超声无损评价2219铝合金晶粒尺寸

为了研究铸态2219铝合金平均晶粒尺寸与超声声速和超声衰减系数的关系,在铸锭不同径向位置取样,获得不同晶粒尺寸的试块。采用RITEC RAM-5000 SNAP非线性高能超声测试系统进行超声参数测量。研究结果表明,纵波声速和平均晶粒尺寸呈线性减小趋势,衰减系数和平均晶粒尺寸呈三次多项式增长趋势。     

低碳钢晶粒尺寸的超声无损评价技术

研究了超声纵波声速和低碳钢Q235平均晶粒直径的关系。通过热处理改变碳钢试件的晶粒尺寸。其结果表明，用5N14探头测得的纵波声速和晶粒直径之间有很好的线性关系；选择合适的超声波探头及频率测量超声纵波声速，能够无损地评价低碳钢的晶粒尺寸。     

高温合金晶粒尺寸的超声评价方法及检测装置

针对超声声速、衰减系数、非线性系数等特征参数表征GH4169晶粒尺寸存在检测误差较大的问题，以指数函数为映射函数，将多个超声特征参数归一化后融合构造出新的特征参数，建立以平均绝对误差最小为优化目标的优化问题，并结合遗传算法进行求解，从而确定最优超声多参数评价模型，开发实时超声检测与晶粒尺寸评价相结合的检测装置并进行实验验证。结果表明，所构建的超声多参数评价误差小、单调性好；超声检测装置在已知模型的基础上，可对实时采集的超声A扫信号进行特征提取并计算检测位置的平均晶粒尺寸。     

奥氏体不锈钢平均晶粒尺寸的超声评价技术

采用超声纵波声速评价奥氏体不锈钢昌粒尺寸,建立了超声纵波声速与平均晶粒尺寸的关系式,其平均晶粒尺寸与超声速线性相关,并分析了声速测量误差。     

In718晶粒尺寸对超声背散射信号的影响及其无损评价方法

制备晶粒尺寸不同的In718合金试样,采用经验模态分解(EMD)研究超声背散射信号的时频域特征,分析晶粒尺寸对不同频段固有模态函数(IMF)的影响,并探求各IMF信号的功率与晶粒尺寸之间的相关性.结果表明,原始背散射信号和IMF1信号的频带宽受晶粒尺寸变化影响均不显著;IMF2信号频域分布较为集中,峰值频率的幅值随晶粒的增大而增大,其功率与晶粒尺寸相关系数达0.995,显著高于其它模态,EMD过程实质上滤除了与晶粒尺寸无关的成分.以充分反映晶粒散射强度的IMF2成分作为晶粒尺寸评价的特征信号,建立面向In718晶粒尺寸的超声背散射EMD评价模型.晶粒尺寸实测结果显示,本方法的灵敏度是传统背散射法的3.7倍;对2个验证试样的评价误差分别为-3.72%和2.87%,精度显著高于声速法;与衰减法相比,本方法无需厚度信息,评价结果不受测厚误差的影响;此外,相比于金相法具有效率高及无需破坏待测件的优势.     

超声声速无损评定304不锈钢晶粒尺寸

用A型脉冲超声纵波对不同晶粒尺寸的304不锈钢进行超声声速测量,建立纵波声速和晶粒尺寸之间的关系.结果表明,奥氏体不锈钢晶粒尺寸随着保温时间的延长或固溶温度的提高而长大,水冷条件下的纵波声速呈指数衰减趋势,空冷条件下的纵波声速呈线性衰减趋势.     

超声场对2219铝合金连铸坯晶粒尺寸的影响

利用Fluent软件对2219铝合金连铸过程进行数值模拟,并通过小铸锭模拟试验结合数值模拟研究连铸过程中最佳超声施加方式,以达到使铸坯晶粒组织细小均匀的目的。结果表明,凝固速度不同导致铸坯内晶粒组织不均匀,超声施加方式对晶粒细化效果影响较大。当凝固时间为4 min时,在第1 min加超声细化效果较为理想,晶粒尺寸细化了24.5%;在凝固末期施加超声细化效果存在较大梯度,沿作用方向降低。连铸中宽度方向中部施加超声作用,探头应位于糊状区上方。     

Stokes方法在测定晶粒尺寸工作中的应用

本文给出了应用Stokes的傅立叶级数合成法方[1]测定晶粒尺寸的一个实例。Stokes方法与广泛应用的近似函数法[2]及Warren方法[3]做了比较。作者认为,Stokes方法是最直接的和最为可靠的方法。     

晶粒尺寸和膜厚度对介观尺度铝箔蠕变变形的影响

通过在200℃恒载荷的高温变形实验,对厚度为10-350 μm铝箔的等温塑性变形进行了研究.考察了铝箔厚度(t)和晶粒大小(d)对高温变形速率(ε)的影响规律,用t/d参量能很好的描述塑变的尺度效应.在t/d<1的变形样品中,TEM观察到晶界附近出现亚晶粒,证实其变形服从位错蠕变的幂率机制.t/d对应变速率的影响归结为晶粒内自由界面和晶界的面积比.给出了一个经验公式来描述应变速率和t/d的关系: ε=Aσn(t/d)1.98,其中应力指数n=n'-0.8151n(t/d),n'为相应块体材料的应力指数.     

用普通光测量变形铝合金晶粒尺寸的方法

本文建立了用普通光测量变形铝合金晶粒平均尺寸的试验方法,消除了阳极化复膜给测量工作带来的局限性,以及当相邻晶粒位向相近或一致时在偏振光下颜色相近或相同所导致的测量误差。并对LD10、LD7合金经不同工艺自由锻造后的晶粒平均尺寸进行了测量。     

Al对晶粒尺寸的控制

最近,一些热处理单位在处理含Al钢时遇到了一些困难。含Al钢由于晶粒净化,相应地引起淬透性的降低,并导致硬化失效。运用AlN和晶粒长大的基本理论和数据,指明Al和N的极限含量,这些极限值可使奥氏体晶粒尺寸达到ASTM晶粒度4级,从淬透性意义上来看,可以认为是粗晶     

计算晶粒尺寸分布的几何模型及实用方法

传统的计算三维晶粒尺寸分布函数(3D SDF)的方法大多基于S模型,从而导致极大的系统误差,其根源在于模型中的球状晶粒假设不符合实际晶粒组织特征,本文建立了基于多面体晶粒假设的A模型,并给出了相应的概率函数表达式及计算方法,理论分析及实验检验结果表明,A模型基本上消除了系统误差,显著地提高了计算精度,是一个较理想的几何模型。     

低碳钢奥氏体晶粒尺寸的控制

分别采用高温形变再结晶和低温变形后快速加热冷却等两种方法获得尺寸不同的低碳钢奥氏体晶粒组织,通过控制形变温度、形变量、应变速率及变形道次等工艺参数。低碳钢奥氏体高温形变动态再结晶可使晶粒细化到１５－２０μｍ左右,奥氏体动态再结晶晶粒尺寸取决于Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ（Ｚ）参数,提高应变速率及降低形变温度都有利于Ｚ参数增大,流变相力峰值较高,奥氏体动态再结晶晶粒减小,通过奥氏体化合淬火－６５０℃     

晶粒长大介观尺度Monte Carlo方法实时模拟

提出了一个用于晶粒长大Monte Carlo模拟的实时计算新模型,基于该模型以及作者已提出的“择优转换原则”、“新结点再取向转换概率公式”等改进措施构建了一个Monte Carlo实时模拟程序,用于纯铝正常晶粒长大过程实时模拟。结果表明,Monte Carlo实时模拟程序有效地模拟了纯铝晶粒长大过程;实际时间treal与模拟时间tC。呈指数关系;模拟的晶粒长大速率与实际长大速率接近。     

基于晶粒长大拓扑依赖性的准稳态三维晶粒尺寸分布

基于三维个体晶粒表面积的变化率与晶粒拓扑性质之间的定量关系和晶粒尺寸一面数关系的假设，推导了一个拓扑相关的个体晶粒长大速率方程．该方程表明，个体晶粒的尺寸变化率不仅与其自身尺寸有关，而且也与拓扑特征有关．在此基础上，借鉴最新的关于粒子粗化理论中的晶粒长大连续方程，对三维晶粒长大过程准稳态阶段的晶粒尺寸分布进行了求解．结果显示，所得准稳态三维晶粒尺寸分布是一个单参数函数族．该结论得到了顶点法、基元演化法、相场模型和Monte Carlo法这4种晶粒长大仿真方法所得三维准稳态晶粒尺寸分布数据的支持．     

超细晶粒钢中晶粒尺寸对塑性的影响模型

以作者前期提出的位错塞积模型为基础,结合断裂强度与晶粒尺寸的关系,建立了晶粒细化导致超细晶粒钢总伸长率降低的临界晶粒尺寸的计算模型.以晶粒尺寸从10 mm减小到0.2 mm为例,计算结果表明,钢的总塑性伸长率随着晶粒尺寸的减小首先呈现增加的趋势,但是当晶粒尺寸减小到大约2.5 mm后,随着晶粒尺寸的减小,钢的总伸长率不仅不再增加,反而出现了显著的降低,这一结果较好地吻合了近期超细晶粒材料研究的实验现象.本工作的研究说明,导致超细晶粒钢伸长率降低的主要机制在于当晶粒细化到一定程度后,晶界对位错源开动的阻力增大,由此导致的可动位错数目显著降低使得应变量显著减少.     

基于超声搅拌的铝合金焊缝晶粒细化方法

理解不同超声作用下的熔池晶粒结晶特点对超声辅助TIG焊接工艺的优化具有重要意义. 以铝锂合金为研究对象,改变超声作用阶段及施加形式,分析焊缝晶粒分布特征. 结果表明,电弧熄灭后超声作用下,焊缝边缘为断裂的柱状晶,焊缝中心为等轴晶;熄弧前及熄弧后均有超声作用时,焊缝内部全部为等轴晶. 持续超声形式和瞬态超声形式对熔池晶粒结晶具有不同的作用,持续超声主要促进熔池内晶粒的异质形核而促使等轴晶形成,瞬态超声主要通过破碎枝晶细化晶粒. 超声细化铝锂合金TIG焊缝晶粒机制与超声作用阶段及形式具有直接联系.     

基于超声搅拌的铝合金焊缝晶粒细化方法

细化焊缝晶粒可以显著提高焊缝的力学性能并可以有效防止凝固裂纹的产生. 由于板件在焊接过程中被牢固的固定在夹具上,通过超声振动待焊板件以细化晶粒的方法受到了很大的限制. 文中设计了一个全新的基于超声能量的焊缝晶粒细化方法,即将一根超声探针直接插入焊接熔池并进行超声搅拌. 结果表明,该方法在6061铝合金焊缝中得到了非常理想的晶粒细化效果. 晶粒细化范围随超声搅拌振幅的增大而增大,但晶粒尺寸随焊接速度的增大没有明显变化. 另外,6061铝合金超声搅拌焊缝的晶粒细化是通过异质形核和枝晶破碎两个机制共同作用实现的.     

微观尺度下晶粒尺寸和冷却速率对多晶NiTi合金相变温度的影响

采用分子动力学方法研究了微观尺度下晶粒尺寸和冷却速率对NiTi合金相变温度的影响和相变微观机理。结果表明:当冷却速率为-5 K/ps,晶粒尺寸从17.5 nm减小到8.1 nm时,马氏体相变起始温度从230 K下降到80 K,马氏体相变形核点的数目逐渐减少且主要出现在晶粒内部,降温过程中马氏体相成核后向晶界处扩散生长,当晶粒尺寸减小至4.1 nm时,马氏体相变效应则受到抑制;而升温过程中,奥氏体相变形核点主要出现在晶界处,且随着温度的升高,形核点主要向晶粒内部聚集生长。当冷却速率从-5 K/ps增加到-15 K/ps,晶粒尺寸为17.5 nm的模型中马氏体相变结束温度从190 K减小到20 K。随着冷却速率的增加,马氏体晶粒细化程度相应增加,相变滞后宽度(Mf-Af)随着冷却速率的增加相应增大,但是冷却速率对马氏体相变生长机制影响相对较小。