铁基粉末齿环材料的制备

采用高能球磨法制备Fe-2Mn-2Cu-Mo-C-P粉末．研究了粉末形态的变化规律，以及压坯密度、烧结密度与球磨时间的关系．结果表明，球磨8h的粉末经压制烧结，材料密度为7．21g／cm^3。退火后Hv5值为230-240。该材料具有良好的热塑性及硬度，适合粉末热锻法生产齿环．     

铜铝复合板导电特性的研究

采用数值积分法,分析了在不同电流频率和铜层面积比条件下铜层分布对铜-铝-铜复合板导电特性的影响。当复合导体的断面尺寸和铜层面积一定时,铜层位于窄边时复合板的电阻增大系数小于铜层位于宽边的复合板;随电流频率的增大,这两种复合板的电阻增大系数之差值先逐渐增大而后基本不变;随铜层面积比的增加,铜层位于宽边时复合导体的电阻增大系数呈线性增长,而铜层位于窄边时复合导体的电阻增大系数先逐步减小而后快速增长。     

碳化钒有序-无序相变的热力学研究

本文分析了碳化钒由无序相转变为有序相转变的热力学问题,建立了基于碳化钒中不同类型键相互作用与熵值和自由能的函数关系,求解了碳化钒由无序相转变为有序相转变后碳原子和空位的有序度,结合粉末的DSC的测定曲线和XRD衍射分析表明:在T=1 515 K时,碳化钒粉末存在有序-无序相变,其具有一阶相变特征,有序度将由0.23突变为0。     

变形量对铜包铝复合扁线轧制变形的数值模拟与实验研究

采用刚塑性有限元法,研究了变形量对铜包铝复合棒材由圆断面到扁平断面的轧制变形行为的影响,并对模拟结果进行了实验验证。结果表明:铜包铝棒材平辊轧制的宽展率和延伸率与压下率之间存在较为明显的线性关系;随压下率的增加,宽展指数先增大后减小,在压下率为40%时达到最大,为1.9;在后续轧制道次中,扁形断面铜包铝复合材料的压下率对轧制延伸变形的影响比宽展变形更显著;有限元计算结果与实验结果具有较好的一致性。     

铜包铝扁排平辊轧制成形的实验研究

本文对水平连铸直接复合铜包铝棒坯的平辊轧制变形行为进行了实验研究。研究结果表明：铜包铝棒坯平辊轧制时,宽展率与压下率之间存在着明显的线性关系,压下率对第一道次轧制时的宽展影响更显著;在压下率小于33.2%时,扁排宽面的宽度小于压下率对应的坯料弦长;而当压下率大于39.6%时,宽面宽度大于对应的坯料弦长;在变形中铜包铝复合过渡层表现出一定的塑性变形能力,在因缩颈而断裂的位置,金属铝被挤入原复合层位置与铜金属形成新的结合;铜层的轴向柱状晶及不均匀变形引起扁排侧表面金属出现条状皱褶;采用较少道次的加工规程,可使铜包铝扁排获得更大的宽展和更好的侧表面质量。     

铜包铝复合棒材平辊轧制宽展变形行为

对铜包铝复合棒材平辊冷轧时的金属流动进行数值模拟和实验研究.结果表明:由圆断面至扁断面的第一道次平辊轧制中侧边以变形宽展为主;在后续道次的平辊轧制过程中,滑动宽展的影响增大,侧边变形宽展的影响减小;当压下率为13.3%～26.7%时,摩擦因数对铜包铝棒材宽展率的影响较小,而当压下率大于33.3%时,摩擦因数对宽展的影响增大;铜包铝复合棒材的最大轧制压力在轧制入口端,断面上存在一条"X"状的等效应变带.实验结果与有限元分析结果具有良好的一致性.采用合适的轧制工艺,可获得铜包覆层分布均匀、铜铝复合界面无裂纹和分层、表面质量好的扁排.     

碳化温度对V_8C_7粉末性能的影响

采用X衍射和透射电镜研究碳化温度对"V_2O_5溶于有机酸→喷雾干燥→真空碳化"制备的V_8C_7粉末性能的影响。结果表明:随碳化温度的增加,V_8C_7粉末的化合碳含量增加,游离碳含量降低;在1 000℃碳化时,粉末有唯一的VC_(1-x)相,而在1100～1200℃碳化时,可得到有序分布的完整V_8C_7相;粉末在1 100℃碳化后,颗粒尺寸为30～50 nm,晶粒尺寸约为30 nm,粉末颗粒为类球形且分散性好;该制备方法可有效降低V_2C_7粉末的碳化温度,获得晶粒细小的V_8C_7粉末。     

铜包铝复合扁线轧制变形行为的数值模拟与实验研究

采用三维刚塑性有限元法,研究铜包铝复合线材由圆断面到扁断面的平辊轧制变形行为及其对主要工艺参数的影响,并对模拟结果进行实验验证.结果表明:铜包铝圆线平辊轧制的宽展率和伸长率与压下率之间存在线性关系;当压下率为17.4%和29.4%时,摩擦因数对铜包铝扁线宽展率的影响很小;当压下率为43%时,随摩擦因数的增加宽展率增大;轧辊直径增大,扁线宽展率呈增大趋势,铜层分布的均匀性提高,但影响较小;在总压下率一定时,采用尽可能少的压下道次可使扁线获得更大的宽展率和更均匀的铜层分布;有限元计算结果与实验结果具有较好的一致性.     

TTT and TTP diagrams for quench sensitivity of Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.2Sc alloy

通过分级淬火技术得到Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.2Sc铝合金的时间-温度-转变（TTT）曲线和时间-温度-性能（TTP）曲线,采用透射电子显微镜（TEM）、差示扫描量热仪（DSC）和X射线衍射（XRD）进行相变分析。结果表明：在一定的温度下延长保温时间会导致试样的电导率增加,硬度降低。显微组织观察表明,随着保温时间的增加,许多大型杆状平衡相η（MgZn2）会在基体中析出并快速生长,导致淬火过程中溶质损失,削弱了随后的时效强化效果。η粒子沉淀析出的主要原因是溶质原子的快速扩散和强大的相变驱动力。淬火敏感温度范围为270～390℃。因此,在淬火敏感温度范围内,需适当提高冷却速度以获得较高的力学性能。其他温度范围内应考虑适当降低冷却速度以控制残余应力。     

Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.2Sc合金淬火性能及TTT和TTP曲线（英文）

通过分级淬火处理得到Al-9.0Zn-2.5Mg-l.5Cu-0.15Zr-0.2Sc铝合金的时间-温度-转变(TTT)曲线和时间-温度-性能(TTP)曲线,采用透射电子显微镜(TEM)、差示扫描量热仪(DSC)和X射线衍射(XRD)对合金进行了相变分析。结果表明:在一定的温度下延长保温时间会导致试样的电导率增加,硬度降低。显微组织观察表明,随着保温时间的增加,许多大型杆状平衡相η(MgZn2)会在基体中析出并快速生长,导致淬火过程中溶质损失,削弱了随后的时效强化效果。η粒子沉淀析出的主要原因是溶质原子的快速扩散和强大的相变驱动力。淬火敏感温度范围为270～390℃。因此,在淬火敏感温度范围内,需适当提高冷却速度以获得较高的力学性能。其他温度范围内应考虑适当降低冷却速度以控制残余应力。