Cu-Ni-Si合金显微组织与摩擦磨损行为

采用熔铸法制备了三种不同Cu含量的Cu-Ni-Si合金(Ni/Si质量比为5︰1)。铸态Cu-Ni-Si合金显微组织采用光学显微镜进行分析;三种不同成分的Cu-Ni-Si合金摩擦磨损性能在销-盘式磨损试验机上进行测试;磨面形貌通过扫描电镜观察。研究结果表明,铸态Cu-Ni-Si合金由两类显微结构构成,即富铜初生固溶体α-Cu(Ni,Si)和α-Cu(Ni,Si)与Ni3Si组成的共晶相。铜含量较高的铸态Cu-Ni-Si合金摩擦系数波动较大,这与对磨材料间物质转移密切相关。随着Cu含量的降低,主要磨损机制由塑性变形转变为磨粒磨损。     

Cu-Ni-Si三元合金的液相分离凝固组织研究

采用光学金相显微镜和带有能谱仪的扫描电子显微镜对铸态Cu-Ni-Si合金的显微组织进行了研究。用X射线衍射仪研究了Cu-Ni-Si合金的相结构。结果表明:当具有一定成分的液相不混溶合金被过冷时就会发生液相分离,组织主要为树枝晶和少量的三次枝晶,相结构主要由正四面体结构的Cu_5Si固溶体、面心立方结构游离态的α-Cu和面心立方结构游离态的Ni所构成。     

Al-Cu合金的显微组织及其晶体生长方向（英文）

研究金属型铸造(PMC)和定向凝固(DS)不同Cu含量Al-Cu的显微组织和晶体生长方向,同时,探讨浇铸温度对纯Al的显微组织和晶体生长方向的影响。结果表明,纯Al晶体并非始终保持胞状,而是随着浇铸温度的升高从胞状晶变为具有发达晶臂的柱状树枝晶,且晶体的生长方向也随之改变。Cu元素对PMC和DS Al-Cu合金显微组织的影响相似:随着Cu含量的增加,α(Al)晶体均从胞状晶依次转变为柱状晶、柱状树枝晶和发达的等轴晶。随着Cu含量的增加,PMC合金晶体的生长方向逐渐逼近(110)方向,但所形成的(110)向的晶体并不属于羽毛状晶体。在所有DS Al-Cu合金中也未发现羽毛状晶体。     

AlCuFe共晶合金的显微组织和力学性能（英文）

制备特殊用途的AlCuFe合金,评估生长速率变化导致的结果,因为材料生长速率不同而引起的共晶间距(显微组织)的变化会影响其力学、电和热性能。为了研究AlCuFe合金的显微组织,在恒定的温度梯度(G=8.50 K/mm)和5种不同的生长速率(V=8.25, 16.60, 41.65, 90.05, 164.80μm/s)下,通过定向凝固法制备共晶成分的Al-32.5%Cu-0.5%Fe(质量分数)合金。得到生长速率对共晶间距影响,并通过对显微组织变化的回归分析及Hall-Petch关系得出显微硬度和极限拉伸强度。结果表明,尽管生长速率增加约20倍,但共晶间距却减少约5个数量级,而生长速率和显微组织变化导致的力学性能变化约为1.5个数量级。     

含LPSO相和I相Mg-Zn-Y合金的显微组织及其高阻尼特性（英文）

研究了含有LPSO相和I相的高阻尼Mg-Zn-Y合金。通过光学显微镜(OP)和SEM电镜观察了高阻尼Mg80Y4Zn16(at%)合金的显微组织。此外,差热分析(DTA)用来分析其相变。对不同固溶时间(3,6,9 h)的组织演变和阻尼特性进行了详细研究。结果表明,Mg80Y4Zn16合金相的主要成分是α-Mg,Mg12ZnY、Mg3Zn6Y及Mg10ZnY2相,首次报道了该合金中I相和LPSO相共存。该合金的平均阻尼值是0.03,这表明其为高阻尼合金;阻尼是应变振幅依赖型。对合金的高阻尼机制也进行了详细地讨论。     

挤压态Mg-Sm-Ca合金的显微组织和力学性能（英文）

研究了挤压Mg-4.0Sm-xCa(x=0.5,1.0,1.5,mass fraction%)合金经过200℃等温时效处理后的显微组织、时效硬化行为和力学性能。结果表明,随着Ca的添加,在镁基体中形成针/棒状的Mg2Ca相、块状和颗粒状含Ca元素的Mg_(41)Sm_5相,合金的晶粒被细化、拉伸力学性能得到显著提高。在T5(峰值时效)态下,Mg-4.0Sm-1.0Ca合金具有最细的晶粒,其大小约为5.1μm。随着Ca含量的增加,针/棒状的Mg_2Ca相逐渐增多,当Ca含量达到1.5%时,晶界处含Ca的块状Mg_(41)Sm_5相的量明显减少。在峰值时效态下,Mg-4.0Sm-1.0Ca合金具有最大的HV硬度值(820 MPa)以及最佳的力学性能,其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到了267 MPa,189 MPa和24%。合金力学性能的提高主要归因于晶粒细化、固溶强化以及Mg2Ca相和Mg_(41)Sm_5相的析出强化。     

60NiTi合金的热压缩变形与显微组织演变（英文）

采用Gleeble-3500热模拟试验机对在变形温度500～650℃和应变速率0.001～1 s^-1条件下的60NiTi合金进行热压缩变形,分析其热变形行为和显微组织,建立变形本构模型,绘制热加工图。结果表明,当压缩温度升高或应变速率降低时,峰值应力减小。合金的热变形激活能为327.89 k J/mol,热加工工艺参数为变形温度600～650℃和应变速率0.005～0.05 s^-1。当变形温度升高时,合金的再结晶程度增大;当应变速率增大时,位错密度和孪晶数量增大,Ni₃Ti相易于聚集;Ni₃Ti析出相有利于诱发合金基体的动态再结晶。动态回复、动态再结晶和孪生是60NiTi合金热变形的主要机制。     

Ti-Mo-Sn合金显微组织、力学性能和形状记忆性能（英文）

研究Mo作为β相稳定元素,对Ti-Mo-Sn合金相组成、显微组织、力学性能和形状记忆性能的影响。通过电弧熔炼法制备不同成分的Ti-xMo-3Sn(x=2,4,6,摩尔分数,%)合金,并制备二元合金Ti-6Mo作为对照组。Ti-xMo-3Sn合金具有硬度低和韧性高(厚度可减少90%)的特点,而Ti-6Mo合金则表现出脆性行为,硬度高、韧性差。场发射扫描电镜(FESEM)下发现圆形的无热ω(ω_ath)析出相。X射线衍射结果也证实铸态和固溶处理-淬火态的样品中均存在ω_ath相。光学显微镜和FESEM结果显示,由于发生β→ω相变,淬火过程中形成的马氏体数量随着Mo含量的增加而降低。硬度的变化趋势也证实ω_ath相的存。Ti-6Mo-3Sn合金的形状记忆效应(SME)最高,为9%。合金SME较低是由于形成ω_ath相;然而,SME随着Mo含量的增加而增加,这是由于ω_ath相的逆相变和由压力引起的马氏体相变所致。另外,设计一种新的、非常简单的测量形状记忆效应的方法。     

半固态加工Ti-Cu合金的显微组织和力学行为（英文）

研究触变成形Ti-Cu合金的力学性能。Ti-Cu (25%,27%,29%Cu,质量分数)锭的制备流程为：先进行电弧熔炼,再在950℃均匀化处理24h,然后在900℃热锻,最后在1035℃热处理300 s后以8 mm/s的速度触变成形。结果显示,触变成形合金表现出良好的力学强度,但其在拉伸载荷下的塑性一般,在压缩载荷下的塑性尚可。随着Cu含量的增加,包晶Ti₂Cu相(转变液相区)的体积分数增加,与α+Ti₂Cu相区(转变固相区)相比,其力学强度和塑性更低,导致合金的力学强度和塑性降低。这些结果表明,Ti-Cu合金的力学性能和半固态加工性之间的平衡主要取决于Cu含量。     

Al-Cu-Mg-Mn合金触变成形显微组织演变与偏析行为（英文）

采用再结晶与重熔法(RAP)制备一种Al-Cu-Mg-Mn合金(2024)半固态坯料,研究间接触变成形过程中的显微组织演变和偏析行为。结果表明:对商用挤压态2024铝合金进行二次重熔处理,可以直接得到具有细小球晶组织的半固态坯料。在间接触变成形过程中增加底部区域厚度可以得到更好的应力分布状态。在三向压应力条件下,构件不同区域的显微组织较为均匀,没有发现明显的固液偏析和微观缩孔,而且柱体处的晶粒产生了明显的塑性变形。构件不同位置的力学性能和显微组织呈现出良好的对应关系。此外,还讨论了成形过程中的变形机制分布规律,并且提出了一种优化成形应力分布状态的工艺方法。     

低浓度Cu-Ni-Si合金的组织与性能

采用金相显微镜、透射电子显微镜(TEM)等分析测试手段系统研究不同固溶、冷变形与时效组合工艺对低浓度Cu-Ni-Si合金的晶粒尺寸、析出相粒子尺寸及分布规律,同时对合金的力学与电学性能进行测试。结果表明,相对于其他四种工艺制度,低浓度Cu-Ni-Si合金经过立式在线固溶处理+冷变形+时效组合形变热处理工艺后,合金组织晶粒更加细小(平均晶粒尺寸为25μm),析出相分布更加弥散,抗拉强度为579MPa,屈服强度为521MPa,屈强比为0.9,伸长率为9%,导电率为52.2%IACS;与常用汽车连接器用C70250和TMg0.5合金综合性能进行对比,低浓度Cu-Ni-Si合金具有优良的综合性能,在大功率电流使用时表现出良好的散热性及可靠的尺寸稳定性,可作为高强高导弹性材料广泛应用于汽车连接器等领域。     

Mg-2.35Gd合金的定向凝固显微组织与室温力学性能（英文）

研究定向凝固条件下凝固参数(生长速率v和温度梯度G)对Mg-2.35Gd合金显微组织及室温力学性能的影响。采用金属液淬技术,在温度梯度G为20、25、30 K/mm,生长速率v为10~200μm/s条件下通过高梯度Bridgman定向凝固炉制备试样。研究表明,实验合金的显微组织均为胞晶组织,胞晶间距λ随温度梯度和生长速率的增大而减小,其非线性拟合关系分别为λ=136.216v~(-0.2440)(G=30 K/mm)、λ=626.5630G~(-0.5625)(v=10μm/s),均与Trivedi模型较吻合。随温度梯度和生长速率的增大,合金室温抗拉强度逐渐提高,伸长率逐渐降低。同时,合金室温抗拉强度高于相同冷却速率条件下自由凝固试样的室温抗拉强度。     

经热氢处理后TC21合金的显微组织与力学性能（英文）

文章对比研究了置氢和除氢TC21合金的组织和力学性能。结果表明,随着TC21合金中氢含量的增加,α相的含量减少,而β相含量增加,氢化合金的抗压强度下降,但极限压缩率增加。相比未氢化的TC21合金,含有适当氢含量(0.6wt%~0.9wt%)的合金在塑性变形过程中表现出更高的塑性(最大增加了30.3%)以及更低的流动应力(下降了150MPa~200MPa),这将有利于改善TC21合金的冷塑性成形。除氢后,TC21合金组织细化明显,讨论了初生α相和β转变组织的细化机理。除氢后,TC21合金的抗压强度和显微硬度增加,而极限压缩率下降。当0.6wt%~0.8wt%的氢被临时引进并排出后,合金的抗压强度增加了4.5%(约65MPa)。临时引入并排出0.8wt%的氢后,显微硬度从331HV提高至373HV。     

搅拌摩擦加工Al-Mg_2Si合金的显微组织与力学性能（英文）

通过TEM和EBSD研究搅拌摩擦加工Al-Mg_2Si合金的显微组织和力学性能变化。结果显示:随着搅拌针转速的增加(300～700 r/min),缺陷面积逐渐减小(由10.5 mm~2减小到0);当转速进一步增加(700～1200 r/min),缺陷面积变化又呈相反的趋势(从0增加到1.5 mm~2)。在转速的增加过程中,缺陷的类型从隧道缺陷转变为熔合缺陷。在焊核区,粗大的Mg2Si枝晶被破碎成细颗粒(10μm)。小角度晶界的百分比由57.7%增加到83.6%,这是由形变组织迅速增加(从1.7%到13.6%)引起的。焊核区的极限抗拉强度(UTS)和伸长率均明显提高,硬度值按如下顺序增加:R300R1200R500R900R700,UTS和伸长率按如下顺序增加:BM(母材)R300R1200R500R900R700;焊核区的UTS和伸长率最大值分别增加1倍和3倍。     

变形参数对Mg-Zn-Ce合金显微组织和织构的影响（英文）

采用Gleeble-1500热模拟试验机在不同温度(250,300,350°C)和应变速率(0.001,0.01,0.1s-1)下对Mg-6Zn-0.5Ce (质量分数,%)合金进行热压缩试验,采用光学显微镜和电子背散射衍射技术研究热压缩变形过程中合金的显微组织和织构演变。结果表明,由变形工艺决定的Zener-Hollomon参数对Mg-6Zn-0.5Ce合金的动态再结晶和织构具有重要影响。随着Zener-Hollomon参数的增大,未再结晶区的体积分数增大且动态再结晶晶粒尺寸减小。再结晶区的织构强度弱于未再结晶区的织构强度,这使经较高Zener-Hollomon参数变形的试样呈较高的织构强度。再结晶织构强度的增加与晶粒择优生长有关。     

Mg-2Zn-xCu合金的显微组织和热物性能（英文）

通过显微组织和热物性能表征、热处理及第一性原理计算,研究Mg-2Zn-xCu (x=0.5, 1.0, 1.5,摩尔分数,%)合金的显微组织和热物性能。结果表明,添加Cu元素对合金显微组织和热物性能有影响。随着Cu含量增加,铸态合金中MgCuZn相含量增加,铸态合金电导率和热导率增大。固溶处理后,合金中共晶组织部分溶解,Zn原子回溶进入基体,导致合金的电导率和热导率均降低。时效处理前期,溶质原子从基体中沉淀析出,合金电导率增大,时效24 h后,Mg-2Zn-1.5Cu合金的热导率最高达到147.1 W/(m·K)。合金中形成的热稳定MgCuZn相对合金的电导率和热导率起促进作用。Zn元素在基体中含量越低,晶格畸变程度越低,导热性能则越好。另外,第一性原理计算结果也表明MgCuZn三元相具有很好的导电和导热性能。     

放电等离子烧结W-Ni-Mn合金的显微组织演变及力学性能（英文）

以微米级的钨粉、镍粉和锰粉为原料,将原料混合均匀后进行放电等离子烧结(SPS)制备90W-6Ni-4Mn合金,探究SPS烧结温度对90W-6Ni-4Mn合金显微组织演变和力学性能的影响。研究结果表明,利用放电等离子烧结(SPS)方法可以在1150~1250°C温度下保温3 min制备出近全致密、综合性能优良的90W-6Ni-4Mn合金。分析合金显微组织,90W-6Ni-4Mn合金组织均匀,平均晶粒尺寸均在10μm以下,主要由钨基相和γ-(Ni,Mn,W)粘结相组成。力学性能测试表明,提高烧结温度,合金的洛氏硬度以及抗弯强度均呈先增大后减小的趋势,在1200°C时其硬度为HRA 68.7,抗弯强度达1162.72 MPa,综合性能最好。     

Mg-2Zn-xCu合金的显微组织和热物性能（英文）

通过显微组织和热物性能表征、热处理及第一性原理计算,研究Mg-2Zn-xCu (x=0.5, 1.0, 1.5,摩尔分数,%)合金的显微组织和热物性能。结果表明,添加Cu元素对合金显微组织和热物性能有影响。随着Cu含量增加,铸态合金中MgCuZn相含量增加,铸态合金电导率和热导率增大。固溶处理后,合金中共晶组织部分溶解,Zn原子回溶进入基体,导致合金的电导率和热导率均降低。时效处理前期,溶质原子从基体中沉淀析出,合金电导率增大,时效24 h后,Mg-2Zn-1.5Cu合金的热导率最高达到147.1 W/(m·K)。合金中形成的热稳定MgCuZn相对合金的电导率和热导率起促进作用。Zn元素在基体中含量越低,晶格畸变程度越低,导热性能则越好。另外,第一性原理计算结果也表明MgCuZn三元相具有很好的导电和导热性能。     

添加Fe元素改善TiAl-Nb合金的显微组织和力学性能（英文）

为了提高TiAl-Nb合金的力学性能并优化合金成分,熔炼制备不同含Fe量(0,0.3,0.5,0.7,0.9和1.1,摩尔分数,%)Ti46Al5Nb0.1B合金试样,系统研究合金的宏观/显微组织及压缩力学性能。结果表明,Fe元素能细化晶粒、加重枝晶间的铝偏析并在枝晶间形成富铁B2相。室温压缩实验结果表明,合金Ti46Al5Nb0.3Fe0.1B具有最高的极限压缩强度和断裂应变,分别为1869.5 MPa和33.53%。晶粒细化及Fe元素的固溶强化能提高合金的压缩强度,γ相晶胞四方度降低及晶粒细化能提高合金的断裂应变;然而,添加过量Fe元素导致的铝偏析会降低合金的压缩强度和断裂应变。     

锻态及β相空冷态Zr-2.5Nb合金的显微组织特征（英文）

应用基于场发射扫描电镜的电子背散射衍射(EBSD)和电子通道衬度(ECC)成像技术,并结合透射电镜(TEM)及显微硬度测试等表征手段,对锻态及β相空冷态Zr-2.5Nb合金的显微组织(包括微区成分、形貌、晶界特征、相间取向关系等)进行表征。研究发现,锻态Zr-2.5Nb合金的显微组织由等轴或板条状α晶粒及连续网状β-Zr薄层构成。经过β相空冷后,转变成典型的网篮状魏氏组织,α板条间为纳米级的残余β-Zr。取向分析证实,β相空冷过程β→α转变严格遵循Burgers取向关系。相对于锻态样品,β相空冷样品的硬度显著增加,这与其α板条尺寸及β-Zr片层厚度的减小以及大角度晶界比例的增加有关。