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实验室成功叠轧制备Ni/Al复合材料,研究了叠轧道次和热处理对复合材料硬度的影响规律。结果表明:随着叠轧道次的增加,Ni、Al组元及复合材料硬度均有增大。当叠轧道次n≤3时,Ni组元的层状结构使得Al的变形受到材料整体性的抑制作用,导致了复合材料整体硬度出现反常增大现象;当叠轧道次n>3时,Ni颗粒在Al组元中的镶嵌效应使得Al组元变形所受的抑制作用减弱,从而使得复合材料整体硬度随叠轧道次增加速度减慢。建立了叠轧道次n与Ni、Al组元及复合材料整体硬度的关系方程。经250 ℃×50 min热处理,组元间附加应力的减小和再结晶作用导致Ni、Al组元及复合材料整体硬度减小,且由于变形的不均匀使得Ni层颗粒再结晶程度不均匀,导致Ni组元硬度波动变大。 相似文献
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采用叠轧焊接方法制备Al/IF钢多层复合材料,随后进行300~450 ℃退火处理,并对叠轧态和退火态的微观结构及力学性能进行分析。结果表明:叠轧态Al/IF钢多层复合材料的抗拉强度介于纯Al和IF钢之间,断裂总延伸率相对较低,退火后Al和IF钢层的硬变均高于其原材料;随着退火温度的增加,抗拉强度逐渐降低,断裂总延伸率呈先增加后减小的趋势,在350 ℃退火时,复合材料的综合力学性能最优。退火温度对Al/IF钢多层复合材料力学性能的影响主要体现在对Al层的影响上。 相似文献
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针对累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层结构复合材料试样进行热处理,采用光学显微镜和扫描电镜分析方法,对复合材料的显微组织、界面结构和扩散反应层厚度等进行观察分析,结合动力学理论研究了Ti/Ni界面的扩散行为。结果表明:试样经过累积叠轧5道次轧制后,Ti/Ni界面未发生扩散;在(550~750℃)/(0.5~8 h)热处理后,Ti/Ni界面发生扩散,扩散层厚度与保温时间呈幂函数关系,与加热温度呈指数关系;随着热处理温度的升高,Ti-Ni扩散层的生长方式由650℃以下的体扩散控制逐渐转变为晶界扩散控制。通过计算和验证得到采用累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层复合材料的Ti/Ni界面固相反应层生长动力学方程为:y=1.7043×10~4 exp(-78202/RT)t~(1.2009-0.0008T)。 相似文献
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《稀有金属材料与工程》2016,(9)
以工业纯Ti、纯Ni板材为初始材料,采用累积叠轧法(ARB)制备出Ti/Ni多层复合板材料。利用扫描电镜、透射电镜、万能材料试验机、显微硬度仪对复合材料的组织、界面结构和力学性能进行观察和测试分析。结果表明:随着轧制道次的增加,复合材料中Ti层和Ni层显微组织细化明显,均匀程度提高,ARB 5道次后,Ti、Ni层的平均晶粒尺寸分别为200和300 nm;复合材料的抗拉强度、显微硬度显著提高;ARB 5道次后抗拉强度达到810 MPa,延伸率为24.4%,Ti、Ni层平均HV显微硬度分别为2.33和2.29 GPa。在ARB 0~5道次轧制变形过程中,界面处无明显的原子扩散现象发生。 相似文献
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《稀有金属材料与工程》2016,45(9):2352-2358
本文以工业纯Ti、纯Ni板材为初始材料,采用累积叠轧法(ARB)制备出Ti/Ni多层复合板材料。利用扫描电镜、透射电镜、万能试验机、显微硬度仪对复合材料的组织、界面结构和力学性能进行观察和测试分析。结果表明:随着轧制道次的增加,复合材料中Ti层和Ni层显微组织细化明显,均匀程度提高,ARB5道次后,Ti、Ni层的平均晶粒尺寸分别为200 nm和300 nm;复合材料的抗拉强度、显微硬度和界面结合强度显著提高,ARB5道次后抗拉强度达到810 MPa,延伸率为24.4%,Ti、Ni层平均显微硬度分别为233 HV和229 HV。在ARB1-5道次轧制变形过程中,界面处无明显的原子扩散现象发生。 相似文献
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本文针对累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层结构复合材料试样进行热处理,采用光学显微镜和扫描电镜分析方法,对复合材料的显微组织、界面结构和扩散反应层厚度等进行观察分析,结合动力学理论研究了Ti/Ni界面的扩散行为。研究结果表明:试样经过累积叠轧5道次轧制后,Ti/Ni界面未发生扩散;在(550 ℃-750 ℃)×(0.5 h-8 h)热处理后,Ti/Ni界面发生扩散,扩散层厚度与保温时间呈幂函数关系,与加热温度呈指数关系;随着热处理温度的升高,Ti-Ni扩散层的生长方式由650 ℃以下的体扩散控制逐渐转变为晶界扩散控制。通过计算和验证得到采用累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层复合材料的Ti/Ni界面固相反应层生长动力学方程为:y=1.7043*104*exp(-78202/RT) *t1.2009-0.0008T。 相似文献
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采用累积叠轧焊+中间退火法复合轧制1060Al/Fe基非晶多层铝合金复合板材。利用光学显微镜、扫描电镜、X-衍射分析仪以及拉伸试验机分析Al基复合材料的微观组织结构变化、断口形貌、物相组成以及力学性能。结果表明:Fe基非晶复合材料的增强体在300 ℃中间退火过程中发生部分晶化,在累积变形轧制过程中发生破碎,并随着变形道次的增加,破碎程度随之增大;复合板前6道次的累积轧制变形出现了明显的加工软化现象,并且随着变形道次的增加,其加工软化的效果愈明显;随着累积轧制变形道次增加,Al基复合材料的力学性能发生了明显的变化,第2道次轧制变形后屈服强度与抗拉强度达到了最大值为140 MPa和156 MPa,伸长率为5.53%,达到最佳综合性能。 相似文献
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通过累积叠轧工艺制备出Al/ZK60/Al复合板,采用SEM、TEM、万能拉伸试验机、动态热机械分析仪研究了变形道次对ZK60/Al复合板材的微观组织及性能的影响。结果表明,不同变形道次复合板界面结合良好,无明显颈缩,断裂现象。随道次增加,ZK60/Al复合板的抗拉强度呈现先上升后下降的趋势,ARB-1道次时复合板的抗拉强度为216 MPa,伸长率达到最大值为2.6%。ZK60/Al多层复合板的温度-阻尼谱存在两个明显的内耗峰,即150℃左右的P_1弛豫型阻尼峰,300℃左右的P_2再结晶阻尼峰;ZK60/Al多层复合板材的应变-阻尼谱呈现典型的位错阻尼机理,应变阻尼可以用G-L理论分析。 相似文献
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采用累积叠轧法(ARB)对Mg/Al多层板材进行高周期ARB变形,利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS)研究了Mg/Al多层板材在ARB变形过程中的微观组织,并在拉伸试验机上测试板材的室温抗拉强度并通过扫描电子显微镜(SEM)观察拉伸试验后的断口形貌。结果表明,随着叠轧周期数的增加,Mg/Al多层复合材料层界面处生成并长大的金属间化合物明显细化,该化合物会逐渐呈连续多层状分布,同时也提高了层界面的结合程度。不过,Mg/Al多层复合材料的抗拉强度在叠轧过程中却呈现出不规则的变化趋势。 相似文献
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《稀有金属材料与工程》2017,(4)
以反应合成所制备的AgSnO_2复合材料为研究对象,采用XRD、光学显微镜与物理、力学性能测试分析手段,分析了反应合成AgSnO_2复合材料的物相,温度为973 K条件下AgSnO_2复合材料经过4道次累积叠轧后的显微组织及密度、硬度、电阻率等性能。结果表明:累积叠轧工艺对反应合成AgSnO_2复合材料显微组织与物理性能有显著影响;累积叠轧道次影响着增强相SnO_2在银基体中的分布状态,叠轧不仅能够促使SnO_2在银基体中弥散化分布,也会由于叠层导致SnO_2的二次团聚;其密度、硬度均随着累积叠轧次数增多而升高,电阻率在第1次叠轧时有所降低,随后随着累积叠次数增多而升高。 相似文献
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《金属学报》2016,(4)
以商业纯Mg和AA1050 Al板材为初始材料,采用累积叠轧技术在室温下进行不同轧制道次变形制备了Mg/Al多层复合板材料,并对3 cyc轧制的Mg/Al多层复合板材料在200℃分别进行不同时间退火处理.利用OM,SEM和中子衍射技术对微观组织和宏观织构进行了研究.结果表明,复合板材中Mg和Al层组织均随着循环次数的提高而细化;在200℃时随着退火时间的增加,晶粒逐渐均匀但没有明显长大.累积叠轧过程中Mg层主要呈现出典型的轧制织构类型,Al层则表现出以轧制织构组分为主,同时伴有剪切织构组分的混合织构类型.对于3 cyc轧制的Mg/Al多层复合板材,在200℃经不同时间退火后,Mg层依然为轧制织构类型,Al层为轧制织构与剪切织构组分混合.随着累积叠轧循环道次的增加,屈服强度和抗拉强度都逐渐上升. 相似文献
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采用累积叠轧法制备了初始Zr层厚度不同的两种Nb/Zr金属层状复合板并对其在叠轧过程中的微观结构、织构演化和力学性能进行了研究。结果显示, Nb/Zr层状复合材料的界面结合良好,异质界面处无金属间化合物产生。随着叠轧道次增加,层状复合结构内部形成了贯穿于多个金属层的剪切带组织,初始Zr层厚度为1 mm的复合板较Zr层厚度为2 mm的复合板易于发生Zr层的颈缩、断裂和分离。Nb层内主要为位错胞状结构, Zr层内为高位错密度晶粒与动态回复晶粒的混合组织。此外,不同初始Zr层厚度的复合板中Nb层的织构演化特征不同:当初始Zr层厚度为1 mm时,Nb表现为强立方取向;当初始Zr层厚度为2 mm时,随着叠轧道次增加,旋转立方取向始终为主导的织构组分。两种复合板中Zr层的织构演化特征一致,即经一道次叠轧后,{0001}基面双峰织构为主要织构组分。随着叠轧道次增加,基面双峰织构略有减弱,同时出现了较弱的{11-20}丝织构。单轴拉伸测试表明,随着叠轧道次增加两种不同Zr层厚度的复合板屈服强度和抗拉强度均逐渐增大,而塑性延伸率呈现先减小后增大的趋势。经三道次叠轧后两种复合板的最大延伸率分别为14.2%和16.5%。叠轧过程中各金属显著的晶粒细化、Zr层内高位错密度晶粒与动态回复晶粒共存的混合组织以及Zr织构的特征演化是贡献于复合板具有高强度和良好塑性的原因。 相似文献
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《轻合金加工技术》2018,(11)
采用粉末热压法制备了纳米SiC质量分数为7. 5%的SiC_p/Mg-9Al复合材料薄板。通过对复合材料进行小压下量的多道次热轧,研究了热轧道次对其显微组织和力学性能的影响。结果表明:随着轧制道次的增加,晶粒尺寸越来越细小; SiC颗粒的分布也变得更加均匀,同时部分SiC颗粒嵌入原始镁颗粒中,硬度较高的SiC颗粒阻碍了相对较软的镁颗粒的移动,使得SiC颗粒-基体界面附近的位错密度增大和SiC颗粒和镁基体之间的结合增强。复合材料的抗拉强度和屈服强度也随着轧制道次的增加而增加,当轧制道次进行到6道次时,总变形量约为50%,获得相对最优的综合力学性能,抗拉强度为292. 5 N/mm2,屈服强度为252 N/mm2,伸长率为3%。复合材料的强度主要取决于晶粒尺寸、SiC颗粒的分布以及增强相和基体的结合程度。 相似文献
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为解决高熔点差多元合金制备方法存在的元素偏析、合金性能受限、制备成本高等问题,提出了高熔点差组元合金的累积叠轧-扩散合金化制备新工艺。采用SEM、EDS、TEM、XRD和万能试验机表征了累积叠轧-扩散合金化Cu-21Ni-5Sn合金的组织和性能,研究了累积叠轧和阶梯式扩散热处理工艺对Cu-21Ni-5Sn合金成分均匀性的影响和机理,并揭示了后续时效制度对Cu-21Ni-5Sn合金性能的影响和机理。结果表明:通过累积叠轧7道次+650 ℃/5 h+1000 ℃/8 h阶梯真空扩散热处理工艺,制备出了元素误差小于5%、成分均匀的Cu-21Ni-5Sn合金。采用累积叠轧实现减薄中间层、缩短扩散距离,增加晶界、位错等原子扩散通道,低熔点Sn元素与Cu、Ni元素在650 ℃形成高熔点(Cu,Ni)3Sn金属间化合物临界层,在1000 ℃高温加速Cu、Ni元素扩散。Cu-21Ni-5Sn合金在40%预冷变形下于470 ℃时效60 min充分调幅分解,基体中析出致密的与基体共格的DO22及L12有序固溶体,与α铜基体之间的取向关系为(-1-1-1 )Cu//(-2-20)DO22,(-200)Cu//(-310)L12。合金抗拉强度达到峰值916 MPa,弹性模量为135.4 GPa,合金导电率达到6.23% IACS。 相似文献
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采用累积叠轧工艺制备了1mm厚的Al-Mn合金板,研究了不同轧制道次下Al-Mn合金板的微观组织和力学性能变化规律,并分析了累积叠轧工艺的作用机理。结果表明,随着累积叠轧道次的增加,Al-Mn合金板中的实际界面数与理论界面数的差距变大,结合程度不断提高;不同累积叠轧道次下Al-Mn合金板的抗拉强度、屈服强度和显微硬度都相对累积叠轧前有所提高,且随着累积叠轧道次的增加,合金板的抗拉强度逐渐增加,而不同叠轧道次下试样的断后伸长率较为接近;累积叠轧试样的衍射峰中心朝着低角度移动,且半峰宽与叠轧前相比有明显减小,而合金局部应变在累积叠轧后有所增加。 相似文献