铈对Cu-Zr合金热变形激活能和性能的影响

在Gleeble-1500D热模拟机上对Cu-1%Zr和Cu-1%Zr-0.15%Ce两种合金在变形温度分别为550,650,750,850和900℃,应变速率分别为0.001,0.010,0.100,1.000和10.000 s~(-1)条件下进行等温热压缩实验,分析了Ce对Cu-1%Zr合金热变形激活能的影响。通过透射电子显微镜,研究了合金在时效过程中的析出相和位错组态。结果表明:Cu-1%Zr和Cu-1%Zr-0.15%Ce两种合金具有相似的热压缩变形特征。高Zr和微量Ce的添加使Cu-Zr合金的热变形激活能显著提高。与Cu-1%Zr合金相比,添加0.15%Ce使合金的热变形激活能提高了约34%。添加Ce,使导电率下降了约5%IACS,显微硬度略有提高。通过导电率的变化,计算出时效过程中析出相体积分数,求得550℃时合金的析出动力学方程和导电率方程。     

Cu-0.8Mg-0.15Ce合金热变形行为与机制研究

通过Gleeble-1500D热模拟试验机,进行了Cu-0.8Mg-0.15Ce合金的等温压缩试验,变形温度范围为500～850℃,变形速率范围为0.001～10 s~(-1)。研究了不同条件下流变应力的变化规律、合金的热加工图以及合金变形机制,分析了变形温度、变形速率和流变应力之间的关系。结果表明:合金在热变形过程中,其真应力-真应变曲线表现出明显的加工硬化、动态回复和再结晶特点,随着变形温度的升高和变形速率的降低,其流变应力和峰值应力不断降低;可用双曲正弦本构关系来描述热变形过程中的流变应力,计算出合金热变形过程中的激活能为Q=281.47 kJ·mol~(-1),在此基础上构建了该合金的本构方程;合金在热变形过程中的最优加工参数为:变形温度800～850℃,变形速率0.001～0.1 s~(-1)。     

Cu-0.4Zr-0.15Ce合金热压缩力学行为及热加工图

Cu-0.4Zr-0.15Ce合金在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行高温等温压缩试验以探讨其在高温热压缩过程中的变形行为,变形温度和应变速率分别为550~900℃和0.001~10 s-1。结果表明:合金的流变应力随变形温度的升高而减小、随应变速率的提高而增大,在热压缩过程中发生了动态回复和再结晶。根据动态材料模型绘制该合金的热加工图并加以分析,结合微观组织演变规律,可确定该合金热变形过程的最佳工艺参数为:变形温度800~900℃,应变速率范围0.001~0.1 s-1。     

Mg-Gd-Sc-Mn耐热镁合金的热变形行为

采用GLEEBLE-1500热模拟机对Mg-10．2Gd-0．8Se-1．7Mn合金在温度为573～773K、应变速率为0．001～1s^-1、最大变形程度为60％的条件下,进行高温压缩模拟实验研究。分析了合金流变应力和应变速率及变形温度之间的关系,计算了高温变形时的变形激活能和应力指数,为选择这种合金的热变形加工条件提供实验依据。采用金相显微镜分析了合金在不同温度下压缩变形的组织演变。结果表明：合金的稳态流变应力随应变速率的增大而增大,在恒定应变速率的条件下,合金的真应力随温度的升高而降低;合金的变形激活能随着变形温度的升高而增大,特别是在723K时迅速增大。合金在变形过程中发生了不同程度的动态再结晶,变形温度和变形速率对合金再结晶组织有明显的影响。根据实验分析,合金的热加工宜在673～723K范围内进行。     

含稀土高镁铝合金热变形行为研究

将不同Ce含量的Al-8Mg-0.5Mn合金在Gleeble 3500热力模拟机上以50%变形量进行单道次压缩,变形温度为350,400,450℃,变形速率为0.1,1.0,5.0 s~(-1)。通过应力-应变曲线分析,得到不含Ce及含0.01%Ce,1.5%Ce的Al-8Mg-0.5Mn合金热变形本构方程。Al-8Mg-0.5Mn合金不含Ce时,热变形激活能为168.4 kJ·mol~(-1);含0.01%Ce时,激活能为154.2 kJ·mol~(-1);含1.5%Ce时,激活能为191.6 kJ·mol~(-1)。表明含0.01%Ce可以降低高镁铝合金的热激活能,使合金的热塑性增加,变形抗力降低;Ce含量较高,如达到1.5%时,合金的热激活能将增加,变形抗力增大。     

Mg-9Gd-2Nd-0.8Al合金热压缩行为及热加工图

采用光学显微镜、扫描电镜研究了铸态和均匀化态的Mg-9Gd-2Nd-0.8Al合金的显微组织,然后用Gleeble-1500D热模拟试验机对均匀化态合金在变形温度350～500℃,应变速率0.003～1 s^-1条件下进行了热压缩实验,计算了合金的变形激活能,构建并分析了合金的本构方程和热加工图。结果表明：铸态Mg-9Gd-2Nd-0.8Al合金主要由α-Mg基体和Mg₅Gd,Mg₄₁Nd₅,Al₂RE相组成,经均匀化处理后(510℃×12 h),Mg₅Gd和Mg₄₁Nd₅相基本溶解,Al₂RE相保持稳定。均匀化态合金的流变应力曲线表现出动态再结晶的特征,其流变应力和峰值应力随温度的升高或应变速率的降低而显著降低,合金的变形激活能为185.836 kJ·mol^-1。合金在本实验的变形条件范围内存在两个失稳区：变形温度350～375℃,应变速率0.003～0.012 s     

铈对IF钢热变形行为的影响

利用Gleeble-1500D热模拟试验机对Ce微合金化IF钢在变形温度790~950℃,应变速率0.1~5 s-1,变形量50%条件下进行了单道次压缩试验,研究了变形条件对试验钢热变形行为的影响,结合热模拟组织金相分析及双曲正弦本构方程、动态再结晶动力学方程分析了钢中Ce含量对IF钢动态再结晶行为的影响。结果表明:随着变形温度的降低和应变速率的增加,试验钢的变形抗力增大;添加Ce后,试验钢的热变形激活能增大,由122.92 kJ·mol-1增加到182.75 kJ·mol-1;Avrami方程指数kd由3.796减小到3.377,动态再结晶分数Xd也相应减小,动态再结晶被抑制,并随着钢中Ce含量的增加,抑制作用越显著。     

稀土微合金元素对U71 Mn,REⅡ重轨钢动态再结晶的影响

采用Gleeble-1500D热模拟实验机.研究了不同变形条件下U71 Mn,REⅡ重轨钢动态再结晶行为及微合金元素RE对其的影响.实验结果表明:变形温度越高,变形速率越低,动态再结晶越容易发生;由于微合金元素RE的作用,使REⅡ的动态再结晶开始时间延长,变形奥氏体的动态再结晶的名义激活能提高,对奥氏体的动态再结晶起到抑制作用.     

稀土重轨钢的静态再结晶研究

通过Gleeble-1500D型热模拟机对REⅡ稀土重轨钢进行应变速率为5 s-1、变形量均为25%的双道次热压缩模拟试验,分别测定820,850,880,1000℃下的真应力-真应变曲线,采用后插法计算奥氏体等温变形后道次间隙时间1～1200 s内的软化率,研究REⅡ稀土重轨钢的静态再结晶规律。结果显示:当变形温度为>1000℃时,REⅡ重轨钢完成静态再结晶弛豫时间<90 s;当变形温度<820℃时,静态再结晶很难进行,即使弛豫时间延长至1000 s,再结晶百分数也只有38.8%;当变形温度为850和880℃时,再结晶过程会出现析出现象,对抑制静态再结晶的进行有影响,导致软化率曲线上出现了平台。     

Mg-10Gd-2Y-0.6Zr合金热压缩变形与其微观组织

采用热压缩模拟试验,对Mg-10Gd-2Y-0.6Zr镁合金在350～450℃,变形程度为40%,变形速率在0.001～0.5s-1条件下的热压缩变形规律进行了研究,对变形后的微观组织进行了金相分析,对显微组织中的第二相进行了扫描能谱成分分析,对变形后试样的硬度进行了测试,根据热加工动态回复再结晶的特点和稀土合金相的作用,分析了该合金的微观组织结构和变形行为.结果表明:热压缩变形温度和速率对合金硬度值总的影响不大,但在相同温度下,有速率越大硬度越大的趋势;该合金在350℃,400℃时变形速率为0.1 s-1时晶粒异常粗大,在400℃变形速率大于0.5 s-1或变形温度450℃,变形速率为O.1 s -1下进行热压缩,该合金可以得到组织结构均匀和热塑性成型良好的匹配.     

聚对苯二甲酸乙二酯非晶态膜片单轴热——拉伸中的结晶与松弛

用动态力学损耗温度谱作为测试手段,研究了非晶态PET膜片在78—112℃温度范围内的单轴拉伸。实验结果说明,在较低温度下所得结晶的拉伸试样,完全由于应变诱发结晶,发生在应力-应变曲线的屈服后应力开始上升的阶段。在较高温度下(90℃或更高)拉伸可得非晶态而且光学各向同性的试样,是由于分子链的小尺度取向在拉伸过程中已完全热松弛所致,而分子链的大尺度取向要通过高弹态流动而松弛,其速率较慢,用拉伸后试样两端固定时的应力松弛进行了观察。在较低温度下应力松弛后仍为非晶态,在较高温度下应力松弛到起始应力的1O％下才开始结晶。FTIR研究表明在这种状态下的结晶有一结晶诱导期,其时间尺度与应力松弛阶段相当。     

纳米Pd粉的热稳定性研究

采用化学液相合成法制备了纳米Pd,热稳定性研究表明,温度在773～523K内,样品的平均粒径d与退火温度T之间服从Arrhenius关系,且平均粒径与退火时间t之间满足经验公式d=ktn。纳米Pd的热稳定范围T≤250℃。计算得到纳米Pd颗粒生长的表观激活能为0.15eV,远比纳米复合材料的生长激活能小（约为1eV）。故纳米Pd颗粒-极易长大,热稳定范围非常窄。     

CSP工艺条件下稀土对低碳结构钢热轧过程中再结晶行为的影响

为研究稀土在CSP连续轧制过程中对低碳结构钢再结晶行为影响,采用Gleeble-1500热模拟机,对加稀土和未加稀土的低碳结构钢进行了单道次、双道次热压缩实验,并且对加稀土和未加稀土的低碳结构钢进行CSP工艺的模拟,比较金相照片及真应力-应变曲线。实验结果表明:稀土提高了低碳结构钢的动态再结晶临界应变εD,在一定温度下降低静态软化率;并且在CSP热轧过程中采用加入稀土的方法,最终获得较未加稀土试样更为细小的晶粒组织。     

钪对Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金力学性能的影响

通过进行拉伸实验和低周疲劳实验以及利用扫描电子显微镜(SEM)进行观察与分析,研究了Sc对T6态轧制变形Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金力学性能的影响。拉伸实验结果表明:Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr-0.2Sc合金的抗拉强度、屈服强度和断裂伸长率均高于Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr合金。低周疲劳实验结果表明:Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr(-0.2Sc)合金在0.4%～0.8%的外加总应变幅加载下均表现为循环稳定; Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr(-0.2Sc)合金的塑性应变幅和弹性应变幅与载荷反向周次之间均呈线性关系,并分别服从Coffin-Manson和Basquin公式; Al-6.5Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.2Ce-0.1Zr(-0.2Sc)合金的疲劳裂纹均以穿晶方式萌生于疲劳试样的自由表面,并以穿晶方式扩展。     

热变形奥氏体静态再结晶行为的研究

本文利用双道次压缩的方法,在Gleeble1500热模拟实验机上研究了低碳钢SS400在变形间隔时间内奥氏体的软化行为,以便为制定合理的细化晶粒轧制工艺提供实验和理论基础.采用后插法计算了在不同真应变条件下的静态再结晶率.通过双道次压缩测试静态软化动力学实验的表明,实验钢变形后很容易发生静态软化.在真应变为0.4,0.2时,静态再结晶激活能分别是Qrec=189.3,179.2kJ/mol.     

Ti基化学镀Ni-P和Ni-P-Cg镀层晶化动力学

利用化学镀技术在Ti基体材料表面制备了Ni-P合金镀层和Ni-P-Cg复合镀层。利用SEM、XRD和EDS等分析了镀层的晶化过程,用差热分析仪研究了Ni-P合金镀层和复合镀层的晶化动力学,运用Ozawa、Freeman-Carroll、Achar和Coats-Redfern方法对非等温动力学数据进行了分析和比较。结果发现,复合镀层的特征温度T_m和晶化激活能E均高于Ni-P合金镀层,而热焓值｜ΔH｜却低于Ni-P镀层;计算出Ni-P合金镀层和Ni-P-Cg复合镀层晶化激活能分别为308.9 kJ·mol^-1和412.99 kJ·mol^-1、指前因子A分别为58.03 s^-1和77.84 s^-1,确定了Ni-P合金镀层和复合镀层晶化动力学方程。     

Mg65Cu15Ag10Y10非晶合金的晶化动力学

采用DSC方法研究了Mg65Cu15Ag10Y10非晶态合金的晶化动力学. 结果表明, 在连续加热条件下, 随升温速度的加快, 特征温度Tg, Tx, Tp均向高温区移动, 其过冷液相区的宽度也逐渐增加. 利用Kissinger法得出合金的晶化激活能为134.8 kJ·mol-1;用Johnson-Mehl-Avrami方程描述合金的等温晶化过程, 在不同等温温度下计算得出的Avrami指数相差不大, 大约为2.7, 不同等温温度下, 合金的主要晶化过程是三维晶粒长大过程. 在Arrhenius方程的基础上, 得出合金的晶化激活能为206.3 kJ·mol-1, 并得到合金的阶段晶化激活能随晶化体积分数变化的关系曲线.     

锆基非晶质合金在300—500℃空气中之氢化行为研究

本研究探讨锆基块状非晶质材料(Zr-30Cu-10Al-5Ni)在空气中于300-500℃下之氧化行为．结果显示，非晶质合金之腐蚀动力学在300℃表现为直线型规律，350-425℃遵从抛物线型规律且氧化速率随温度上升呈现相对下降的趋势，但500℃时呈现复杂而不规则氧化行为．此外，非晶质合金氧化后生成的氧化物在300℃下皆为正方晶之ZrO2，当温度T≥350℃时，以正方晶结构之ZrO2为主，单斜晶之ZrO2和CuO次之．     

含铈压铸AZ91D镁合金高周疲劳行为

研究了不同Ce添加量对压铸AZ91D合金高周疲劳性能的影响。在应力比R=0.1条件下对不同Ce含量的镁合金进行高周疲劳试验,利用升降法计算合金的疲劳强度。结果表明:随着Ce的添加,AZ91D合金的组织细化,合金中孔隙的数量降低,分布趋于均匀;在循环基数Nf=1×107条件下,合金的室温疲劳强度从96.7 MPa分别提高到106.3 MPa(1%Ce)和105.5 MPa(2%Ce);疲劳裂纹萌生于合金内部的孔隙和夹杂位置,并沿着晶粒边界扩展;合金中添加Ce后,疲劳裂纹扩展区出现疲劳条纹,疲劳断口呈现出准解理和韧窝断裂的混合特征。     

扫描电镜定量研究Zn-5%Al-0.05%Mg合金的超塑变形机制

用扫描电子显微术研究了微细晶粒的Zn-5%Al-0.05%Mg合金在290℃时于lgσ-igε图中的Ⅱ区或Ⅲ区内拉伸后界面滑动、晶内滑移和扩散蠕变对试样总应变量的分别贡献,获得结果如下:(1)在超塑变形的Ⅱ区内以初始应变速率1.1×10~(-3)S~(-1)拉伸到伸长14%的试样,ε_(bs)/ε_t、ε_(slip)/ε_t和ε_(dIff)/ε_t分别为72.5%、19.8%和7.7%;(2)在非超塑变形的Ⅲ区内以初始应变速率1.1×10~(-1)S~(-1)拉伸到伸长25%的试样,ε_(bs)/ε_t、ε_(slip)/ε_t、和ε_(diff)/ε_t分别为35.8%、48%和16.2%,(3)Zn/Zn晶界的滑动量大于Zn/Al相界的滑动量。