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经计算,细晶强化和析出强化是该合金强度的主要因素。⑧Mg-1Mn-xY(x=0.2,0.5,1.0)系态合金中,合金的相组成主要是基体α-Mg和析出相α-Mn和Mg24Y5相。随着合金中元素Y含量的,合金中Mg24Y5析出相的数量明显增多,合金的晶粒大小也显著减小。当合金中Y含量为0.5wt.%时,合金晶粒的取向分布趋向于较强的基面织构取向,当合金中Y含量达到1.0wt.%后,合金晶粒的取向较为随机,基面织构显著弱化。此时,Mg-1Mn-0.5Y合金具有较高的强度和塑性,其屈服强度、抗拉强度和拉伸塑性分别为311MPa、321MPa和11.7%。织构强化和细晶强化是该合金屈服强度的主要因素。

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无锡国劲合金*生产销售S25073、AL-6X、G4169、S31254、Cr20Ni80、317L、Inconel617、Inconel718、Ni2201、253MA、astelloyC-276、astelloyB-3、Inconel725、astelloyG30圆钢、盘圆、线材、锻件、无缝管、板材等产品。

在低于860℃髙应力蠕变期间，合金的变形机制是位错在基体中的滑移和剪切立方γ′相，且合金中γ′相未发生筏形化转变，直至蠕变断裂γ′相仍然保持较完整的立方体形貌，分别计算出合金在740~780℃和840~860℃范围内的表观蠕变能为423.439kJ/mol和408.066kJ/mol。在高于970℃的蠕变期间，合金中γ′相发生了筏形化转变，其γ′相*转化成与应力轴垂直的N型筏状结构。合金在高温蠕变期间仍出较低的应变速率和较长的蠕变寿命，分别测定出合金在970~990℃和1030~1050℃范围内的表观蠕变能为355.398kJ/mol和338.418kJ/mol。在*服役条件下，合金出了较低的蠕变速率和的蠕变抗力，合金中作区域的N型筏状γ′相厚度将随着蠕变时间的而发生长大。

主要研究结果如下：（1） Sn含量对Mg–6Al–xSn （x=0–3.5wt.%）合金显微组织与力学性能的影响规律：除了细化晶粒，1.5–3.5wt.%Sn添加到Mg–6Al合金中还可以Al在α-Mg中的固溶度，相依生长共晶相Mg2Sn和Mg17Al12的体积分数，并α-Mg的开始凝固温度。室温下随着Sn含量从0wt.%到3.5wt.%，合金的抗拉强度σb和屈服强度σ0.2分别从244.2MPa到263.8MPa和从93.7MPa到108.5MPa，而总应变δf（断裂延伸率δp）却从39.1%（28.6%）到25.2%（20.0%）。在200oC时，3.5wt.%Sn添加使合金的σb和σ0.2分别从103.9MPa到123.8MPa和从70.9MPa到92.8MPa，而δf（δp）却从51.8%（49.8%）略微到49.8%（46.6%）。Sn添加有利于减弱高温对合金屈服强度不利的影响，并合金室温拉伸下加硬化率，但却在200oC时的加硬化率。（2） Zn添加对AT63合金显微组织与力学性能的影响规律：将0.1–0.7wt.%Zn添加到AT63合金中，可以逐渐细化晶粒并使相依生长共晶相Mg2Sn和Mg17Al12更为均匀分布。

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TP347、NS334、1.4529、Inconel601、Alloy20、G3044、C-276、Invar36、Ni2200、254o、

S34700钢板、S34700卷板、S34700钢带

S34700钢板供应商现货销售铜镍、S34700等材质钢板形变热处理艺在钢铁和铝合金的生产应用中效果较，应用极为广泛，但有关其在变形镁合金方面的应用很少。针对这一现状，本论文在不合金其他方面性能的前提下，以进一步镁合金板材的室温强度性能为根本目的，开展镁合金的合金化和形变热处理艺研究，并提出了孪晶强化机制。首先，基于Mg-1.3Mn合金，分别研究了Ce元素和Zn元素的添加对合金组织与性能的影响，并进行成分，结果表明：（1）Ce的添加能很好地细化晶粒，且Ce在合金中能够形成高温相Mg12Ce。Mg12Ce相较硬，能够晶界的滑移和晶粒的转动，合金的强度和硬度；但该第二相较脆，在较强拉应力的作用下易破碎，从而萌生裂纹。（2）Zn的添加不但能够细化晶粒，而且能合金的铸造性能，同时使得合金拥有很好的时效强化效果。

S34700钢板供应商现货销售铜镍、S34700等材质钢板以下是本文的主要结论:（1）使用Sm替代ZM6中的Nd后,铸态合金晶粒明显细化,第二相形貌也被改变。在ZM6中,主要的第二相是沿三叉晶界分布的树枝状的Mg12Nd相（体心四方结构,a=b=1.031nm,c=0.693nm）;而在Mg-Sm-Zn-Zr系合金中主要的第二相是鱼骨状的Mg41Sm5相（体心四方结构,a=b=1.477nm,c=1.032nm）。另外,ZM6合金和Mg-Sm-Zn-Zr系合金进行了T4处理（515oC+16h）和T6处理（200oC+12h）后,峰值时效态ZM6合金中的析出相主要是β1相和β’相,其形貌与结构类似于商用WE54或WE43系合金中的析出相。而峰值时效态Mg-Sm-Zn-Zr系合金中的析出相主要是β’’相β’相。在相同时效条件下,Mg-Sm-Zn-Zr系中析出了更多弥散的沉淀相,这也是其力学性能的直接原因。后,通过合金成分,发现铸态Mg-4Sm-0.6Zn-0.4Zr合金具有佳的综合力学性能。

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S34700锻圆、S34700锻环、S34700锻方

镁合金化学性质活泼,电极电位仅为-2.36 V,在的空气和溶液中很容易腐蚀,生成的氧化膜疏松多孔,无法有效地保护基体,耐蚀性较低。镁合金的耐蚀性和力学性能已经成为扩大镁合金应用的重要研究内容。镁合金中加入稀土元素可以有效地合金的组织,提度和耐蚀性,是镁合金中有效的合金化元素。稀土镁合金可以同时弥补镁合金的力学性能和耐蚀性方面的缺陷。目前,具有代表性的稀土镁合金有Mg-Nd,Mg-Y,Mg-Gd三种体系,其中Mg-Gd-Y系合金以其良好的室温强度和高温抗蠕受到了学者的广泛关注。本文选取Mg-Gd-Y-Ag-Zr合金为研究对象,针对目前关于铸造对合金材料组织和性能影响研究较少的问题,重点研究了低压铸造和重力铸造两种不同铸造对其力学性能,显微组织和耐蚀性的影响。研究结果表明:(1)低压铸造Mg-Gd-Y-Ag-Zr合金铸态组织中缺陷较少,弥补了由于晶粒尺寸较大造成的合金屈服强度的下降问题。后,通过改变热处理艺参数,进一步调控组织和性能,5Cr5Mo V钢的强度和韧性。本文主要研究结果如下:1)研究了Al元素对5Cr5Mo V钢铸态和回火态组织相构成的影响规律。发现当Al含量从0 wt%到2.2 wt%时,铸态主要组织演化规律为:马氏体+残余奥氏体→马氏体+贝氏体+层片状珠光体→粒状珠光体→粒状珠光体+δ铁素体;回火态主要组织组成相演化规律为:板条马氏体+二次碳化物→孪晶马氏体+板条马氏体+类多边形δ铁素体+二次碳化物→片状马氏体+枝晶状δ铁素体+二次碳化物。揭示了Al对马氏体亚结构、二次碳化物的影响规律。Al元素能够显著细化马氏体板条尺寸,改变其亚结构。

S34700通过对铸造过共晶Al-Si合金进行均匀化处理,研究均匀化处理对铸造过共晶Al-Si合金显微组织及力学性能的影响。在实验时间范围内,随着均匀化处理时间的,Si相的形貌逐渐圆整,合金的塑性较大。当均匀化处理时间为12h时,合金的综合力学性能,此时合金的布氏硬度为54.5B,抗拉强度为142MPa,伸长率达到11.40%,磨损量为6.5mg,系数为0.3231。镁资源和稀土资源在我国储量非常丰富,因此研究含稀土的耐热镁合金具备较明显的优势,汽车采用低成本耐热镁合金材料将是二十一世纪镁业发展的关键。本论文主要目标为研究新型汽车传动耐热镁合金部件,重点研究镁合金材料的性能,而且兼顾材料的成本。

研究表明：在一定范围的搅拌振动温度、搅拌振动时间以及搅拌振动速率内,机械搅拌、超声振动以及复合搅拌都可以起到细化初生相晶粒的效果,初生p-Sn相由树枝晶转变为球状。XRD分析得出半固态铸造并没有改变合金的物相组成。半固态Sn-52Bi合金的伸长率高于普通铸造合金的伸长率,但半固态合金的熔化潜热低于普通铸造合金的熔化潜热。采用150℃先机械搅拌5min后同时施加超声波和机械搅拌2min的艺时,合金试样的伸长率高,达到49.13%,相于普通铸造的伸长率了170.2%,熔化潜热小,为49.51J/g。根据Sn-Bi合金腐蚀的国标,设置浸泡腐蚀、中性盐雾腐蚀以及电化学腐蚀的实验方案,研究了铸造态和半固态Sn-52Bi合金的耐腐蚀性能。

合金在添加P后,合金氧化速率明显。这是因为P元素的加入促进了Cr元素则向枝晶干偏析,致使合金表面氧化膜的主要形成元素分布更加不均匀,同时P元素的加入有可能了Cr3+的扩散系数,合金的氧化增重明显。此外,添加P后,合金氧化能,抗氧化性能。K984G-1合金与K984G-2合金分别在650oC、700oC、725oC和750oC温度下时效500h、1000h、3000h和5000h后,两种合金的组织并无明显区别,主要析出相有γ′相、Ti(C,N)型碳氮化物、MC型碳化物、不连续和碎片状M23C6型碳化物和针状σ有害相。本课题自行设计研制了低压振动铸造装置，采用3C型笔式测振仪作为振动检测手段，检测机械振动对低压铸造设备的影响。选择振动传输介质，以ZL205A合金为实验材料，研究机械振动对ZL205A合金铸件缩松的影响。

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硅的孪晶壳层中存在大量孪晶和其他类型的缺陷，除了常见的Si Σ3(111)孪晶外，观察到的孪晶类型还包括多重孪晶，如五重孪晶。(2) Al-7Si-0.3Mg (A356)铸造合金中不可避免的存在孔洞等缺陷，这使长时间的固溶处理对后续时效造成负面效应。利用元素线扫描准原位观察得知在对合金固溶处理时，除了硅颗粒发生球化外，孔洞和铝基体界面处发生了Mg元素的富集。长时间固溶处理的样品中存在MgO纳米颗粒，这与固溶处理中Mg元素在孔洞处富集有关。因此在后续时效中用于形成Mg-Si强化相(主要是β"相)的Mg元素含量，从而造成时效硬化能力下降。(3) Al-12Si-0.8Mg半连续铸件中，共晶胞内的铝和硅取向*，但与初生铝的取向没有定关系。这证明共晶组织在凝固中是于初生铝形核的。

铸态Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金在准静态的拉伸载荷下,其变形机制主要是位错和孪生,为准解理断裂。T6热处理后,变形机制主要为位错滑移,砂型铸造合金为准解理断裂,金属型合金则为准解理断裂和沿晶断裂的混合。冲击实验结果表明,铸态低压砂型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr合金的冲击韧性为16.3 Jcm-2,低于重力金属型铸造合金的18.1 Jcm-2。T6热处理后,合金的冲击韧性大幅,低压砂型铸造合金达到33.6 Jcm-2,重力金属型铸造合金则达到26.4 Jcm-2。在冲击载荷下,铸态Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的断口全部为放射区,未出现纤维区和剪切唇区,其变形机制主要为位错和孪生,且孪生是非常重要的变形机制,合金为准解理断裂。