稀土微合金化高强IF钢的组织控制

利用Gleeble-1500D热模拟机对稀土微合金化高强IF钢进行了再结晶研究,以便制定热轧工艺。通过单道次的应力-应变数据计算了加工硬化率,研究了钢单道次、双道次和多道次压缩的静态软化率。结果表明,在单道次时,1150℃变形70%,稀土微合金化高强IF钢发生动态再结晶;在双道次时,1060℃变形35%保温40 s、1150℃变形20%保温时,10 s,稀土微合金化高强IF钢发生静态再结晶;在多道次时,1120℃变形15%冷却时间55 s、1050℃变形35%冷却时间35 s及1020℃变形28%冷却时间30 s发生静态再结晶,最后一道次在915℃变形20%冷却时间3 s以及875℃变形20%冷却时间3 s发生动态再结晶,造成了混晶的微观组织。

抽拉速率对定向凝固NiAl-43V合金组织演化的影响

采用定向凝固技术制备Ni-28.5Al-43V过共晶合金,研究初始过渡区和稳态区在不同抽拉速率下的组织形态转变,对初生α(V)相和(α+β)共晶竞争生长进行理论计算。结果表明:在恒定温度梯度GL=310 K/cm,NiAl-43V过共晶合金初始过渡区凝固过程在低速抽拉速率下(v=(2~6)×10^-6m/s)经历胞状初生α(V)相+(α+β)共晶、枝晶α(V)相+(α+β)共晶两个阶段;中速抽拉速率(v=(10~60)×10^-6m/s)经历条状初生相、胞状初生α(V)相+(α+β)共晶、枝晶α(V)相+(α+β)共晶3个阶段;高速抽拉速率(v=(90~150)×10^-6m/s)下条状初生相阶段逐渐消失,演变为中速的后两个阶段;在抽拉速率条件下(v=(2~150)×10^-6m/s),固液界面依次经历平、胞枝、枝晶的形貌转变;初生相和共晶界面生长温度相同时,临界生长速率v1=4.31×10^-6m/s和v2=6.796 285×10^-2m/s,与生长速率v=2×10^-6m/s时的共晶组织基本吻合。

生长速率对NiAl-43V(Dy)合金定向凝固组织的影响

用高温梯度定向凝固液态金属冷却技术(LMC,GL=310 K/cm)制备NiAl-43V-x Dy(质量分数x=0,0.05%)过共晶合金,研究定向凝固生长速率对两种成分合金固液界面形态和稳态区组织演变影响,同时对比研究微量Dy对NiAl-43V合金定向凝固组织的影响。结果表明:在6~150μm/s内两种合金固、液界面均为胞枝共存界面;两种合金凝固组织均由初生V相和共晶组织(片层V相+NiAl相)组成,随生长速率增大,合金凝固组织中枝晶析出增多,枝晶体积分数增大,共晶组织和枝晶得到细化。在NiAl-43V合金中加入质量分数为0.05%的Dy使Gibbs-Thompson系数减小,在相同生长速率下,微量Dy可使共晶层间距减小,溶质原子重新分配,枝晶尖端过冷度降低,枝晶体积分数减小,枝晶间溶质原子浓度增加使一次枝晶间距增大;微量Dy可抑制初生枝晶生长。

镧对取向硅钢热轧粗轧过程中再结晶行为的影响

采用应力补偿法研究含镧取向硅钢的再结晶行为,研究热轧粗轧过程中镧对取向硅钢再结晶行为的影响.结果表明:取向硅钢在1 175～1 140℃热轧粗轧过程中各道次均发生间断性动态再结晶行为;稀土镧在取向硅钢热轧过程中促进静态再结晶行为发生,在1 140℃变形50%保温5 s,取向硅钢发生静态再结晶行为,表明硅钢带在第二架粗轧机轧制第三道次后进入精轧前会发生静态再结晶.

加热温度对高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢第二相固溶行为的影响

利用差示扫描量热分析(DSC)、等离子体质谱仪、透射电镜对新能源汽车无取向硅钢不同加热温度下的第二相固溶情况进行了研究。结果表明,加热至1076.2℃时,试验钢发生明显相变。在保温40 min的条件下,随着加热温度的升高,Nb、Ti元素固溶量逐渐增加,析出量相应减少,并发现析出物多为(Nb,Ti)C复合型析出。不同加热温度下,析出物平均尺寸有所不同,且随试验温度升高呈上升趋势。

高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为

利用蔡司显微镜和Nano Measurer金相分析软件,研究了不同加热温度下新能源汽车用高Nb-Ti无取向硅钢显微组织的演变规律,并利用ICP-MS对不同加热温度下Nb、Ti的固溶量进行检测分析;然后采用热模拟方法研究了热轧过程中试验钢的再结晶行为。结果表明:随着加热温度升高,试验钢的晶粒尺寸增加明显,而Nb、Ti的固溶量仅略有增加。当加热温度为1230℃、变形温度分别为1100、1050、1000℃时,在应变速率0.1 s^(-1)、变形量30%和应变速率1 s^(-1)、变形量80%的条件下单道次压缩后的试验钢均未发生动态再结晶行为,而在应变速率为1 s^(-1)、变形量为40%的条件下,在1100℃及1050℃单道次压缩后再保温30 s以上时有静态再结晶行为发生,显微组织大部分为等轴晶粒,但是在1000℃变形单道次压缩后再保温50 s的显微组织仍以未再结晶的长条晶粒为主。

Mg22Y2Ni10Cu2储氢合金活化和吸氢性能

在0.04 MPa氦气保护下,采用中频感应熔炼炉冶炼了,以少量Y和Cu分别替代部分Mg和Ni的Mg2Ni型储氢合金,并对合金的结构形貌、相组成、气态吸氢活化与性能进行了系统的研究。研究结果表明:铸态Mg22Y2Ni10Cu2合金具有典型的片层状共晶组织特征,其组成相为Mg2Ni,YMgNi4和少量的Mg相;合金在3 MPa,300℃下5次吸放氢完全活化,Mg和Mg2Ni相能够可逆吸放氢,但在首次活化过程中,Mg2Ni相只有部分转变为Mg2NiH4,而Mg相则能够完全转变为MgH2;同时发现YMgNi4相虽多次吸放氢循环后,都未发现有非晶化现象发生,表明该相与REMgNi4(RE=La,Nd)等其他拉弗斯相相比,具有更高的结构稳定性;合金的吸氢动力学曲线用Avrami-Erofofeev法拟合后表明合金吸氢是一维形核和长大过程;测试了合金的平衡压力-浓度等温(PCT)曲线,计算合金的热力学参数为Mg相的氢化焓变(ΔH)和熵变(ΔS)分别为-78.1 kJ·mol-1,-133.9J·K-1·mol-1,而Mg2Ni相的氢化ΔH和ΔS则分别为-51.8 kJ·mol-1,-103.0J·K-1·mol-1,合金的热力学性能明显改善,表明添加Y和Cu对Mg2Ni型合金的吸氢性能具有一定的催化作用。

生长速率对定向凝固NiAl-43V过共晶合金组织演变和室温断裂韧性的影响

采用高温度梯度液态金属冷却技术(LMC)制备了Ni-28.5Al-43V(at%)过共晶合金,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和三点弯曲(3PB)测试对合金的组织演变和断裂韧性进行了研究。在温度梯度GL=310 K/cm,生长速率V=6~150μm/s的实验条件下,NiAl-43V的凝固组织均为初生V枝晶+共晶组织(NiAl片层+V片层)。硬度测试表明初生V枝晶的硬度高于共晶相的硬度。断裂韧性测试表明NiAl-43V过共晶合金最大室温断裂韧性相比NiAl合金提高了4倍。随着生长速率的增大,室温断裂韧性从6μm/s的22.679 MPa·m^1/2逐渐下降到150μm/s的18.422 MPa·m^1/2。这是因为生长速率增大产生的细晶强化效应弱于初生V枝晶和胞间区域的增加对断裂韧性产生的不良影响。合金的断口形貌分析表明合金断裂为准解理断裂,在裂纹扩展中裂纹钝化、裂纹再形核、裂纹偏转、界面剥离、裂纹桥接和微裂纹键合韧化机制对提高NiAl-43V合金的室温断裂韧性做出了贡献。初生V枝晶的析出一定程度降低了合金的断裂韧性。

定向凝固NiAl-32V亚共晶合金热稳定性研究

本工作采用定向凝固技术制备NiAl-32V伪二元亚共晶合金,研究了该合金在高温热处理后不同抽拉速率稳态区组织形貌,分析了其热稳定性及组织形貌变化规律。结果表明:该合金初生相组织在900℃(5~100 h)热稳定性良好;NiAl相共晶层片均有粗化与球化现象。不同温度(900、1000、1100℃)5 h高温热处理后,该合金初生相面积占比变化不大,所有试样(抽拉速率V=6~150μm/s)NiAl共晶层片均有粗化与球化现象;随着热处理温度的增加,粗化和球化现象愈明显。

生长速率对定向凝固NiAl-39V共晶合金组织及室温断裂韧性的影响

采用定向凝固液态金属冷却技术(LMC)以不同生长速率(6~150μm·s^(-1))制备NiAl-39V共晶合金,通过光学显微镜(OM)、三点弯曲测试(3PB)以及扫描电镜(SEM)对合金的微观组织、力学性能和外部非本征韧化机制进行了分析。实验结果表明NiAl-39V合金由NiAl片层+V片层共晶组织组成,在温度梯度为G_(L)=310 K·cm^(-1)时,随着生长速率逐渐增加使得固液界面形态发生了平胞-浅胞-深胞的转变,对应的横截面稳态组织由6μm·s^(-1)时平面共晶演变为10~150μm·s^(-1)时的胞状共晶。根据Jackson-Hunt理论计算出的平界面临界生长速率为5μm·s^(-1),与本实验中生长速率6μm·s^(-1)下获得平界面吻合较好。共晶胞随着生长速率的增加而逐渐细化并且共晶胞胞界数量也会随之增加。在胞状共晶中发现胞中心存在棒状V共晶,向胞界处继续生长却表现出片层共晶。NiAl-39V共晶的裂纹扩展路径和断口形貌表明:合金中引入塑性增强相层状α-V相,很大程度提高了NiAl合金的室温断裂韧性,并详细分析了合金的非本征韧化机制。