轧制温度为1 000℃时性能提升最弱；三种温度下硬度变化规律与强度变化规律一致，经800℃轧制后材料硬度值达到最大值...     

增材制造AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金研究进展

AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金具备细小、均匀、规则的片层结构,在较宽的温度(70～1000 K)和成分偏差范围内均具备良好的组织结构和强塑性兼备的力学性能,因而成为目前研究最为广泛的共晶高熵合金。本文针对增材制造AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金,综述了不同工艺和工艺参数对该合金的微观组织和力学性能的影响,重点阐述了选区激光熔化技术制备AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金的相分布、微观组织和强化机制。最后,指出当前增材制造AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金相形成机理及组织演化过程中存在的分歧和不足,并提出以AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金为基体的材料改性、增材制造高熵合金新工艺研究开发等发展方向,为推动该合金的工业化应用提供思路。     

基于α'组织设计适于激光立体成形的新型高塑性Ti-4.13Al-9.36V合金

为了提高Ti-6Al-4V合金的加工硬化率和塑性,基于其团簇成分式12[Al-Ti₁₂](AlTi₂)+5[Al-Ti₁₄](V₂Ti)设计成分式为4[Al-Ti₁₂](AlTi₂)+12[Al-Ti₁₄](V₂Ti)的(Ti-4.13Al-9.36V, %)合金,采用激光立体成形工艺制备Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V(对比合金),研究了沉积态和固溶温度对其显微组织和力学性能的影响。结果表明,沉积态Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V合金的显微组织均由基体外延生长的初生β柱状晶和晶内细小的网篮α板条组成。Ti-6.05Al-3.94V合金的初生β柱状晶的宽度约为770 μm,α板条的宽度约为0.71 μm;而Ti-4.13Al-9.36V合金的初生β柱状晶的宽度显著减小到606 μm,α板条的宽度约为0.48 μm。经920℃固溶-淬火处理后Ti-6.05Al-3.94V样品的显微组织为α'+α相,其室温拉伸屈服强度约为893 MPa,抗拉强度约为1071 MPa,延伸率约为3%。经750℃固溶-淬火处理后Ti-4.13Al-9.36V样品的显微组织为α'+α相,与α'马氏体相比,应力诱发的α'马氏体能显著地提高合金的加工硬化能力,其室温拉伸屈服强度约为383 MPa,抗拉强度约为 989 MPa,延伸率达到了17%。这表明,根据团簇理论模型调控α'+α的显微组织能有效提高激光立体成形Ti合金的加工硬化能力和塑性。     

热处理对真空压铸NZ30K镁合金微观组织及力学性能的影响

使用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、硬度测试和拉伸性能测试等方法,研究了热处理对真空压铸NZ30K镁合金微观组织及力学性能的影响。结果表明：铸态合金的宏观组织分为表层区和心部区,表层区组织由细小α-Mg等轴晶和分布在晶界的Mg₁₂Nd组成,心部区组织则由细小α-Mg等轴晶、粗大预结晶组织(ESCs)和分布在晶界的离异共晶Mg₁₂Nd组成。在固溶处理过程中心部区晶粒的长大比表层区更为显著,晶界迁移速率与晶粒尺寸不均匀呈正相关性,满足晶粒长大模型v=M₀ exp (-Q/RT) A (1/D₁-1/D₂)。合金的优化热处理工艺为540℃×6 h+200℃×8 h。与铸态合金(UTS=186.0±1.5 MPa,YS=131±2.5 MPa,EL=6.6±0.4%)相比,峰值时效态合金的抗拉强度和屈服强度分别提高到了223.6±4.1 MPa和172.8±2.9 MPa,但延伸率降低到了4.2±0.3%。其强度的提高主要得益于时效析出的片状纳米β"相能够有效地阻碍位错在基面上的滑移。铸态和热处理态合金的表层区断裂模式均为韧性断裂,而心部区的断裂模式在铸态下为准解理断裂、在固溶态下为解理断裂、在峰值时效态下为准解理断裂。     

冷却速率对铸态A356铝合金微观组织和拉伸性能的影响

研究不同冷却速率对A356合金铸态微观组织和拉伸性能的影响。结果表明,随着冷却速率的提高:合金二次枝晶间距减小,共晶Si相由粗大的针片状向细小的短棒状或颗粒状转变,合金的拉伸性能得到改善。合金的抗拉强度达到205 MPa,屈服强度达到143 MPa,延伸率达到10.4%。通过控制冷却速率,可细化A356合金的铸态组织,提高合金的拉伸性能。     

热处理对Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr合金拉伸性能的影响

研究了固溶+单级时效处理、固溶+双级时效处理、固溶+随炉冷却处理对新型亚稳β钛合金Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr的显微组织和拉伸性能的影响。结果表明：与固溶+单级时效处理相比,固溶+双级时效处理析出的晶内次生α相间距减小和体积分数增大而使合金的强度提高。两种热处理都使合金中生成连续的晶界α相,导致合金的塑性降低;与上述两种热处理相比,固溶+随炉冷却处理使合金中析出的晶内次生α相的间距明显减小且沿晶界生成向晶内生长的α_wgb相,使合金的强度和塑性显著提高,其抗拉强度达到1421 MPa,断后伸长率为7.7%;与次生α相的体积分数相比,其间距是影响合金强度的主要因素。随着次生α相间距的减小,合金的强度提高。     

张力退火感生各向异性对纳米晶合金磁性能的影响

对Fe_74.1Cu₁Nb₃Si₁₅B_6.9(%,原子分数)纳米晶合金进行连续张力退火,研究了张力退火感生各向异性对纳米晶合金磁性能的影响。结果表明,张力退火产生的感生各向异性常数(K_u)与退火张力(σ)满足线性关系。随着退火张力的增大合金在f =5 kHz和H=3 A/m测试点的有效磁导率(μ_e)先增大后减小,且随着磁场和频率的提高有效磁导率(μ_e)的衰减减小。退火张力为67 MPa时有效磁导率(μ_e)在磁场强度H为0~800 A/m和频率f为1 k~3 MHz范围内保持约800,表现出恒导磁特性。同时,合金的单位质量损耗(P_m)随着退火张力的增大而减小,当退火张力为67 MPa时损耗为68 W/kg (测试条件：B_m=300 mT,f =100 kHz),与无张力退火相比下降约67%。同时,通过磁光克尔效应观察到张力退火后合金内部形成垂直于张力方向的180°片形畴,随着退火张力的增大磁畴宽度减小且趋于一致,退火张力为67 MPa时片形畴的宽度约为85 μm。     

添加Sc、Zr和退火对Al-Si合金铸态力学性能的影响

使用OM、TEM、SEM、显微硬度和室温拉伸等手段研究了Sc和Zr的复合添加对Al-5.5Si合金铸态的组织和性能的影响,以及在不同温度退火后其性能的变化规律。结果表明,Sc、Zr的添加使Al-5.5Si合金的硬度提高了33%、抗拉强度提高了38%、屈服强度提高了52%、延伸率基本上不变。在Al-5.5Si合金中复合添加Sc、Zr使α-Al的平均晶粒尺寸从203 μm减小到130 μm,在α-Al基体中析出大量的Al₃(Sc_1-xZr_x)纳米粒子(10~15 nm),并使共晶Si内的层错或微孪晶的密度显著提高。退火温度对铸态合金的性能有较大的影响：在较低温度(低于160℃)退火时合金的硬度呈上升趋势,而在较高温度(高于280℃)退火时合金的硬度呈显著下降趋势。这些结果与二次析出的纳米Si相密切相关。     

Mg-13Gd-1Zn合金的组织与力学性能

研究了铸态、退火态、挤压态和T5时效态Mg-13Gd-1Zn三元合金的显微组织和力学性能。结果表明,合金的铸态组织由α-Mg、(Mg,Zn)₃Gd和14H-LPSO长周期相组成。合金在均匀化退火和热挤压后的直接时效(T5)过程中都发生了晶内14H-LPSO相的沉淀析出,表明合金中14H-LPSO的沉淀相变发生在一个很宽的温度范围(200~510℃)。在挤压后合金的直接时效(T5)过程中发生了β'及β₁相的沉淀析出。在沉淀强化和LPSO强化的共同作用下,合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为197 MPa、397 MPa和2.56%。在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa两种实验条件下,Mg-13Gd-1Zn合金的抗蠕变性能均优于WE54合金。     

固溶温度对亚稳β钛合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn的组织和拉伸性能的影响

对自主设计的新型亚稳β钛合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(%,质量分数)在不同温度进行固溶和固溶时效处理,观察其显微组织和测试室温拉伸性能。结果表明：随着固溶温度的提高固溶态组织中的初生α相减少,当固溶温度高于相变点后初生α相完全消失,几乎全部为明显长大的粗大β晶粒。固溶温度为900℃的固溶态合金具有良好的强度和塑性匹配,屈服强度为898.7 MPa、抗拉强度为962.5 MPa、断裂伸长率为12.7%。在不同温度固溶处理的时效态合金,均析出了细小的次生α相。固溶温度低于相变点时,在初生α相间析出的细小次生α相呈60°或者平行交错排列;固溶温度高于相变点时初生α相几乎完全消失,随着固溶温度的提高析出的次生α相片层间距变大并粗化。在所有固溶温度下,时效态组织中沿原始β晶界处均析出了连续的晶界α相,合金的塑性均较差。经过750℃/0.5 h固溶和500℃/4 h时效的合金具有良好的强度和塑性匹配,其抗拉强度为1282 MPa,屈服强度为1210.6 MPa,断裂伸长率为5.3%。     

Y对Mg-14Al-5Si合金性能的影响

使用扫描电子显微镜(SEM)、能量色散光谱仪(EDS)、光学显微镜(OM)及X射线衍射仪(XRD)等手段分析了Mg-14Al-5Si合金的组织和成分,用布洛维硬度计和电子万能试验机测试了这种合金的力学性能,研究了在Mg-14Al-5Si合金中添加不同量的Y元素对其组织和力学性能的影响。结果表明：在Mg-14Al-5Si合金中分别添加0.5%、0.8%、1.0%和1.5%(质量分数,下同)的Y元素,使合金中的Mg₂Si相由粗大的树枝状变为多边形和圆形,共晶β-Mg₁₇Al₁₂相由粗大的连续网格状变为细小的网格状和孤岛状。Y的添加量为1.0%时改性效果最佳,Mg₂Si相的平均尺寸由42.21 µm减小到8.15 µm,此时合金的力学性能最佳,硬度为135 HB,抗拉强度为147 MPa,屈服强度为76 MPa,伸长率为5.04％。在Y的添加量为1.5%的合金中发现白色块状的Mg-Si-Y化合物。Y元素能促进Mg₂Si相形核、抑制其各向异性生长,并在β-Mg₁₇Al₁₂相的生长前沿偏析形成过冷结构,抑制其生长。     

TC11钛合金中α'相和α'相的组织演变和显微硬度

研究了TC11钛合金中α"相和α'相的显微组织转变和显微硬度。金相显微组织观察和X射线衍射分析的结果表明： 随着固溶温度的提高α"相逐渐向α'相的晶体结构转变,α相、α"相和α'相的显微组织演变规律为：α+α",α+α"+α',α+α',α'。显微硬度测试的结果表明：在935~995℃固溶后显微硬度随着温度的提高先增大后减少,在985℃固溶后显微硬度达到峰值。综合分析显微组织影响合金显微硬度的机理：在935~985℃固溶后α'片层的厚度和间距变化的幅度小,β转变组织长大缓慢,在β转变组织中先后析出α"和α'相,随着固溶温度的提高α'片层的含量随之提高产生了相变强度效果,使其显微硬度提高;在985~995℃固溶后α'片层的厚度和间距明显增大,β转变组织变粗大,α"相消失,α'相的含量降低,相变强化的效果减弱,使β转变组织的显微硬度降低。     

聚苯醚/钙镧钛微波复合基板

微波复合基板兼具树脂基体的高韧性和陶瓷填料优异的介电和热学性能, 是航空航天、电子对抗、5G通讯等领域的关键材料。本工作采用螺杆造粒与注塑成型相结合的新技术制备了聚苯醚(简写为PPO)为基体、钙镧钛(Ca_0.7La_0.2TiO₃, 简写为CLT)陶瓷为填料的新型微波复合基板, 并对基板的显微结构、微波介电性能、热学性能和力学性能进行表征。结果表明, 采用这种新技术制备的微波复合基板组成均匀且结构致密。随着CLT陶瓷的体积分数从0增大至50%, 基板的介电常数从2.65提高到12.81, 介电损耗从3.5×10 ^-3降低至2.0×10 ^-3 (@10GHz); 同时热膨胀系数从7.64×10 ^-5 ℃ ^-1显著降低至1.49×10 ^-5 ℃ ^-1, 热导率从0.19 W·m ^-1·K ^-1提高至0.55 W·m ^-1·K ^-1; 此外抗弯强度从97.9 MPa提高至128.7 MPa。填充体积分数40%CLT陶瓷的复合基板综合性能优异: ε_r=10.27, tanδ=2.0×10 ^-3(@10GHz), α=2.91×10 ^-5 ℃ ^-1, λ=0.47 W·m ^-1·K ^-1, σ_s=128.7 MPa, 在航空航天、电子对抗、5G通讯等领域具有良好的应用前景。     

Ti-62A合金动态软化速率异常的热力学解释及其应变补偿本构方程

使用Gleeble-3800 热模拟试验机研究了Ti-62A合金在变形温度为800~950℃、应变速率为0.001~10 s^-1条件下的热压缩变形行为。结果表明,随着变形温度的提高出现Ti-62A合金的动态软化率降低的反常现象。(α+β)双相钛合金中Mo、Cr等β稳定元素的原子活性随着温度的升高而逐渐降低和β相比例增大,Jmatpro软件的热力学计算表明(α+β)双相钛合金的这一现象与此有密切关系。而α钛合金和β钛合金出现动态软化速率降低,与加工温度升高β相比例增大的关系更密切。从800℃升高到950℃,Ti-62A合金中β相的比例由32.1%提高到84.3%,Mo、Cr活性的降幅均达到64%。这些因素使变形过程中Ti-62A合金的晶界迁移速度和动态软化速率均随变形温度升高而降低,其950℃的真应力-应变曲线多为典型的动态回复型。α相的含量随着变形温度的提高而降低,且在较高的变形温度下β相的晶粒尺寸也较为粗大。构建的基于应变补偿的Ti-62A合金Arrhenius变形抗力模型,能较好地预测合金的流变应力行为,其相关系数R达到0.990,预测值与实测值的平均相对误差为8.983%。