新型无铅压电陶瓷Bi0.5（Na0.82K0.18）0.5TiO3-LiNbO3的研究

采用传统陶瓷制备方法制备了一种新型无铅压电陶瓷材料(1-x)Bi0.5(Na0.82K0.18)0.5TiO3-xLiNbO3(BNKT-LNx).研究了LiNbO3对BNKT-LNx陶瓷晶体结构、显微组织和压电性能的影响.结果表明:在所研究的组成范围内陶瓷材料均能够形成纯钙钛矿固溶体,LiNbO3促进陶瓷品粒生长.陶瓷介电温谱存在两个反常峰,随LiNbO3含量增加低温反常峰向低温移动,εm降低,介电弥散相变特征越明显.在x=0.01时该体系陶瓷压电性能达到最大值:d33=195 pC/N,kp=0.336.     

退火温度对Al-Mg 合金拉伸性能和显微组织的影响

通过硬度、拉伸性能测试和金相组织观察,研究了不同退火温度对含和不合Sc的Al-Mg合金组织和性能的影响.结果表明:添加Sc明显提高了Al-Mg合金的强度,抑制了合金形变组织的再结晶,高温退火后1570合金中仍弥散分布的Al3( Sc,Zr)粒子质点造成其较高的再结晶温度及拉伸性能.     

双重退火对激光增材制造Ti60A合金显微组织和力学性能的影响

对激光增材制造Ti60A高温钛合金进行"Tβ-30"(1020°C/1h/AC+700°C/2h/AC)双重退火和"Tβ-10"(1040°C/1h/AC+700°C/2h/AC)双重退火热处理,对比研究了沉积态、双重退火态的显微组织特征,包括α相体积分数(%)、α相板条宽度(μm)、α相长宽比等的差异,并测试了热处理前后的室温拉伸和高温拉伸性能,讨论了双重退火对合金显微组织及力学性能的影响机理。结果表明:"Tβ-10"双重退火态的拉伸强度较高,室温塑性最高,具有优于激光沉积态和"Tβ-30"双重退火态合金的综合性能。研究结果为优化高温钛合金的综合力学性能和提高航天器钛合金构件综合力学性能提供了参考。     

AZ91镁合金搅拌摩擦加工后的组织与性能

采用400rpm-100mm/min,800rpm-100mm/min,800rpm-200mm/min三种工艺参数对铸态AZ91镁合金进行搅拌摩擦加工(FSP)处理,并对合金加工前后的显微组织和拉伸性能及微观断裂机制进行分析。结果表明,经800rpm-100mm/min工艺FSP处理后,合金的显微组织明显细化,延伸率和抗拉强度显著提高,综合拉伸性能最好,且拉伸断口主要表现为韧性断裂的特征。这主要是由于在FSP过程中合金发生动态再结晶,使合金晶粒显著细化及粗大β相的溶解和破碎所致。     

Zn对2195铝锂合金显微组织和拉伸性能的影响

研究了Zn对2195铝锂合金在不同热处理状态(T8,T6)下的显微组织和拉伸性能的影响.通过拉伸性能测试及透射电镜、扫描电镜观察分析表明,Zn的存在明显促进了T1相的析出和弥散分布,而且有球形颗粒状含Zn相析出,从而使合金强度提高,但Zn的加入并不改变2195合金的断裂机制,且使合金塑性略有下降.     

电子束区熔定向凝固Nb基高温合金的组织和性能

研究了Nb-Si-Ti-Hf-Cr-Al-B-Y合金在电子束区熔炉上的定向凝固组织、室温断裂韧性和高温瞬时拉伸性能.合金的组织主要由Nb基固溶体(Nbss)、α-(Nb)5Si3和(Nb)3Si相组成.定向凝固后,初生Nbss枝晶以及Nbss α-(Nb)5Si3/(Nb)3Si层片状或棒状共晶团均沿着试棒轴线定向排列.当电子枪移动速率R=2.4 mm/min时,定向效果最好.定向凝固使合金在1250℃的拉伸强度及室温断裂韧性均显著提高.R=2.4 mm/min试棒的抗拉强度最高,达85.0 MPa,同时其室温断裂韧性也达到19.4 MPa·m1/2.     

钙钛矿型La_(1-x)Ba_xMnO_3(0≤x≤0.5)的红外发射率和微波吸收性能

通过溶胶凝胶法制备钙钛矿结构的La_(1-x)Ba_xMnO_3(0≤x≤0.5),利用X射线衍射、四探针电阻测量仪、红外发射率测试仪、矢量网络分析仪分别研究Ba~(2+)掺杂对镧锰氧化物晶体结构、电阻率、红外发射率和微波吸收性能的影响。研究结果表明:当Ba~(2+)掺杂浓度比较低时,掺杂的元素几乎不改变镧锰氧化物的晶体结构;当掺杂浓度增加时,晶格畸变开始增大;样品红外发射率随Ba~(2+)离子掺杂浓度的增大先降低后缓慢增加,与电阻率的变化保持一致;Ba~(2+)离子可以对样品在2~18 GHz微波吸收性能进行调控,当掺杂浓度x=0.3时,样品的吸收效果最佳;在频率为10.8 GHz时,最低反射率为-32 d B;掺杂合适元素的镧锰氧化物材料有可能应用在红外/雷达兼容隐身领域。     

铝青铜 QAl 10—3—1.5合金超塑性变形的研究

铝青铜 QAl 10-3-1.5合金经超细化预处理工艺后,在830℃以初始应变速率(?)=1.67×10~(-3)s(-1)拉伸,得最高延伸率823%,流动应力23.67MPa。合金在拉伸变形时,其组织由α β δ三相构成;α相较硬,晶粒始终保持微细等轴状,其等轴比在1.01～1.36范围内。显微组织参数恰是微细晶粒超塑性所要求的组织条件。试样的断裂是由于在变形后期,因空洞长大连接所致。     

微量钪对Al-Zn-Mg-Zr焊接接头组织性能的影响

采用铸锭冶金法制备了 Al-6.0Zn-2.0Mg-0.12Zr 和 Al- 6.0Zn - 2.0Mg - 0.2Sc - 0.12Zr 两种合金板材,以 Al-Mg-Sc-Zr焊丝为焊接填充材料,对3 mm厚的上述两种合金板材进行氩弧焊接,之后对两种接头的显微组织和力学性能进行对比研究.结果表明:第一,微量Sc可以显著提高Al-Zn-Mg-Zr合金基材的拉伸性能,基材强度的提高来源于晶粒细化强化、Al3(Sc,Zr)粒子的析出强化和Al3(Sc,Zr)粒子引起的亚结构强化;第二,焊接过程中,不含 Sc 的合金焊接接头热影响区内η相(MgZn2)粒子和晶粒明显粗化,含 Sc的合金焊接接头热影响区内η相(MsZn2)粒子也明显粗化,但晶粒大小没有明显变化,由于Al3(Sc、Zr)粒子稳定性高,不容易粗化和团聚,对位错和亚晶界仍然起钉扎作用,热影响区仍然保持未再结晶组织,过时效软化现象相对于传统的铝镁合金来说不是很严重;第三,微量 Sc 可以明显提高 Al-Zn-Mg-Zr 合金焊接接头的强度,与不加 Sc 的合金焊接接头相比,添加Sc的合金拉伸强度从395 MPa提高到447 MPa,强度系数从 0.7 提高到0.8.强度的提高主要来源于晶粒细化强化、Al3(Sc,Zr)粒子的析出强化和由于Al3(Sc,Zr)粒子的高稳定性导致的的抗热循环软化能力的提高.     

微量Sc和Zr对Al-Mg-Mn合金组织和性能的影响

研究了添加微量Sc和Zr对系列Al-Mg-Mn合金显微组织和拉伸性能的影响。结果表明：微量Sc和Zr添加到Al-Mg-Mn合金中，热轧态合金的拉伸强度和屈服强度分别提高了75MPa-90MPa和90MPa-94MPa；经冷轧后340℃／1h稳定化退火，合金拉伸强度和屈服强度分别增加了85MPa-95MPa和90MPa。100MPa，而延伸率仍保持在11％-12％；并能显著细化合金的铸态晶粒，强烈抑制合金的热轧态和板材冷轧后退火过程中的再结晶，晶粒组织成纤维状；使合金强化的机制为晶粒细化强化、亚结构强化和铝钪锆化合物粒子引起的析出强化。     

镍铬硼硅耐磨涂层重熔工艺研究

采用金相和能谱分析方法,对镍铬硼硅耐磨涂层显微组织和重熔后的涂层性能进行了分析,确定了该涂层重熔工艺参数.结果表明:采用等离子喷涂方法制备的镍铬硼硅耐磨涂层达到了某进口原件涂层的性能要求.     

热等静压温度对K447A高温合金显微组织及性能的影响

研究了热等静压温度对K447A合金显微组织及性能的影响。测试了合金的持久性能和室温拉伸性能。利用金相显微镜(OM)和扫描电镜(SUM)观察了合金显微组织。结果表明,1185～1210℃/180MPa/4h(+1185℃/2h,AC+1100℃/4h,AC+870℃/20h,AC)下,随热等静压温度的提高,合金中显微疏松逐步闭合,碳化物逐步细化和球化;γ-γ’共晶相尺寸和数量逐步减小,共晶特征趋于不明显;晶界呈不连续颗粒状;存在大、小两种尺寸的γ’相。经1185～1210℃HIP处理的合金980℃/200MPa持久性能大幅提高;经1195℃HIP的合金760℃/724MPa持久性能达到最高。经1210℃HIP处理的合金980℃/200MPa持久性能达到最高。180MPa/4h条件下,K447A合金合适的热等静压温度为1185～1210℃。     

Ti-Al-V-Zr合金的团簇式设计及铸态组织和力学性能

Ti-6Al-4V是目前应用最广泛的钛合金，但其铸态强塑性不足。本研究设计思想基于Ti-6Al-4V合金双团簇成分式α-{[Al-Ti₁₂](AlTi₂)}₁₂+β-{[Al-Ti₁₄](V₂Ti)}₅：首先通过改变β相团簇式个数为2，使合金成分偏向α-Ti，其次增加β相团簇式中V原子个数至3，提高了β-Ti结构单元稳定性，然后用不同个数Zr(x=1、2、3、5)替代β相团簇式中Ti，最后得到了团簇式α-{[Al-Ti₁₂](AlTi2)}₁₅-β-{[AlTi_14-x Zr_x]V₃)}₂，设计了Ti-(6.64～6.82)Al-(2.42～2.35)V-(1.44～7.02)Zr (质量分数/%)合金，采用非自耗真空电弧炉熔炼制备合金铸锭，并用真空铜模吸铸成合金棒材，进而对不同合金样品进行显微组织表征和拉伸测试。结果表明：合...     

2195铝锂合金搅拌摩擦焊接头组织及性能

为了研究搅拌摩擦焊(FSW)对2195铝锂合金组织及性能的影响,对5mm薄板进行了不同工艺参数的搅拌摩擦焊接。显微组织分析及力学测试结果表明:合金经FSW后,接头组织由焊核区、热机影响区、热影响区三个明显不同的区域组成。当焊速不变,搅拌头转速ω在700~1300r/min之间变化时,接头抗拉强度随转速ω增大而降低;搅拌头转速不变,焊速υ在60~140mm.min-1之间变化时,接头抗拉强度随焊速υ增大而提高。当υ=140mm.min-1,ω=1000r/min时,焊接接头强度系数达到73%。焊后接头显微硬度发生了较大程度的软化。     

Sc和Zr复合微合金化在Al—Mg合金中的存在形式与作用

研究了微量Sc和Zr复合合金化对Al Mg合金显微组织与拉伸性能的影响。结果表明 :Sc和Zr复合微合金化可显著提高Al Mg合金的强度。Al Mg Sc Zr合金凝固过程中形成的初生Al3 (Sc ,Zr)复合粒子具有极强的晶粒细化作用 ,次生Al3 (Sc,Zr)质点与Al Mg Sc合金中次生Al3 Sc质点相比析出密度大大增加、分布更加均匀弥散、抑制再结晶的能力更为强烈。Sc和Zr复合微合金化大大促进了微量Sc在Al Mg合金中的强化作用。由于Zr的价格比Sc便宜很多 ,采用Sc和Zr复合微合金化可减少铝合金中Sc的加入量 ,从而降低合金的成本。     

热处理制度对1Cr16CO5Ni2Mo1WVNbN钢组织和性能的影响

通过试验研究了不同热处理制度对1Cr16CO5Ni2Mo1WVNbN钢的金相组织、室温拉伸、冲击性能的影响。得出结论：随淬火温度升高,回火温度降低,合金的室温冲击韧性降低,而室温拉伸强度略有升高;淬火介质对室温力学性能以及金相显微组织的影响不明显;淬火保温时间和回火保温时间对合金的室温冲击韧性和室温拉伸性能影响不大。因此合金的最佳热处理工艺参数为：1100oC×90min,油冷＋680℃×3h,空冷。     

热模锻造对Ti-24Al-15Nb-1.5Mo/TC4双合金界面连接强度与组织的影响

研究热模锻造经真空电子束焊接的Ti-24Al-15Nb-1.5Mo与TC4双合金焊缝界面的显微硬度变化、合金元素扩散趋势、显微组织特征和拉伸性能。结果表明,焊后未经任何处理的的试样焊缝边界处Al和Nb含量有突变;经700℃保温12h,AC(空冷)的焊接件焊缝区显微硬度最高,HV0.98平均值达3780MPa;经热模锻造和热处理后,合金元素扩散充分,显微组织均匀,显微硬度均匀。焊接接头拉伸试验表明,经38%变形,1020℃锻造,700℃保温12h,AC处理的试样,高倍组织为双态组织,拉伸性能最好,室温延展率达16.5%,断面收缩率达44.5%。     

Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金热变形行为及其加工图

采用Gleebe-1500D热压缩模拟试验机在变形温度350~500℃、应变速率0.001~5s-1的条件下对Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金进行热压缩实验,研究该合金在热塑性变形下的流变应力行为及其热加工特性,研究结果表明:Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金为正应变速率敏感材料;该合金可用Znenr-Hollomon参数双曲正弦形式来描述高温塑性变形时的流变应力行为;合金平均热变形激活能Q为308.61k J/mol。基于动态材料模型(DMM)建立了Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金的热加工图,并结合热加工图和显微组织分析获得了该合金较优的热变形工艺参数:变形温度为400~470℃,应变速率为0.1s-1。     

搅拌摩擦加工对稀土镁合金组织与性能的影响

制定三种参数对Mg-Nd-Zn-Zr稀土镁合金进行搅拌摩擦加工处理(FSP),通过金相实验观察了合金加工前后的显微组织,发现该工艺在很大程度上细化了合金晶粒;通过拉伸实验测量了合金加工前后的常温及170℃高温力学性能,结果发现合金的力学性能较加工前有明显的提高和改善,且有很好的高温性能。分析表明,合金性能的提高主要源于合金晶粒的细化及FSP加工过程中的沉淀强化作用,而合金晶粒的细化主要是因为在加工过程中合金发生动态再结晶所致,同时合金组织与性能的变化与加工参数也有关。     

GH4169高温合金多层板结构的激光连接/超塑成形组合技术

采用激光连接/超塑成形组合技术制造了GH4169合金三层板结构件,并分析了该合金板的超塑性及成形前后的微观组织.结果表明:超细晶GH4169板材具有良好的超塑性,在T=940℃,初始应变速率为=6.1×10-4s-1的条件下,延伸率达到368.2%,m值为0.39,超塑成形过程改善了焊缝显微组织并且提高了其力学性能,因此该方法适用于GH4169高温合金多层结构的制造.焊接工艺参数:频率32Hz,峰值功率4500W,脉宽3ms,焊速180mm/min;超塑成形工艺参数:温度Tf=960℃,压力Pf=4.2MPa,时间tf=130min.