Ce含量和T6热处理对Al-0.3Fe-0.1Si合金组织与性能的影响北大核心

研究了稀土元素Ce和T6热处理工艺对Al-0.3Fe-0.1Si合金组织和性能的影响。结果表明，添加适量的稀土Ce和T6热处理均可抑制晶粒长大，并有效细化Al-0.3Fe-0.1Si合金的晶粒尺寸。当稀土Ce的加入量为0.2%时，铸态合金的抗拉强度为81.7 MPa，比加入量为0.1%时提高了10.7%。稀土Ce的加入量为0.3%时，T6态合金的电导率为58.13%IACS，比铸态合金提高了2.3%。热处理前后的Al-0.3Fe-0.1Si-0.1Ce合金与Al-0.3Fe-0.1Si-0.3Ce合金的电导率接近。当稀土Ce的加入量为0.1%～0.2%时Al-0.3Fe-0.1Si合金获得较好的综合性能。本研究的结果可为导电Al-0.3Fe-0.1Si合金制备提供理论和试验参考。     

浇注温度对汽车用含锰高强镁合金铸态性能的影响

采用不同的浇注温度对汽车用Mg-8Al-1. 5Mn-0. 3Ce含锰高强镁合金进行了铸造试验,观察了铸造试样的显微组织,测试了其力学性能。结果表明:随浇注温度从630℃提高至730℃,试样的显微组织改善和力学性能均先提高后下降。与630℃相比,采用690℃浇注试样的平均晶粒尺寸减小40%,抗拉强度和屈服强度分别增大18%和22%,伸长率减小12%。Mg-8Al-1. 5Mn-0. 3Ce合金铸件的浇注温度优选为690℃。     

Cu和Ce对Mg-1.5Zn-0.2Mn合金组织和力学性能的影响

本文通过光学显微镜、拉伸试验机对比研究了Ce、Cu元素对Mg-1.5Zn-0.2Mn合金组织和力学性能的影响。研究结果表明,Cu、Ce元素对铸态Mg-1.5Zn-0.2Mn合金晶粒细化效果并不明显,但经350℃热变形后,能显著细化挤压态Mg-1.5Zn-0.2Mn合金的晶粒组织,其中Ce细化晶粒的效果更加明显,而且Ce能够抑制合金的动态再结晶。此外,Cu、Ce元素的添加均能提高Mg-1.5Zn-0.2Mn合金沿ED和TD方向的屈服强度和抗拉强度,其中Ce元素提高幅度更大,Mg-1.5Zn-0.2Mn-0.2Ce合金ED、TD方向屈服强度分别为185 MPa和162 MPa。与此同时,这两种元素还可以改善Mg-1.5Zn-0.2Mn合金板材强度的各向异性,其中Cu元素的改善效果更明显。     

铸造静置温度对Mg-6Al-2Sn铸态镁合金组织及性能的影响

采用不同的静置温度对Mg-6Al-2Sn铸态镁合金进行了试验,并进行了显微组织和力学性能的测试与分析。结果表明:随静置温度从650℃升高至770℃,试样的平均晶粒尺寸先减小后增大,抗拉强度和屈服强度先增大后减小,断后伸长率变化不大;与650℃静置温度处理时相比,710℃静置处理时的Mg-6Al-2Sn铸态镁合金的平均晶粒尺寸减小了55μm(167→112μm),抗拉强度和屈服强度分别增大了35 MPa(173→208MPa)和18 MPa(124→142MPa)。Mg-6Al-2Sn铸态镁合金的静置温度优选为710℃。     

铸态及挤压态Mg-11Li-3Al-xZr合金的组织及性能

通过真空感应熔炼及挤压变形制备了铸态及挤压态的Mg-11Li-3Al-xZr(x=0、0.1)合金,采用OM、XRD、SEM、EDS观察并分析了合金的显微组织,测试了不同状态合金的力学性能。结果表明,Mg-11Li-3Al-xZr合金均含有β-Li、α-Mg、θ-MgLi_2Al、AlLi相,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金中还存在Al_3Zr相。铸态合金晶粒粗大,挤压变形过程中发生动态再结晶使晶粒细化。Zr的添加能明显细化晶粒,尤其在挤压后Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金晶粒尺寸仅为Mg-11Li-3Al合金的1/4左右。铸态时两种合金力学性能相近,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金伸长率略低;挤压变形后两种合金伸长率较高,而且由于加工硬化和细晶强化作用,强度明显提高,Mg-11Li-3Al-0.1Zr合金的强度达到194 MPa,较铸态提高32.8%。     

锻造与轧制对Ti-43Al-9V-0．3Y合金显微组织和力学性能的影响

铸态Ti-43Al-9V-0.3Y合金由γ相及少量α2,B2和YAl2相组成,为细小的近层片组织,晶粒(层片团)尺寸约为80 μm,层片体积分数约为85%;锻态合金由大量细小的动态再结晶等轴γ晶粒组成,组织细化显著,γ再结晶晶粒尺寸约为1-5 μm;轧态合金为细小近,γ组织,γ品粒尺寸约为20 μm,尺寸细小的B2相呈网络状分布在γ晶粒周围.铸态合金在室温下的拉伸断裂强度约为510.6 MPa,延伸率约为0.5%;在700℃下的拉伸断裂强度约为425.8 MPa,延伸率约为5.7%.锻造和轧制后的Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能均得到了明显改善.     

Microstructure-tensile properties-processing technology relationships of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

铸态Ti-43Al-9V-0.3Y合金由γ相及少量α2, B2和YA2相组成, 为细小的近层片组织, 晶粒(层片团)尺 寸约为80 um, 层片体积分数约为85　%; 锻态合金由大量细小的动态再结晶等 轴γ晶粒组成, 组织细化显著, γ再 结晶晶粒尺寸约为1-5 um; 轧态合金为细小近γ组织, γ晶粒尺寸约为20um, 尺寸细小的B2相呈网络状分布在γ晶粒周围. 铸态合金在室温下的拉伸断裂强度约为510.6 MPa, 延伸率约为0.5%; 在700 ℃下的拉伸断裂强度约为425.8 MPa, 延伸率约为5.7%. 锻造和轧制后的Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能均得到了明显改善.     

含钪铝锌镁合金铸锭和均匀化显微组织研究

采用金相显微镜、差示扫描量热仪、扫描电镜及其能谱仪研究了Al-5.4Zn-2.0Mg-0.3Mn-0.25Cu-0.1Zr和Al-5.4Zn-2.0Mg-0.3Mn-0.35Cu-0.1Zr-0.25Sc两种合金的铸态及均匀化态显微组织演变与成分分布.结果表明:铸态组织以典型的枝晶结构存在,由过饱和的α-Al固溶体和α-Al+η-MgZn2的非平衡共晶相组成;铸态合金在470℃保温24 h,非平衡共晶相消失,合金枝晶偏析消除.确定合金铸锭的理想均匀化工艺参数为470℃×24 h.     

Mg-5Gd-1Mn-0.3Sc合金铸态的显微组织及其异常热处理行为

研究了Mg-5Gd-1Mn-0.3Sc合金铸态显微组织及在520 ℃固溶处理不同时间后的组织结构演变行为.结果表明,合金铸态组织表现为粗大的枝晶结构,晶界上或枝晶之间都分布着大量的富溶质相,其中相当数量的GdMg3相在非平衡凝固过程中生成,而在固溶处理中并未消除.合金经520 ℃不同时间固溶处理,晶粒尺寸变化异常.固溶14 h后晶粒尺寸减小到铸态的1/3,继续延长固溶时间,晶粒尺寸重新变大.因此控制固溶温度和时间,可获得试验合金晶粒细化的效果.     

Mg-1Er-1Nd-xY(x=0、0.3、1wt%)-0.6Zr合金的显微组织和力学性能

采用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、热分析法(DTA)以及拉伸力学试验等方法,研究了Mg-1Er-1Nd-x Y(x=0、0.3、1,wt%)-0.6Zr合金在铸态和挤压态时的组织和力学性能。结果表明:三种铸造合金的组织都是由α-Mg和形状各异的Mg-RE(Er、Nd、Y)化合物组成。Mg-1Er-1Nd-0.3Y-0.6Zr合金的晶粒尺寸为50μm。挤压后Mg-1Er-1Nd-0.3Y-0.6Zr合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为210.77 MPa、82.15 MPa和35%,相比铸态时分别提高了30%、5%和250%。     

胫骨生物陶瓷复合材料的微结构增韧机理

扫描电镜观察显示胫骨是一种由羟基磷灰石和胶原蛋白组成的自然生物陶瓷复合材料.羟基磷灰石具有层状的微结构并且平行于骨的表面排列.观察也显示这些羟基磷灰石层又是由许多羟基磷灰石片所组成,这些羟基磷灰石片具有长而薄的形状,也以平行的方式整齐排列.基于在胫骨中观察到的羟基磷灰石片的微结构特征,通过微结构模型分析及实验,研究了羟基磷灰石片平行排列微结构的最大拔出能.结果表明,羟基磷灰石片长而薄的形状以及平行排列方式增加了其最大拔出能,进而提高了骨的断裂韧性.     

面向零件形状的计算机图形库的开发

论述了CAD技术中参数化设计的三种建模方法，重点介绍了基于特征的参数化建模原理。在此基础上，分析机械设计中的机构结构，归纳出其零件的几何特征构成。设计了机构CAD图形库，并提出了该图形库生成步骤和人机交互界面。     

FeCrAIW电弧喷涂层组织的致密化研究

采用激光辐照对FeCrAlW电弧喷涂层的组织进行致密化处理,借助扫描电镜和X衍射对涂层的组织进行了分析.测试了涂层的显微硬度.结果表明:涂层组织致密度提高,孔隙率明显降低.随着激光扫描速度的增加,涂层的显微硬度降低.在较低的扫描速度下,涂层与基体之间形成互熔区,涂层与基体之间产生良好的冶金结合.     

钢材打捆机控制系统智能化技术的研究

钢材打捆机是一种用于轧钢精整工艺的新型自动化设备，其控制系统基于SiemensS7 PLC和TP7触摸屏。系统的智能化技术主要包括：液压高低压自动控制、在线监视、离线故障检测、多台设备协同工作、可视化人机交互技术。本文描述了这些技术的原理与实现方法。     

Ab-initio calculation of enthalpies of formation of intermetallic compounds and enthalpies of mixing of solid solutions

A large number of ab-initio calculations of energies of formation of intermetallic compounds have been performed in the last 15 years. The currently used methods are listed. The paper presents a review of the aluminium based compounds which have been studied. Comparisons of calculated and experimental enthalpies of formation are provided for aluminim-3d and-4d transition metal alloys at equiatomic composition. The modelling of the enthalpies of mixing of solid solutions based on a given lattice is described.     

Features of formation of the structure in production of blanks of disks of heat-resistant nickel alloys

Conclusions To provide a high level of mechanical properties in wrought blanks of cast ÉP741NP and ÉP962 alloys it is necessary to form controlled structures. A necklace-type structure formed in homogenizing isostatic treatment, subsequent thermomechanical working including alternation of the operations of deformation in the (+)-area and recrystallization anneals, and final heat treatment is preferable. The temperature conditions of all stages of thermomechanical working are strictly controlled, especially the final operation of deformation and heating for hardening. To eliminate hardening cracks and distortions it is necessary to use molten salts at t=600°C as quenchants. The use of multiple production operations makes it possible to significantly reduce the structural inhomogeneity related to inhertance of the original dendritic structure. However, the structure of the final semifinished product is nevertheless characterized by a difference in occurrence of the processes of polygonization and recrystallization between the former dendritic cells and the interdendritic spaces in deformation and heat treatment.To obtain structurally homogeneous blanks for gas turbine engine parts it is necessary to use basically new methods of remelting such as vacuum double electrode remelting and electron beam remelting with an intermediate vessel.Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 12, pp. 25–29, December, 1991.