高速铁路用38Si7弹条疲劳失效原因分析

针对38Si7弹条疲劳断裂失效的问题,通过显微组织及断口分析、硬度测试、脱碳层测定等分析其断裂原因。结果表明:弹条的微观组织为回火屈氏体,残余铁素体不大于2级,组织无异常问题;通过优化轧制过程工艺参数将轧材表面完全脱碳层深度降低69%,未能有效提高成品弹条疲劳寿命;裂纹源来自表面压痕,开裂位置为弹条尾部支点,压痕缺陷是导致弹条断裂的最主要原因。经过优化成型模具,消除了弹条表面压痕,提高了成品弹条的疲劳寿命。

低压铸造冷却速度对汽车用AlSi7Cu合金组织的影响

采用不同的涂料厚度和砂型对汽车用低压铸造Al Si7Cu铝合金试件进行了实际生产,并对其微观组织的枝晶臂长度进行测量,用来评估凝固速度以及冷却速度对合金组织的影响。结果表明:在铝合金低压铸造过程中,随着模具保温涂料厚度的增加,铸型温度能够达到的最大值越低,铸件的温度则越大。通过对低压金属型铸造和砂型铸造的微观组织观察和二次枝晶臂间距测量发现,随着金属型涂料厚度的增加,铸件边部和心部的二次枝晶臂间距均逐渐增大。涂料厚度越大,铸件冷却速度越低;砂型铸造的试样由边部到心部,二次枝晶臂间距由小变大,有机砂型试样的二次枝晶臂间距大于无机砂型试样的,无机砂的传热更快,拥有更大的冷却速率。

铁路弹条用水淬弹簧钢38Si7的开发及应用

介绍了铁路弹条用水淬弹簧钢 38Si7生产工艺及应用情况 ,并对存在问题进行了浅析 。

基于低成本理念的铁路用38Si7弹簧钢疲劳断裂分析

基于低成本理念研究了铁路用38Si7弹簧钢的疲劳断裂行为。结果表明,弹条的显微组织、化学成分和硬度值均符合相关的标准要求,表明其断裂失效和材料自身没有关系。而导致疲劳断裂的原因是断裂位置应力集中较大,且有凹坑缺陷,导致疲劳裂纹的产生和裂纹扩展。

稀土La对AlSi7Cu2Mg合金组织与性能的影响

制备了不同La含量的AlSi7Cu2Mg合金,通过显微组织观察,拉伸性能测试,研究了La含量对AlSi7Cu2Mg合金组织与力学性能的影响。结果表明,添加0.3wt%的La对AlSi7Cu2Mg合金的组织细化效果最好,稀土La含量达到0.5%时,AlSi7Cu2Mg合金组织中出现富La相,割裂基体,影响合金力学性能。随着La含量的增加,铸态和热处理态的AlSi7Cu2Mg合金抗拉强度和伸长率均先增加后降低。当La含量为0.3wt%时,合金试样的拉伸强度达到最大值,当La含量达到0.5wt%时,合金拉伸强度明显降低。

硅基外延Mn4Si7薄膜电子结构与光学性质研究

基于第一性原理的密度泛函理论赝势平面波方法,对外延关系Mn4Si7(001)//Si(001),取向关系Mn4Si7[001]//Si[001]的Mn4Si7平衡体系下的电子结构和光学性质进行了理论计算,计算结果表明:当Mn4Si7晶格常数选取为a=b=0.5431nm、c=1.747nm时,Mn4Si7为带隙宽度为0.834eV的直接带隙半导体。Mn4Si7费米面附近的价带主要由Mn的3d5态电子构成,导带主要由Mn的3d5态电子及Si的3p态电子构成。静态介电常数ε1(0)=14.48,折射率n0=3.8056。

Mo掺杂Mn4Si7的光电性质的第一性原理计算

采用基于密度泛函理论(DFT)的第一性原理计算方法,计算了Mn4Si7及Mo掺杂Mn4Si7的电子结构和光学性质。计算结果表明Mn4Si7的禁带宽度Eg=0.804 e V,Mo掺杂Mn4Si7的禁带宽度Eg=0.636 e V。掺杂使得Mn4Si7费米面附近的电子结构发生改变,导带底由Γ点转移为Y点向低能方向下偏移,价带顶向高能方向上偏移,带隙变窄。计算还表明Mo掺杂Mn4Si7使介电函数、折射率、吸收系数及光电导率等光学性质增加。

第一性原理研究B掺杂Mn4Si7的电子结构和光学性质

采用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法,对未掺杂及B掺杂Mn4Si7的电子结构和光学性质进行理论计算.研究结果表明,未掺杂Mn4Si7是间接带隙半导体,其禁带宽度为0.786 eV,B掺杂后其禁带宽度下降为0.723 eV.B掺杂Mn4Si7是p型半导体材料.未掺杂Mn4Si7在近红外区的吸收系数达到105 cm-1,B掺杂引起Mn4Si7的折射率、吸收系数、反射系数及光电导率增加.

稀土元素(Ce/Pr/Nd)掺杂Mn4Si7的第一性原理计算

利用第一性原理,对稀土元素Ce、Pr或Nd掺杂Mn4Si7前后的几何结构、电子结构和光学性质进行了计算与分析.结果表明,掺杂后Mn4Si7晶格常数变大,禁带宽度明显减小,由于稀土元素特殊的4f层电子的影响,在费米能级附近出现了杂质能级.掺杂后Mn4Si7的介电函数虚部、吸收系数的主峰均出现红移,红外光区的光跃迁强度明显增强,光吸收系数和光电导率均增大.说明掺杂稀土元素Ce、Pr或Nd后改善了Mn4Si7在红外光区的光电性能.

高速铁路用弹簧钢38Si7的开发

介绍高速铁路用弹簧钢38Si7线材生产技术要求和工艺开发过程,从孔型系统、料型制度、生产管理等方面进行了优化,逐渐扩大南钢高速铁路用弹簧钢38Si7线材市场占有力。

iFIX与西门子PLC通过SI7的通讯配置

通过例证,详细介绍了西门子S7-PLC与iFIX通过SI7的通讯配置。

ZAlSi7MgA的复合长效变质处理及热处理工艺的优化

对ZAISi7MgA铸造铝合金进行了试验研究，通过采用Sb、Te复合变质处理和优化热处理工艺，提高了该合金的综合机械性能。

德标38Si7调质弹簧钢的开发

莱钢特殊钢厂采取50tUHP-EAF+50tLF工艺生产德标38Si7调质弹簧钢，经严格冶炼及轧制，钢锭合格率达99．2％，成材率达92．17％，化学成分及机械性能均满足德标DIN17221－72的要求。

38Si7钢的强韧化处理

研究了 3 8Si7钢强韧化处理后的显微组织和性能。试验结果表明 :3 8Si7钢经强韧化处理后 ,与常规热处理相比 ,在强度相当的同时 ,冲击韧性有显著提高。文章详细分析和讨论了 3 8Si7钢的强韧化机理。

德标38Si7调质弹簧钢的开发

莱钢特殊钢厂采取 5 0 t U HP-EAF+5 0 t L F工艺生产德标 3 8Si7调质弹簧钢 ,经严格冶炼及轧制 ,钢锭合格率达99.2 % ,成材率达 92 .17% ,化学成分及机械性能均能满足德标 DIN172 2

温成形高铁弹条用38Si7弹簧钢热处理后的组织性能

利用光学显微镜、扫描电镜、硬度计和电子万能试验机研究了温成形温度对38Si7弹簧钢变形抗力和显微组织的影响,并探讨了原始组织对淬火+回火处理后38Si7弹簧钢组织性能的影响,同时,研究了淬火+回火处理工艺参数对弹簧钢组织性能的影响。结果表明,温成形温度为720~800℃时,38Si7弹簧钢的变形抗力较高,为225.6~242.2 MPa。温成形温度选择800℃,该条件下38Si7弹簧钢的组织均匀性较好。淬火温度的控制是调控残留铁素体的含量和形貌的主要因素,淬火温度≥880℃,可大大减少38Si7弹簧钢中铁素体的含量。随着淬火温度的升高,38Si7弹簧钢的强度和硬度不断增大,断后伸长率呈先减小后增大的特征。淬火温度为900℃时,38Si7弹簧钢的综合力学性能最好,抗拉强度、硬度和断后伸长率分别为1396.8 MPa、40 HRC和12.5%,屈强比为0.9。油淬会导致网状铁素体的形成,对力学性能不利。回火温度为410~430℃时,回火温度的变化对试样的组织性能无明显影响,而回火温度为450℃时,强度和硬度明显降低,塑性提高。38Si7弹簧钢最佳的热处理工艺为900℃×30 min,水淬+430℃×60 min,空冷。

Y/Al-5Ti-1B复合变质对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响

在传统铸造Al-Si合金中存在的粗大树枝晶α-Al相以及针状共晶Si严重割裂基体,显著降低合金的力学性能。为细化Al-Si合金的组织,提升其力学性能,本文使用扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)以及万能材料试验机,研究了不同添加量Y/Al-5Ti-1B变质剂(Al-5Ti-1B均为2%,稀土Y分别为0.05%、0.1%、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%,质量分数)对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响,并探究了其对Al-7Si合金的变质机理。实验结果表明,当Al-5Ti-1B含量为2%、稀土Y含量为0.4%时,变质效果最佳,共晶Si由粗大针状变为细小颗粒状,长和宽分别减小至2.7和0.8μm,相较于未经变质处理的Al-7Si合金,减小了90.6%和4.7%。合金抗拉强度由原来的168.1 MPa提升至209.1 MPa,增加了24.4%。同时伸长率从6.23%提升至9.62%,增长了54.4%。此外,合金的断裂方式也从脆性断裂转变为韧-脆混合断裂。

38Si7弹簧钢的奥氏体连续冷却转变规律

采用膨胀法并结合金相-硬度法,在DIL805L热膨胀仪上测定了弹簧钢38Si7在不同冷却速度下的膨胀曲线,获得其奥氏体连续冷却转变曲线(CCT)。结果表明,Si、Cr、Mn等元素的加入抑制了弹簧钢38Si7的贝氏体转变,同时扩大α相区,使得可以在较宽范围内获得铁素体组织,且任何冷却过程不会获得贝氏体组织。当冷速大于15℃/s时,得到马氏体+珠光体+铁素体混合组织。冷速大于60℃/s时,能得到马氏体+铁素体组织。随冷速增加,冷却后组织逐渐细化,硬度增加。

Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响

通过真空电弧熔炼炉制备Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金,利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子探针显微分析仪(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)、差热分析仪(DSC)和万能材料试验机,研究不同添加量(0.3%,0.5%,0.7%,0.9%和1.3%,质量分数,下同)Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金对Al-7Si合金微观组织和性能的影响。结果表明:随着Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti合金添加量的增加,Al-7Si合金中初生α-Al和共晶Si组织被显著细化。与未添加Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金相比,当Al-7Si合金中添加0.9%Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金后,初生α-Al晶粒尺寸从218μm减小到80μm,二次枝晶间距从25μm减小到9.3μm;共晶Si组织由粗大的针片状细化为短片状和短棒状,平均长度和宽度分别从34.8μm和4μm减小到11.6μm和1.7μm;合金的抗拉强度和伸长率分别达到184 MPa和9.3%,与未变质合金的力学性能(162 MPa和3%)相比分别提高了13.6%和210%,断裂模式由韧脆混合断裂模式转变为韧性断裂。然而,当Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti合金的添加量增加到1.3%时,发生过变质现象,导致Al-7Si合金组织粗化,力学性能下降。

超高真空原子尺度Au_(x)/Si(111)-(7×7)表面吸附的电荷分布测量

原子尺度表面吸附Au原子的物理化学性质对研究纳米器件的制备以及表面催化等起着非常重要的作用.利用调频开尔文探针力显微镜研究了室温下Au在Si(111)-(7×7)表面吸附的电荷分布的特性.首先,利用自制超高真空开尔文探针力显微镜成功得到了原子尺度Au在Si(111)-(7×7)不同吸附位的表面形貌与局域接触电势差(LCPD);其次,通过原子间力谱与电势差分析了Au/Si(111)-(7×7)特定原子位置的原子特性,实现了原子识别;并通过结合差分电荷密度计算解释了Au/Si(111)-(7×7)表面间电荷转移与Au的吸附特性.结果显示,Au原子吸附有单原子和团簇形式.其中,Au团簇以6个原子为一组呈六边形结构吸附于Si(111)-(7×7)的层错半单胞内的3个中心原子位;单个Au原子吸附于非层错半单胞的中心顶戴原子位;同时通过电势差测量得知单个Au原子和Au团簇失去电子呈正电特性.表面差分电荷密度结果显示金在吸附过程中发生电荷转移,失去部分电荷,使得吸附原子位置上的功函数局部减少.在短程力、局域接触势能差和差分电荷密度发生变化的距离范围内,获得了理论和实验之间的合理一致性.