Si含量对Zr_(50)Ti_(50)合金显微结构及力学性能的影响

采用真空熔炼制备不同成分(Zr_(50)Ti_(50))_(100-x)Si_x(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0 at.%)铸态合金。选用光学显微(OM),X射线衍射仪(XRD),扫描电镜(SEM)对铸态合金的显微结构进行表征。结果表明:Si元素的加入,合金的晶粒尺寸减小,当Si含量为1.5%和2.0%时,合金晶粒明显细化,且均匀;当Si含量大于1.0%时,合金中出现Zr2Si相衍射峰,随着Si量增多,Zr2Si峰强度明显增加。对合金进行压缩性能检测表明:(Zr_(5)0Ti_(50))_(98.5)Si_(1.5)与(Zr_(50)Ti_(50))_(98)Si_2合金抗压强度均大于1400 MPa,且具有较高的塑性,展示了良好的综合力学性能,而(Zr_(50)Ti_(50))_(99)Si_1合金的强度与塑性最差,这是由于Si含量为1.0%时,合金的晶粒较大、且形状不规则所致。此外,合金的硬度与屈服强度的变化是相一致的,Si含量为1.5%时,虽其硬度值略低于未加Si的合金,但也达到较高的值,约400 HV0.2。     

固溶处理对(Mg_(96.5)Zn_(1.5)Er_2)_(99.82)Zr_(0.18)合金组织和硬度的影响

采用光学金相显微镜、SEM、EBSD、DTA分析以及硬度等试验手段,研究了固溶处理对(Mg_(96.5)Zn_(1.5)Er_2)_(99.82)Zr_(0.18)合金组织和力学性能的影响。结果表明,合金铸态及热处理态的微观组织均由α-Mg、X相和(Mg,Zn)_xEr相组成,对铸态的(Mg_(96.5)Zn_(1.5)Er_2)_(99.82)Zr_(0.18)合金进行固溶处理后,(Mg,Zn)_xEr相转变成弥散分布的X相。晶粒尺寸随着固溶时间和温度的增加而变大。与铸态相比,合金热处理后的硬度没有发生太大变化。     

β相区凝固的铸造γ-TiAl基合金的微观组织(英文)

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)及差示扫描量热仪(DSC)研究Ti-43Al-4Nb铸态合金及其热处理态合金的显微组织以及相转变行为。结果表明:通过从β相区凝固的方法可以获得组织细小的铸态Ti-43Al-4Nb合金;凝固过程中γ晶能够直接从β相中形核,β相与γ相沿初始α晶界共存,有效地抑制了铸态Ti-43Al-4Nb合金晶粒的长大;Ti-43Al-4Nb合金在凝固过程中的相转变顺序为L→L+β→β→α+β→α+βr→α+γ+βr→(α2+γ)片层+γ+βr;经1250℃、16h热处理后,Ti-43Al-4Nb合金的显微组织与铸态组织相比有一定程度的粗化;由于Nb元素的充分扩散以及β相的非平衡状态,经过上述热处理过程后残余β相能够被完全消除。     

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。     

Sn含量对铸态和挤压态Mg-8Li-3Al-(1,2,3)Sn合金显微组织和拉伸性能的影响（英文）

采用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜和拉伸测试研究Sn含量对铸态和挤压态Mg-8Li-3Al-(1,2,3)Sn(质量分数,%)合金显微组织和拉伸性能的影响。研究发现,铸态Mg-8Li-3Al-(1,2,3)Sn合金由α-Mg+β-Li双相基体、MgLiAl_2相和Li_2MgSn相组成。Sn含量的增加引起α-Mg枝晶细化和Li_2MgSn相含量增加。热挤压过程中,β-Li相发生完全动态再结晶,而α-Mg相发生不完全动态再结晶。随Sn含量增加,α-Mg相再结晶体积分数增加而再结晶晶粒平均尺寸减小。Sn含量的增加能够提高铸态Mg-8Li-3Al-(1,2,3)Sn合金的强度,但对塑性不利。热挤压使Mg-8Li-3Al-(1,2,3)Sn合金的拉伸性能明显提高,Mg-8Li-3Al-2Sn合金表现出最高的拉伸性能。     

Mg-3Nd-0.2Zn-0.4Zr合金的显微组织与力学性能

对Mg-3Nd-0.2Zn-0.4Zr(NZ30K)合金铸态、固溶态(T4)和时效态(T6)的显微组织、室温力学性能和断裂行为进行了研究。研究结果表明,NZ30K合金铸态时由α-Mg与分布在晶界的Mg12Nd相组成;固溶处理态时由过饱和α-Mg固溶体和晶粒内部细小的含Zr化合物组成;时效处理态时细小片状析出相从棱柱面析出,同时晶粒内部细小的含Zr化合物仍然存在。不同的时效处理工艺下时效析出相种类不同,200℃峰值时效态时为β″亚稳相,250℃×10h时效态时为β′亚稳相。合金经过200℃峰值时效处理后具有最佳的室温力学性能,屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为142MPa、305MPa、11%。合金的断裂方式与其状态有关,铸态合金以沿晶断裂为主,固溶处理态和200℃峰值时效态合金以穿晶解理断裂为主,250℃×10h时效态合金为穿晶和沿晶混合型断裂。     

热处理对一种高强Zr-Ti合金组织和力学性能的影响

研究了热处理对高强Zr_(47)Ti_(45)Al_5V_3(质量分数,%)合金微观组织和力学性能的影响.结果表明,该合金初始加工态由α(hcp)和β(bcc)2相组成,板条状的α相均匀分布在β相基体上.合金虽然具有很高的强度,但塑性很小,其抗拉强度为1648MPa,而其延伸率只有0.8%.DSC结果表明,合金在560~750℃之间有α→β的相转变.对热处理后样品的力学性能检测结果表明,合金中β相含量的增多,使其塑性提高,但强度有所降低;通过在α→β相变点上不同温度的退火处理,调控α与β相的相对含量可以获得强度和塑性的良好配合.当合金中β相的体积分数为60%左右时,合金具有较佳综合力学性能,其抗拉强度为1398 MPa,延伸率达到3.1%.     

热处理温度对Zr_(44)Co_(56)合金显微组织和力学性能影响

利用X射线衍射仪(XRD)、金相显微镜、万能试验机和扫描电镜(SEM)等仪器研究在不同热处理温度下Zr_(44)Co_(56)合金显微组织和力学性能。结果表明:在不同热处理温度下,试样显微组织由基体B2相和第二相B33相所组成;在热处理温度723、773和823 K下,B33相相对含量相对于铸态合金呈增加趋势;当热处理温度达到873 K时,少量的B33相在晶界处析出;随热处理温度增高,颗粒形状由铸态的小块状变为粗线条状,再到细条状。试样在723 K下热处理后,其屈服强度和线弹性极限值均大于铸态合金的相应值,而试样在773、823和873 K下热处理后,其屈服强度和线弹性极限值均小于铸态合金的相应值。试样在873 K下热处理后,当压缩应变达到18%时,其外表面无任何宏观裂缝,材料呈现加工硬化现象;而在其余温度下热处理后,材料断裂机制为延性断裂与解理断裂相混合的断裂机制。     

Ni50Ti30Zr20与Ni50Ti50合金摩擦磨损性能对比研究

目的以Ni_(50)Ti_(50)合金为参照物,研究Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦磨损性能。方法采用非自耗真空电弧熔炼炉炼制Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金,在合金铸锭上切取样品,以Ni_(50)Ti_(50)合金为对比样品,通过能谱测试(EDS)、X射线衍射(XRD)、显微硬度(HV)测试、摩擦磨损测试、扫描电镜测试(SEM)和3D形貌测试,分别评价Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金与Ni_(50)Ti_(50)合金的成分、相组成、显微硬度、耐磨性、磨痕形貌和磨损体积。结果XRD结果显示,Ni_(50)Ti_(50)和Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金室温分别由B2奥氏体和B19’马氏体相组成。显微硬度测试结果表明,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)和Ni_(50)Ti_(50)合金的显微硬度值分别为(381.64±7.32)HV和(230.58±6.74)HV。从形貌图可以看出,两种合金磨损后,磨痕形貌主要由剥层组成。从磨痕能谱分析得出,摩擦实验后,样品表面O和Si元素含量明显增加。根据摩擦系数曲线和磨痕三维形貌图发现,同样载荷下,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦系数和磨损体积均小于Ni_(50)Ti_(50)合金,在载荷为20 N时,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的磨损体积为0.078 mm~3,Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损体积为0.084 mm~3。结论Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)与Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损机制均为疲劳磨损,两种合金在摩擦实验过程中均会发生氧化,同时磨球会有部分剥落到合金磨痕剥层中。Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的耐磨性优于Ni_(50)Ti_(50)合金。     

新型铌基高温合金热处理组织性能研究

研究了热处理对一种HRS定向凝固技术制备Nb/Nb5Si3原位复合材料组织和性能的影响。采用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和电子探针(EPMA)等分析手段对热处理过程中组织演变进行了分析:铸态合金主要由Nbss、γ-(Nb,Ti)_5Si_3、β-(Nb,Ti)_5Si_3以及初生碳化物组成;热处理后,铸态组织中部分β-(Nb,Ti)_5Si_3向α-(Nb,Ti)_5Si_3转变以及二次碳化物析出,同时硅化物相逐渐溶解或破碎成小块并发生球化;1150℃时效可促进(Nb,Ti)_5Si_3向(Ti,Nb)5Si3转变。热处理后,合金压缩以及室温拉伸强度提高,而1000℃拉伸强度变化不明显;温度对断裂方式有明显影响,低温下为脆性解理断裂,高温下为韧性断裂。     

Ti-20Al-22Nb合金的凝固组织转变及力学行为

采用熔模铸造方法制备了名义成分为Ti-20Al-22Nb(at%)的合金,分别对铸态、热等静压及退火态进行了显微组织及室温拉伸性能分析。结果显示,合金由β基体、针状α2相及少量O相组成的,铸态下为粗大的魏氏组织,由于非平衡凝固,原始晶粒内部组织转变不完全,组织中的疏松缺陷及组织不均匀导致合金低的塑性;经过α2+β/B2两相区热等静压消除了疏松缺陷,原始晶粒内部充分析出细小针状的α2相,组织均匀性提高,合金的拉伸延伸率由2%提高到5%;经过α2+/B2+O三相区退火热处理,过饱和β相向平衡态转变,通过包析转变β/B2+α2→O,在针状α2相周围形成环带状O相,合金的延伸率提高到11%。     

Cu-Zr-Ti基非晶合金中微量Nb添加诱发的微观结构演化以及剪切带增殖

通过铜模吸铸法制备了(Cu_(55.5)Zr_(37)Ti_(7.5))_(100-x)Nb_x(x=0,4,10 at%)合金。系统研究了微量Nb添加对该合金微观结构及力学性能的影响。结果表明,Nb添加明显提高了制备(Cu_(55.5)Zr_(37)Ti_(7.5))_(90)Nb_(10)合金的室温塑性,其中该合金的室温压缩应变达6%。该合金塑性的提高归因于微量Nb添加诱发的微观结构演化,促进了变形过程中剪切带的空间增殖。     

Zn含量及热处理对Mg-Zn-Mn变形镁合金显微组织和力学性能的影响

研究了Zn含量和热处理工艺对挤压态Mg-x%Zn-1%Mn (x=4, 5, 6, 7, 8, 9,质量分数)镁合金组织和力学性能的作用规律。结果表明：Zn含量增加,挤压时动态再结晶趋于完全且小晶粒容易长大,同时第二相流线亦随之增加并阻碍其长大;再结晶晶粒在固溶过程中会长大,但Zn含量越高长大越困难,最终其晶粒更细小。通过透射电子显微镜(TEM)研究发现,时效态合金中主要存在2种亚稳相,即：长轴沿[0001]α的杆状相(β1′相)和(0001)α上的盘状相(β2′相),它们与基体之间存在共格或半共格界面,杆状β1′ 相对位错运动的阻碍更加强烈;根据X射线衍射(XRD)的分析结果,可知2种相都是具有Laves结构的MgZn2相。双级时效处理在低温预时效阶段从过饱和固溶体析出G.P.区,为第二级时效提供形核核心,从而细化了β1′ 和β2′ 相,增加了其弥散度。高Zn含量合金在180 ℃时效16 h后发生了过时效,通过消耗β1′ 和β2′ 而形成了大块的Mg-Zn化合物。在时效态组织中,Mn以杆状析出,可以作为β1′和β2′相的形核核心,使二者发生粗化。挤压态合金的力学性能对Zn含量的变化不敏感;时效态合金的强度随Zn含量的增加呈抛物线增加,当Zn含量大于6%时,强度增加缓慢,延伸率急剧降低,这与高锌合金容易过时效且存在残余流线有关。故含6%Zn合金具有最佳的力学性能     

具有高非晶形成能力的高熵合金Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)（英文）

用铜模吸铸法成功地合成了由2个固溶体相构成的高熵合金(HEA)Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)和相同成分的非晶态合金(HE-BMG)。实验结果表明该成分的高熵合金具有高的非晶形成能力。铸态高熵合金Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)的抗压强度为1127 MPa。该合金表现出良好的抗回火性能,经750°C处理2 h后,该合金硬度保持在8260 MPa。     

Zr-Si合金的显微组织与力学性能

选用真空钨极纽扣熔炼炉制备Zr-xSi(x=0,2,3.3,4,7 mass%)合金。采用光学显微镜(OM),X-射线衍射仪(XRD),扫描电镜(SEM)对合金退火态的显微结构进行研究。结果表明:铸态纯Zr的物相为α相,添加Si元素后,合金中出现了Zr5Si3和Zr_2Si相的衍射峰,当Si含量为7%时,可明显看到Zr_2Si相的衍射峰强度增加;四边形块状、长条状为初生的硅化物Zr5Si3,颗粒状化合物为Zr_2Si,随着Si含量增多,硅化物的数量也明显增多;当Si含量为4%时,四边形块状的Zr5Si3相及颗粒状的Zr_2Si分布均匀。力学性能及断口研究表明:铸态Zr-4Si合金的抗压强度最高,约1154 MPa,屈服强度为845 MPa,伸长率为10.3%,展示了良好的综合性能;合金断口中的裂纹被清楚的观察到,且为脆性断裂,表明塑性较低。     

Mg-8Al-Sr-xCa (x=0.5, 1.0, 1.5) 合金的显微组织和力学性能

研究了Mg-8Al-Sr-xCa合金的显微组织和力学性能。铸态合金组织主要由α-Mg相和β-Mg17Al12相组成。在Ca添加至1.5%(质量分数,下同)后,形成少量Al2Ca颗粒。挤压过程中合金发生了动态再结晶,晶粒明显细化,同时第二相碎化,时效后组织中的β相趋于球形。拉伸结果显示,在Ca含量由0.5%增至1.5%时,铸态和挤压时效态合金的拉伸性能逐渐提高。挤压时效态AJ80+1.5%Ca的屈服强度和抗拉强度分别为274 MPa和327 MPa,该合金优异的拉伸强度主要是细晶强化和Al2Ca颗粒与含Ca的β-Mg17Al12相析出强化的结果。     

Pd替代对Ti-Zr-Ni准晶合金结构的影响

针对Ti_(45)Zr_(38)Ni_(17)与Ti_(40)Zr_(40)Ni_(20)准晶合金用X射线衍射仪、透射电子显微镜与金相等手段研究了不同含量的Pd替代对其结构的影响.在吸铸态下,前一个合金形成了二十面体准晶相(IQC)与少量配位数为8的bccβ-(Ti,Zr)相,用2%Pd(原子分数,下同)对合金的Ti或Zr组元替代,抑制了β-(Ti,Zr)相析出并促使配位数为14的MgZn_2结构的简单六方C14 Laves相生成.而后一个合金中IQC相则与少量简单六方α-(Ti,Zr)共存,在2%Pd替代后α-(Ti,Zr)消失,生成了单一的IQC相,但当Pd替代量增加到6.7%或13.3%时,配位数为12的IQC相急剧减少而C14相大量析出,并在Ti_(40)Zr_(26.7)Ni_(20)Pd_(13.3)合金中生成了单一C14相.结果表明,添加中等尺寸的Pd原子有利于提高Ti-Zr-Ni合金的原子密堆性,使合金趋于生成高配位数的Laves相,这种相的Fermi面与Brillouin区的相互作用不显著,偏离了电子相的稳定机制.     

Effect of Trace Boron Addition on Microstructure and Properties of as-Cast Ti-6Al-4V Alloy

通过添加0.1wt%B对铸态Ti-6Al-4V合金组织和性能影响研究表明:微量B添加在合金中形成Ti B相,Ti B相位于原始β晶界处。微量的B添加使得原始β晶粒和α集束都得到了明显的细化,获得的铸态组织更加均匀。微量的B添加同时提高了铸态合金的强度和塑性,并改变了合金的拉伸断裂机制。由微空洞在α集束交界处聚集、长大及裂纹形成扩展改变为Ti B相与基体合金的变形不协调造成微裂纹的形成和扩展。     

Fe含量对Ti-xFe-B合金铸态组织演变及力学性能的影响

本文利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、维氏硬度仪和电子拉伸试验机等分析测试方法,系统地研究了Fe元素含量变化对Ti-xFe-B(x=1 ~ 5 wt%)合金铸态组织演变及力学性能的影响。研究表明：在Fe含量1 ~ 3 wt%时,合金组织由片层状α相和少量β相组成,当Fe含量增加至4 ~ 5 wt%时,合金组织的组成中β相增加显著,同时随着Fe含量从1 wt%增至5 wt%,析出化合物中Fe元素含量上升,α相晶粒尺寸下降了56.5%;随着Fe含量增加,合金力学性能改变显著,维氏硬度增加了45.7%,抗拉强度由502 MPa增加至834 MPa,但合金塑性下降明显,断面收缩率从30.4%下降至9.5%,断裂伸长率由19.4%下降到7.9%。结果显示,当Fe含量在3 ~ 4 wt%时,合金可以达到强度和塑性的最佳匹配,具有更大的开发潜力。     

热处理温度对Zr_(49)Co_(49)Ti_2合金微观组织和力学性能的影响

采用高真空磁控钨极电弧熔炼炉制备铸态Zr_(49)Co_(49)Ti_2合金,对铸态试样进行加热至不同温度后水冷的热处理,采用X射线衍射仪和光学显微镜观察试样相组成和显微组织形态,利用万能试验机对试样进行力学性能测试。结果表明:Zr_(49)Co_(49)Ti_2合金在不同热处理温度条件下,其相结构主要由简单立方结构B2型ZrCo相组成,显微组织由等轴晶体和细条状晶体所组成。在773 K进行热处理的合金试样具有最大的线弹性极限和屈服强度值,其值分别为346 MPa和427 MPa;而在823 K进行热处理的合金试样具有最大维氏硬度,其值为337 HV20。另外,在完全塑性区域,随着热处理温度的增加,应变强化指数逐渐增大,即试样塑性变形抗力逐渐增大。