关键词: 球墨铸铁; 凝固; 离异共晶; 元胞自动机; 显微组织模拟;
提交时间： 2023-03-19
摘要：改进了前期工作建立的多相元胞自动机(multi-phase cellular automaton, MCA)模型, 模拟以离异共晶方式凝固的球墨铸铁的显微组织演化. 在模型中采用局部溶质平衡法计算石墨和奥氏体的生长动力学, 并在石墨的生长模型中考虑石墨与Fe 的密度比. 该模型可以模拟出与实验观测相符合的显微组织形貌. 应用该模型模拟分析了石墨与奥氏体的相互作用和竞争生长机制, 讨论了冷却速率对凝固结束时石墨球大小和尺寸分布的影响, 将模拟结果与实验结果进行了比较. 结果表明: 奥氏体的析出促进邻近石墨在液相中的生长; 奥氏体和石墨两相的生长受C 扩散控制; 当石墨被奥氏体包围后,生长速度减慢. 此外, 随着冷却速率的增大, 凝固时间缩短, 石墨球平均半径减小, 不同冷速条件下石墨球尺寸分布的变化规律与实验结果吻合较好.
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关键词: 显微计算机断层成像; 磁控溅射; 透射靶材; W薄膜;
提交时间： 2023-03-19
摘要：根据端窗透射Micro-CT靶材的理论模型设计了W-Al 透射靶材的基本结构, 结合Geant4 计算模拟软件和Müller 的靶温升计算模型分别确定了W靶面和Al 基体的厚度. 以YXLON光机的W-Al 透射靶材结构参数为依据, 采用磁控溅射法在Al 基体表面分别制备了厚度为2, 5 和8 mm的W薄膜, 并借助SEM进行微观形貌分析, 得到了致密度和均匀度均较好的W薄膜靶面. 借助YXLON的X射线管, 对3 种不同厚度靶材的X射线出射率及其对应所需功率进行了实验研究, 结果表明: W靶面的最佳厚度是5 mm, 此时, 靶材的X射线出射率最大且产生X射线所需的功率最小. 在此基础上, 进行了X射线出射率和X射线成像效果的对比实验, 结果表明: 无论在X射线出射率及其所需功率方面, 还是在X射线成像效果方面, W靶面厚度为5 mm的W-Al 透射靶材的性能均优于YXLON W-Al 透射靶材, 能够满足Micro-CT 所需的高质量靶材的应用要求.
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关键词: 双钨极; 数值模拟; 传热; 非对称; 无量纲数;
提交时间： 2023-03-19
摘要：针对双钨极TIG 电弧热源, 在已建立的双钨极电弧-熔池统一的三维数学模型的基础上, 以SUS304 不锈钢为母材,模拟得到了双钨极TIG电弧和熔池的温度、速度、电流密度、磁通密度和电磁力等分布, 模拟结果与已有的实验结果吻合良好. 考虑了熔池所受浮力、电磁力、等离子流拉力和Marangoni 剪切力以及湍流效应, 分析了熔池热输入的分布和熔池表面剪切力的变化, 并分别比较了这几个力单独作用下的熔池流动与传热, 同时结合无量纲数Pe, 比较了熔池热传导和热对流的相对强弱. 结果表明, 双钨极电弧的非轴对称特性导致熔池表面的电流密度、热流密度、等离子流拉力和Marangoni 剪切力等出现非轴对称分布, 最终形成了熔池的非轴对称形貌, 而熔池的发展演化对电弧行为无明显影响. 与TIG电弧相比, 双钨极TIG 电弧的等离子流拉力明显减小. Marangoni 剪切力决定不锈钢熔池的流动状态, 且对流传热主导不锈钢熔池的热传递, 这两者的共同作用决定熔池的传热过程, 是形成不同熔池形貌的根本原因.
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关键词: 铝热反应; NiAl; 拉伸性能; 液相调幅分解;
提交时间： 2023-03-19
摘要：利用XRD, SEM, TEM等实验方法, 研究了铝热合成法制备的FeNiCrAl 合金的微观组织, 并研究了铝热剂成分中Al含量对合金拉伸性能的影响. 结果表明, 当铝热剂中Al 含量不超过25.4% (质量分数)时, 合金的主要组成相是奥氏体; 当铝热剂中Al 含量达到26.6%时, 合金主要组成相为铁素体, 同时析出颗粒状的NiAl 相; 随着Al 含量继续增加, 颗粒状析出相逐渐被编织状组织所取代. 编织状组织的产生是液相调幅分解的结果. 铝热剂中Al 含量的增加, 会降低合金的断后延伸率.当铝热剂中Al 含量为26.6%时, 合金的抗拉强度达到最大, 为640.87 MPa.
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关键词: CrMoN复合涂层; 磁控溅射; 显微硬度; 摩擦系数;
提交时间： 2023-03-19
摘要：采用直流反应磁控溅射技术在M2 高速钢基片上制备了不同Mo含量的CrMoN复合涂层, 研究了Mo含量的变化对CrMoN 复合涂层成分、相结构、化学价态、截面形貌、显微硬度和摩擦性能等的影响．结果表明, 随着Mo含量的增加,CrMoN复合涂层的相结构先转变为以fcc-CrN 相为基础的(Cr, Mo)N置换式固溶体, 后转变为以fcc-g-Mo2N相为主的混合相, 当Mo含量为69.3% (原子分数)时, 伴有少量的bcc-Mo相生成; CrMoN复合涂层的显微硬度先增加后降低, 在Mo含量为45.4%时具有最高值; 当Mo含量大于45.4%时, 在与对磨副摩擦过程中会生成大量的MoO3相, 降低了摩擦系数和磨损率.
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关键词: 镍基高温合金; 盘形锻件; 铸锻工艺; 微观组织; 力学性能;
提交时间： 2023-03-19
摘要：在对一系列高合金化模型合金进行系统比选研究的基础上, 发展了新型的GH4065 变形高温合金, 该合金化学成分与René 88 DT合金类似, 并针对铸锻制备工艺的要求进一步实施了优化. 研制结果表明, 应用三联低偏析熔铸和多重循环热机械处理等新型技术生产的GH4065 合金, 适用于制备先进航空发动机关键热端转动部件, 综合性能完全满足高压压气机盘和低压涡轮盘的工况要求, 必要时可以作为高压涡轮盘的高可靠性、低成本解决方案. 随着变形高温合金材料和制备工艺的发展, 应用铸锻工艺制备的高性能涡轮盘材料能够满足先进航空发动机的技术要求.
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提交时间： 2023-03-19
摘要：采用显微硬度测试、拉伸实验、EBSD和TEM等检测手段研究了不同变形量对形变和时效结合制备的Al-Mg-Si-Cu合金力学性能和显微结构的影响. 结果表明, 随着变形量的增加, 轧制态合金的硬度会逐渐增加, 后续时效过程中形变合金均能进一步强化但时效硬化能力逐渐下降; 晶粒沿着轧制方向逐渐被拉长为层状结构, 形成大量亚晶界. 变形量小时, 合金内位错密度随着形变量的增加而增加; 变形量较大时, 位错发生缠结并形成亚晶. 形变导致的位错组态变化显著影响合金的析出特性, 析出相逐渐从离散分布演变为连续分布, 连续分布的析出相是溶质原子析出与缺陷退化交互作用的结果, 通过调整形变量和时效工艺有助于制备强度和塑性结合良好的铝合金.
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关键词: 单晶高温合金; Hf; 成分分配比; 显微组织; 持久性能;
提交时间： 2023-03-19
摘要：通过对4 种不同Hf 含量(0~0.80%, 质量分数, 下同)的第二代镍基单晶高温合金DD11 铸态及热处理态组织定量表征与1100 ℃, 140 MPa持久性能测试, 研究了Hf 对相转变温度、(g +g')共晶组织、碳化物、微孔、凝固偏析、合金元素成分分配比及持久性能的影响. 结果表明, 添加Hf 显著降低合金的固/液相线, 降低微孔含量, 提高铸态共晶组织体积分数、MC型碳化物含量以及凝固偏析程度. 合金热处理后, 随着Hf 含量提高, 固溶微孔含量显著降低、残余共晶和碳化物含量显著增加. 添加Hf 通过提高Re, Mo和Cr 的成分分配比, 增加g /g'错配度, 减小g /g'界面位错间距, 促进Re, Mo和Cr 向g 相中偏聚,提高固溶强化效果, 减小微孔含量等方式, 显著提高DD11 合金持久性能. 但当Hf含量达到0.80%时, 热处理后的残余共晶、碳化物含量较高, 导致合金持久性能明显降低.
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关键词: 低温超饱和渗碳; 奥氏体不锈钢; DICTRA; C浓度; 活度;
提交时间： 2023-03-19
摘要：采用OM, EPMA, XRD和IXRD 等手段, 研究了低温超饱和渗碳(low temperature colossal carburization, LTCC)工艺中CO气体浓度对316L 不锈钢表面渗碳层的微观组织、C浓度分布、表面相结构以及残余应力的影响. 基于热动力学理论建立了LTCC传质和扩散模型, 利用DICTRA软件计算了渗碳层的C浓度和活度分布, 并与实验结果进行比较. 结果表明,经LTCC工艺处理后的316L 不锈钢表面会形成高硬度的S相, 并产生压缩残余应力. 另外, 增加渗碳工艺中CO 浓度可以显著提高不锈钢表面渗碳层中的C浓度, 进而提高其硬度和压缩残余应力. 在C浓度较低时, 计算的C浓度和活度分布与实验结果吻合很好, 当C浓度较高时, 由于陷阱阵点的减少以及较大压缩残余应力的作用导致计算结果偏低.
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关键词: 回火时间; 硬度; TiC; 粗化; 马氏体板条;
提交时间： 2023-03-19
摘要：利用TEM, XRD和Vickers 硬度计等研究了回火时间对高Ti 微合金化马氏体钢组织及力学性能的影响, 阐明了高Ti 微合金化马氏体钢在回火过程中析出强化和组织软化之间的交互作用规律. 结果表明, 高Ti 钢在600 ℃不同时间回火, 硬度表现出不同的趋势. 10~300 s 回火, 硬度不断升高, 是由于TiC 的析出强化作用远大于基体回复而导致的软化作用; 300 s~10 h 回火, 硬度保持长时间的平台, 是由于细小TiC 粒子的不断析出, 且5 nm以下的粒子所占比例提高, 不断增加的细小TiC 粒子所产生的强化抵消了由于基体组织软化导致的硬度下降; 10~20 h 回火, 硬度快速降低, 且降低速率高于不含Ti 钢, TiC 粒子的平均尺寸由10 h 的2.76 nm粗化到20 h 的3.15 nm. 计算表明, TiC 粒子的粗化引起硬度降低11.94 HV, 基体软化引起硬度降低24.56 HV, 表明基体软化是硬度降低的主要因素, 而TiC 粒子的粗化加速了高Ti 钢硬度的降低, 是导致硬度降低的又一重要因素.
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