Mg-Gd-Y-Ag-Zr合金的腐蝕類型主要為顆粒相Mg3(Gd,Y)和Mg5(Gd,Y)與α-Mg構成的電偶腐蝕。(4)低壓鑄造Mg-Gd-Y-Ag-Zr合金在鑄態和T6態時析氫速率均大于重力鑄造合金,而在T4態時,其析氫速率卻小于重力鑄造合金,同時低壓鑄造合金經過固溶處理后,合金的耐蝕性了,而重力鑄造合金經過固溶處理后,合金的耐蝕性發生了下降。Al-Si系合金晶硅呈粗狀而削弱了合金的力學性能,尤其是塑性,了其在實際生產中應用。對共晶硅進行變質可以合金力學性能,簡便也是常用的變質就是添加變質劑。為了汽車行業對汽車結構件力學性能的要求,高塑性Al-Si合金被相繼出來,如Aural-2,Silafont-36。上述合金中Sr作為變質劑將共晶硅轉變為纖維狀和短棒狀,還需要通過熱處理球化共晶硅,進一步合金的力學性能,了生產成本。有研究者發現Ba可以使共晶硅轉變為纖維狀或者的顆粒狀,但是關于Ba對Al-Si合金微觀組織及力學性能的影響缺少的研究。

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無錫國勁合金*生產銷售Inconel718、Nickel200、Inconel601、Incoloy926、07Cr18Ni11Nb、C-276、G3030、S32750、725LN、astelloyB-2、Nickel201、C-276、317L、N6圓鋼、盤圓、線材、鍛件、無縫管、板材等產品。

5Cr5Mo V鋼的強度和延伸率隨之。此階段,亞晶界強化和析出強化機制起主導作用;當Al含量為0.7-1.6 wt%時,馬氏體亞結構由位錯轉變為納米孿晶+位錯的混合結構,回火二次碳化物數量增多,且組織中出現彌散分布的近多邊形δ鐵素體。相應地,5Cr5Mo V鋼的強度和延伸率具有佳搭配。此階段孿晶強化、析出強化和第二相韌化機制主導強度和延伸率同時;當Al含量超過1.6 wt%時,組織中生成大量的不規則δ鐵素體和位于δ鐵素體與馬氏體界面的的碳化物。同時,強度和延伸率迅速下降。4)研究了Al合金化前后5Cr5Mo V鋼奧氏體晶粒長大行為;建立了Al添加前后5Cr5Mo V鋼奧氏體晶粒長大模型,為Al合金化5Cr5Mo V鋼的奧氏體化溫度和時間提供部分理論依據。總之,本文討論了Al合金化鋼鑄態組織和回火組織的演化,分析了精細結構的變化,發現Al在一定范圍內,馬氏體的亞結構在位錯的基礎上出現孿晶,證明Al有促進孿晶生成的傾向;研究了熱處理后力學性能的變化規律,揭示了Al對5Cr5Mo V鋼的強韌化作用機制的影響,為實現韌化組織調控提供了依據;這對市場需求的模具材料具有一定的理論指導意義。

采用全譜擬合Rietveld對合金各相進行定量分析,增強相Al11RE3和A12RE含量分別為5.73%和0.36%,合金中Al11RE3相高溫條件下不,當合金在400℃加熱5000小時后,Al-RE金屬間化合物微觀結構由針狀/層片狀轉化成短棒狀,后為顆粒狀。Al-RE金屬間化合物在合金中分布更加松散,不再沿晶粒邊界分布。很多Al-RE金屬間化合物在條件下(400℃加熱5000小時)轉化為A12RE相。通過定量計算可知,400℃加熱5000小時后,Al11RE3和Al2RE含量分別為4.46%和0.96%。該合金從室溫到200℃溫度范圍內具有良好的拉伸性能,抗拉強度在室溫下為252MPa,屈服強度為146MPa,延伸率為11.4%;在200℃抗拉強度為116MPa,屈服強度為102MPa,延伸率為25.1%。

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N4、Incoloy825、Invar36、Ni2200、254o、Incoloy800T、Inconel625、310S、Monel400、G4169、

S32750鋼板、S32750卷板、S32750鋼帶

S32750鋼板鍛板現貨銷售銅鎳、S32750等材質鋼板近年來稀土作為合金化元素，在模具鋼中的應用研究較多，鋼中添加稀土能夠顯著細化晶粒，晶界夾雜物的形貌，不硬度的同時抗拉強度和沖擊韌性。基于稀土在鋼中的優良性，本實驗設計五組不同稀土添加量(0.010%,0.020%,0.032%,0.042%)的5Cr5MoVAl鋼。熱處理藝包括等溫球化退火，淬火和回火。等溫球化退火是在860℃保溫2小時，以10℃/min的速度爐冷到760℃保溫4.5小時，保證硬度在250B以下，對切削加性能的要求。分別在1040℃、1080℃和1120℃淬火溫度下保溫30min后空冷到室溫。在不同的回火溫度(200℃,400℃,440℃,480℃,500℃,520℃,550℃,600℃)保溫120min后空冷到室溫。

S32750鋼板鍛板現貨銷售銅鎳、S32750等材質鋼板在45號鋼、A3鋼、鑄鐵、黃銅、鋁、砂六種不同的介質中，45號鋼的振動傳輸性能好，所以選用45號鋼作為振動傳輸介質，后將其用于ZL205A合金的低壓振動鑄造的實驗中。試驗結果顯示：機械振動有利于ZL205A合金補縮，隨著振動的增大，補縮效果，鑄件縮松減輕，振動達到50z時縮松輕；鑄件試樣的補縮效果隨振幅的逐漸增強，振幅為0.8mm時補縮；振幅對鑄件縮松的影響強于振動。通過壓鑄實驗和理論分析，得出低壓振動鑄造中，在50z、振幅0.8mm振動參數條件下，補縮效果佳，鑄件縮松少。鎂合金具有密度低、強度高、剛度高、減振性能好、尺寸性高、導電性和導熱性優良等點,在汽車、電子和領域具有廣泛的應用前景。

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S32750鍛圓、S32750鍛環、S32750鍛方

由于空位，自然時效團簇不能作為β"相形核點，因而避免了部分析出相優先生長和后續時效析出相尺寸分布不均。高性能鋁合金在裝備制造領域實現零部件輕量化的中扮演著重要的角。Al-Cu合金作為一種鋁合金，具有良好的力學性能和機械加性能。但是，較差的鑄造性能以及嚴重的成分偏析制約著Al-Cu合金的發展。鑄造是一種兼具鑄造和鍛造點的液態成形技術，其藝流程簡單，材料利用率高，并能組織致密、力學性能優良的合金鑄件。本文研究了鑄造藝參數、Cu含量、熱處理藝等對Al-Cu合金鑄件的成分分布、顯微組織以及力學性能的影響。研究了鑄造藝參數對Al-5.0Cu-0.4Mn合金成分偏析和顯微組織的影響，了鑄造藝參數。鑄造Al-5.0Cu-0.4Mn合金鑄件不可避免地存在Cu的宏觀偏析，鑄造參數對成分偏析影響的大小依次為：澆注溫度＞模具溫度＞力＞時間。鑄態和T6態合金的疲勞裂紋萌生均與基體的滑移帶開裂有關,疲勞裂紋均主要以穿晶擴展為主。Gd和Zr元素含量均對Mg–Gd–Y–Zr鎂合金疲勞性能有所影響:Gd含量不顯著影響合金的疲勞強度,但會影響合金在較高載荷下的疲勞壽命,高Gd含量的合金在較高載荷下的疲勞壽命相對較高;Zr含量顯著影響合金的疲勞強度和疲勞壽命,Zr含量高時,合金出高的疲勞強度和疲勞壽命。平面應變斷裂韌度試驗表明,低壓砂型Mg–10Gd–3Y–0.5Zr鎂合金鑄件不同部位的斷裂韌性有所差異,兩個部位鑄態時的平面應變斷裂韌度分別12.3 MPam1/2和12.1 MPam1/2,T6熱處理后,斷裂韌度分別41%和35%,達到17.3 MPam1/2和16.3 MPam1/2。

S32750后,為進一步Nd-Fe-B磁體的成本,采用高豐度稀土Ce取代Nd元素,分別用熔體快淬法和銅模吹鑄法制備了不同Ce含量的富稀土Nd-Ce-Fe-B合金,研究了含Ce磁體的磁性和冶金行為,并用57Fe穆譜對(NdxCe1-x)2Fe14B相的超精細結構進行了表征。結果表明,熔體快淬合金和銅模鑄造合金的磁性能均隨Ce含量的而,但在快淬(Ce1-xNdx)16Fe78B6（x=00.7）合金中,x=0.1和x=0.4合金的矯頑力達到了623kA/m和1206 kA/m,展現出高性價。在鑄造Φ2 mm的(Nd1-xCex)25Fe40Co20Al4B11（x=00.7）合金中,x=0.3合金矯頑力出現了反常,從x=0.2合金的641 kA/m到x=0.3合金的863 kA/m。矯頑力的反常可以歸因于2:14:1相中出現的相分離,微觀組織和微磁模擬結果都表明相分離的存在有利于合金矯頑力的。此外,研究還發現,熔體快淬和銅模鑄造合金中都出現了稀土元素偏析:Nd元素富集于2:14:1相,而Ce元素富集于晶界相;相于富稀土相,Ce元素在1:2相中的偏析更加顯著。

原因是室溫下鎂合金主要的變形形式為基面滑移,而β1相的形貌和位向關系可以有效地阻礙基面滑移的開動,其臨界剪切應力值,所以強度;同時基面滑移的臨界剪切應力合金在拉伸時變形困難,所以延伸率固溶態明顯。其次,對含有{10-12}生長孿晶的Mg-3Gd-0.6Zr模冷合金的顯微組織和力學性能進行了研究,結果如下:(1)原始鑄態合金中的生長孿晶類型為{10-12}型,平均寬度為4.4±2.3μm,體積分數為25.2±4.8%。350℃/1 h退火后,生長孿晶的類型仍為{10-12}型,平均寬度為4.5±2.0μm,體積分數為55.2±5.3%。(2)對合金原始鑄態和退火態的力學性能分別進行了。退火處理后合金的拉伸和壓縮強度指標保持不變,而延伸率明顯升高。鑄造合金的隨機織構、生長孿晶界的強化作用以及退火處理的弱化作用共同作用,保持退火前后合金的強度基本不變。延伸率的升高與兩個因素有關:1是退火處理后熱應力、合金元素的偏析程度,組織更加均勻。

氧化膜的生長可分為三個階段,首先為Cr2O3氧化膜的優先形成與生長,氧化一段時間以后,Fe、Co和Ni等元素大量參與到氧化并在氧化層外表面形成尖晶石以及沿基體晶界分布的、凸起的氧化物顆粒混合區,后在氧化膜外側形成了疏松多孔的(Fe,Ni,Co,Cr)3O4尖晶石外氧化層。對三種不同Si和Mn含量的Co22合金在1050°C的循環氧化行為進行了研究,了合金60個循環(1h氧化,30min冷卻)下的循環氧化動力學規律,并分析研究了氧化膜的形貌與成分。三種合金試樣的重量在氧化前期均以近似拋物線的形式增長并在一段時間后出現失重,隨后,含1.5wt.%Si、1.0wt.%Mn的Co22合金的重量以似直線的形式隨循環的而,而含1.5wt.%Si、2.0wt.%Mn的Co22合金的重量呈直線形式,含0.5wt.%Si、2.0wt.%Mn的Co22合金在后期出現災難性氧化,其重量也以兩段直線的形式急劇下降(先快后慢)。

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主要結果如下:①Mg-Al-Sn-Mn合金主要含α-Mg、Mg17Al12和Mg2Sn,以及少量的含錳化合物[Al8Mn5、Al8（Mn,Fe）5]。通過edge-to-edge模型計算表明Mg17Al12與Mg2Sn存在慣習面（220）Mg2Sn//（330）Mg17Al12（夾角1.11o）、<001>s Mg2Sn//<22—1—>zMg17Al12。在合金凝固中,α-Mg首先形核并長大;隨著溫度的,Mg2Sn經過共晶反應L→α-Mg+Mg2Sn形核并長大;隨著溫度的進一步,Mg17Al12在Mg2Sn的慣習面上通過共晶反應L→α-Mg+Mg17Al12+Mg2Sn形核并長大;待液相消耗完畢,凝固完成。終,鑄造合金的晶粒隨Al含量的而顯著細化;Sn也有一定的細化效果,但弱于Al。鑄造合金的強度隨合金化元素含量的而,Sn對合金的強化效果弱于Al。②在未*再結晶的態Mg-x Al-y Sn-0.3Mn（x=1、3,y=1、3、5）合金中,的未再結晶區域含較強的（1010）、（0001）織構,未再結晶晶粒的（0001）基面法線方向以及<112—0>滑移方向趨向垂直于方向;合金沿方向受拉應力時,未再結晶區域基面滑移系具有較小的施密因子。

研究發現，當含有3wt.%Zn的Mg-8Al-2Sn-3Zn合金具有高的拉伸性能，其抗拉強度達到181MPa、屈服強度達到137MPa。對鑄態Mg-6Al-2Sn-3Zn合金進行了溫度為350℃/12h的固溶處理，之后在200℃別進行時效2、4、8、16和24小時的時效處理。研究發現，在時效時間在2小時到16小時的區間內，合金的硬度值，當時效時間超過16小時，硬度值顯著下降。Mg-6Al-2Sn-3Zn合金經350℃/12h的固溶處理，時效溫度200oC、時效時間為16h后，抗拉強度可達到峰值261.8MPa，屈服強度大值為177.6MPa，屈服率達到7.2%。Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg過共晶鋁硅合金是代表性合金，該合金由于硅含量較大，合金中初晶硅的尺寸和數量也隨之，大塊板片狀的初晶硅材料的脆性，而且初晶硅的硬度較高，合金在切削中對的磨損量較大，材料的加性能也較差。本實驗尋求一種新的熱加來合金的組織，從而達到合金性能的目的。