节流阀硬质合金抗氧化性能研究

针对节流阀在冲蚀过程中硬质合金存在氧化现象,对柱塞和笼套硬质合金进行氧化试验,对氧化前后组织进行扫描电镜观察,并对其氧化过程进行热力学以及动力学分析,以揭示氧化现象对硬质合金气体冲蚀所造成的影响。结果表明:两种硬质合金氧化时,会有缺碳相Co_6W_6C以及CO_2和CO气体的生成。两种合金氧化速度都随温度升高而急剧上升,氧化增重曲线近似为直线。柱塞和笼套硬质合金的氧化反应激活能分别为210.281、297.093 kJ/mol,因此笼套硬质合金相比柱塞硬质合金具有更好的抗氧化性。     

硬质合金强度随温度的变化及失效机理的研究

研究了温度对3555和471硬质合金抗弯强度的影响.结果表明,3555和471硬质合金的抗弯强度在室温至300℃的范围内基本保持不变,在300～400℃开始下降,在400～500℃范围内剧烈下降,在500～600℃范围内下降变缓,在600～700℃时,抗弯强度值出现一个平台,比室温时强度降低30%左右.这是由于高温下合金的软化,hcp γ→fcc γ相变,W、C在粘结相中的固溶以及热应力共同作用的结果.3540和3475合金高温下断面的粗糙度降低,孔洞增多,沿晶断裂比例增加.高温下合金表面发生氧化,形成疏松的垂直于表面生长的柱状晶氧化层,3555抗氧化能力比471合金高.     

Cu48Zr45Al7块体非晶合金的晶化行为及热力学性能研究

采用水冷铜模吸铸工艺制备出了片状Cu48Zr45Al7,块体非晶合金.X射线衍射(XRD)表明,样品为完全非晶.利用差示扫描量热分析仪(DSC)在不同的升温速率下连续加热测得该片状非晶合金的热稳定性参数值,均随着升温速率的增加而增加,表明其玻璃转变和晶化行为均存在显著的动力学效应.运用Kissinger法计算出其玻璃转变温度激活能(Eg)、晶化温度激活能(Ex)和峰值温度激活能(Ep)分别为424.7 kJ·mol-1,326.3 kJ·mol-1和297.1kJ·mol-1.从热力学模型角度出发,对该合金的非晶形成能力进行了分析,计算出其混合焓ΔHchem=-25.55 kJ.mol-1和归一化错配熵So/kB=0.78.结果表明,该块体非晶合金具有较强的非晶形成能力(AFA)NI良好的热稳定性.     

Cu48Zr4l7块体非晶合金的晶化行为及热力学性能研究

采用水冷铜模吸铸工艺制备出了片状Cu48Zr45Al7,块体非晶合金.X射线衍射(XRD)表明,样品为完全非晶.利用差示扫描量热分析仪(DSC)在不同的升温速率下连续加热测得该片状非晶合金的热稳定性参数值,均随着升温速率的增加而增加,表明其玻璃转变和晶化行为均存在显著的动力学效应.运用Kissinger法计算出其玻璃转变温度激活能(Eg)、晶化温度激活能(Ex)和峰值温度激活能(Ep)分别为424.7 kJ·mol-1,326.3 kJ·mol-1和297.1kJ·mol-1.从热力学模型角度出发,对该合金的非晶形成能力进行了分析,计算出其混合焓ΔHchem=-25.55 kJ.mol-1和归一化错配熵So/kB=0.78.结果表明,该块体非晶合金具有较强的非晶形成能力(AFA)NI良好的热稳定性.     

初始状态对Ti600钛合金热变形的影响

在Gleeble-1500热模拟试验机上采用等温压缩试验的方法研究了Ti600合金2种状态下的热塑性变形行为,获得了合金在温度为800～1100℃,变形速率为0.001～10s-1范围内的流变应力数据,并计算了合金2种状态条件下的变形激活能Q。结果表明:不同的初始状态对合金的热变形行为有影响,经过热加工处理后的合金变形激活能比铸态条件下的变形激活能高;合金在2种状态下的变形激活能分别为:在(α+β)相区为475和644kJ·mol-1,在β区为101和239kJ·mol-1。在(α+β)相区动态再结晶是合金的主要软化机制,而在β区软化机制则以动态回复为主。     

等轴组织TC21合金高温变形本构模型和热加工图

对等轴组织TC21合金在Gleeble-1500热模拟实验机上进行了等温压缩实验,变形温度为760、800、840、880、920和960℃(α+β相区),应变速率为0.001、0.01、0.1、1和10.0 s-1.结果 表明:TC21合金的流动应力随应变速率降低和变形温度升高而降低;随应变的增加,变形激活能从570 kJ·mol-1减少到410 kJ· mol-1.基于应变补偿的Arrhenius方程建立TC21合金高温变形本构模型,该模型可以精确地预测流动应力随工艺参数的变化.基于动态材料模型建立了TC21合金的热加工图;热加工图中的能量耗散效率和非稳态成形区域随着应变增加而改变.     

具有不同大小片层团的Ti–Al–Nb–W-B–Y合金的等温氧化行为

以Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y (at. %)合金为研究对象,通过热处理获得不同大小片层团的两种全片层显微组织,并在900 ℃空气条件下,进行了100 h的抗氧化性实验。利用OM、SEM、TEM、XRD和EDS对试样的微观结构、相组成及微区成分进行了分析。恒温氧化动力学结果表明：在900 ℃空气条件下,具有两种不同大小全片层组织的TiAl合金,其恒温氧化动力学曲线符合近抛物线规律,且大片层组织合金的抗氧化性能优于小片层组织。氧化100小时后,大片层组织的合金其氧化增重为7.62 g/m₂,小片层次组织的合金的氧化增重为6.45 g/cm₂。对合金截面进行观察后发现,大小片层团两种合金表面氧化物的厚度分别为7μm和5μm。通过对氧化动力学曲线、组织结构、氧化膜结构、氧化表面形貌进行综合分析,表明TiAl合金的片层团大小对其氧化行为具有不可忽视的影响。     

Mg-Gd-Y-Mn耐热镁合金的压缩变形行为研究

采用Gleeble-1500热模拟机对Mg-Gd-Y-Mn稀土镁合金在温度为300～500℃、应变速率为0.001～1.0s-1、最大变形程度为60%的条件下,进行恒应变速率高温压缩模拟实验研究.分析了实验合金高温变形时流变应力与应变速率及变形温度之间的关系以及组织变化,计算了表观激活能及相应的应力指数,为选择这种合金的热变形加工条件提供了实验依据.结果表明:合金的稳态流变应力随应变速率的增大而增大,在恒应变速率条件下,合金的真应力水平随温度的升高而降低;在给定的变形条件下,计算得出的表观激活能和应力指数分别为200kJ·mol-1和5.1.根据实验分析,合金的热加工宜在400～500℃温度范围内进行.     

具有不同大小片层团的Ti-Al-Nb-W-B-Y合金的等温氧化行为（英文）

以Ti-42.5Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y(原子分数,%)合金为研究对象,通过热处理获得不同大小片层团的2种全片层显微组织,并在900℃空气条件下,进行了100 h的抗氧化性实验。利用OM、SEM、TEM、XRD和EDS对试样的微观结构、相组成及微区成分进行了分析。恒温氧化动力学结果表明:在900℃空气条件下,具有2种不同大小全片层组织的Ti Al合金,其恒温氧化动力学曲线符合近抛物线规律,且大片层组织合金的抗氧化性能优于小片层组织。氧化100 h后,大片层组织的合金其氧化增重为6.45 g/m~2,小片层组织的合金的氧化增重为7.62 g/cm~2。对合金截面进行观察后发现,具有大小片层团2种合金表面氧化物的厚度分别为5和7μm。通过对氧化动力学曲线、组织结构、氧化膜结构、氧化表面形貌进行综合分析,2种合金组织结构的不同影响了O元素在基体中的扩散,而扩散速率的不同最终导致2种Ti Al合金表现出不同的氧化行为。     

Co_xCrCuFeMnNi高熵合金的高温氧化性能

采用粉末冶金方法制备了CrCuFeMnNi和CoCrCuFeMnNi两种高熵合金,在800℃下进行大气氧化增重测试,分别采用X射线衍射分析仪和扫描电镜对氧化物相和氧化截面进行了分析,讨论了两种高熵合金的大气氧化行为。结果表明,两种合金的大气氧化动力学曲线近似遵循抛物线规律,氧化初期,各合金的氧化增重较快,随氧化时间增加,各合金的氧化增重趋缓。在快速氧化阶段,CrCuFeMnNi和CoCrCuFeMnNi合金的K_p值分别为6.64×10~(-11)和3.55×10~(-11) g~2·cm~(-4)·s~(-1),在缓慢氧化阶段,二者的K_p值分别为6.05×10~(-12)和2.02×10~(-11) g~2·cm~(-4)·s~(-1),表明不含Co合金的抗氧化性能较好。两种合金的氧化产物主要是Mn_4O_3、Mn_3O_2和Cr_2O_3。不含Co的CrCuFeMnNi合金氧化后在基体与氧化层之间形成一层致密Cr_2O_3膜层,抑制了内层氧化速率,增强了合金的抗氧化性,该合金的氧化机制主要是选择性氧化。