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Mo微合金化提高AA3004热轧板高温力学性能及工艺路线优化
高强度铝合金，包括 2xxx、6xxx 和 7xxx 合金，在高温下强度较低，这是因为热暴露后沉淀物会粗化[7 和 9]。最近的研究报告称，由于 α-Al(MnFe)Si 弥散体的析出，3xxx 合金在室温和高温下均具有优异的力学性能[10 和 13]。α-Al(MnFe)Si 弥散体与基体部分共格，具有立方晶体结构[10,14]。有趣的是，α-Al(MnFe)Si 弥散体在 300℃ 时具有热稳定性，这提高了高温强度和抗蠕变性[12,13]。曾尝试通过添加合金元素和/或各种热处理来优化α-Al(MnFe)Si弥散体的特性，以期改善3xxx合金的高温力学性能[11、13、15和19]。刘和陈[12]报道，在375℃下加热48小时的一步法热处理促使大量α-Al(MnFe)Si弥散体析出，从而在300℃下实现3004合金的峰值弥散强化。后来，发现与在375℃下加热48小时的一步法热处理相比，在250℃下加热24小时和在375℃下加热48小时的两步法热处理可显著改善弥散体的特性以及300℃下的屈服强度和抗蠕变性[17]。李等人。 [13]研究了添加不同量的Si和Mg对3xxx合金组织和高温性能的影响，发现当Si含量为0.25wt.%、Mg含量为1.0wt.%时，α-Al(MnFe)Si弥散相的高温强化效果最好。刘等[16]研究发现，在Al-Mn-Mg 3004合金中添加0.3wt.%Mo可细化弥散相，并提高其在350℃以下的热稳定性。由于Fe、Si和Mn等合金元素在凝固过程中发生偏析，在沉淀热处理过程中，枝晶间区域总会形成无弥散相区（DFZ），从而降低弥散相的体积分数，降低合金的高温性能[11e13]。因此，在采用弥散强化时，必须尽量减少 DFZ。添加具有负偏析（ko > 1）的元素是减少 DFZ 数量的有效方法。据报道，Mo 可以最大限度地减少不同 Al 合金中 DFZ 的形成 [16，20，21]，从而使弥散体的体积分数较大且分布均匀，最终获得更优的高温性能。尽管之前的研究报告显示弥散体强化可以使 Ale Mne Mg 3xxx 合金的高温性能得到显著改善，但大多数研究都局限于铸锭。事实上，工业工程零件通常需要材料经历大的塑性变形才能满足特殊的形状和性能要求。此外，热轧或挤压也能消除铸造缺陷，如夹渣、孔隙等，进一步改善材料性能[22e25]。张等[26]研究发现，室温预轧显著促进了纳米弥散相的形核，增加了Al-Mn-Si合金中弥散相的数量密度。但室温变形会增加开裂的风险，从而增加制造难度[27]。因此，有必要研究热变形工艺对弥散相组织及其相关力学性能的影响。
热处理对Monel K500合金组织和力学性能的影响
本研究研究并比较了不同热处理 (HT) 对采用激光粉末床熔合 (L-PBF) 和激光粉末定向能量沉积 (LP-DED) 技术制备的 Monel K500 的微观结构和力学性能的影响。由于制备过程中诱导的高冷却速度，制备的 Monel K500 试样表现出树枝状微观结构和元素微偏析。使用四种不同的 HT 程序（包括热等静压 (HIP)、固溶退火 (SA) 和时效）研究了文献中提出的 HT 对锻造 Monel K500 的适用性。使用室温单轴拉伸试验评估试样的力学性能。使用扫描电子显微镜分析了 HT 过程中试样的微观结构演变。对于所有研究的 HT 条件，与 LP-DED 试样相比，L-PBF Monel K500 试样始终表现出更高的强度和更低的延展性。 HT 工艺包括在 1160°C 下以 100 MPa 的压力进行 3 小时的 HIP、在 1100°C 下进行 15 分钟的 SA，以及在 610°C 下进行 16 小时、在 540°C 下进行 6 小时和在 480°C 下进行 8 小时的三步时效，从而使 L-PBF 和 LP-DED 制备的 Monel K500 均具有最高强度。
增材制造和传统制造的 304L 奥氏体不锈钢抗氢脆性能比较研究
奥氏体不锈钢 (ASS) 常用于敏感的氢气 (H) 存储、氢气基础设施以及运输应用，因为与铁素体钢相比，它们通常不太容易受到氢脆 (HE) 的影响。这是因为它们的扩散率较低，而氢的溶解度较高 [1-3]。氢脆描述了这样一种现象：材料的机械性能经常会突然发生灾难性的恶化（特别是在受到拉伸载荷时，由于拉伸延展性的丧失），这是由于酸性溶液中的环境氢和含氢气体 [4-8] 扩散到块体材料中造成的。与不易发生 HE 的热力学稳定 ASS（如 AISI 310S 型）相比，在仅含 8 – 10 wt% Ni 的亚稳态 ASS（如 AISI 304 型）中经常观察到严重的 HE，其中在变形过程中会形成应变诱导的 α ′马氏体 [9 – 11]。应变诱导的 α ′马氏体为 H 提供了快速扩散路径，导致 H 在微观结构的关键位置富集（如异质界面前方的微观机械高应力区域），从而导致 H 辅助开裂 [12, 13]。此外，由于凝固过程中的偏析或高冷却速度导致 δ 到 γ 的转变不完全，亚稳态 ASS 中可能会出现少量的 δ 铁素体。这可能会通过提供裂纹起始点来增加样品的 HE 敏感性 [14, 15]。
工艺参数变化对激光定向能量沉积吹粉法 Inconel 718 薄壁微观结构的影响
在 Inconel 718 的激光定向能量沉积 (L-DED) 中，所制造部件的微观结构在很大程度上取决于所应用的工艺参数和由此产生的凝固条件。大量研究表明，工艺参数沉积速度和激光功率对微观结构特性（如枝晶形态和偏析行为）有重大影响。本研究调查了当线质量（从而导致的层高）保持不变时，这些工艺参数的变化如何影响微观结构和硬度。这使得能够对使用相同层数但工艺参数截然不同制造的几何相似样品进行微观结构比较。这种方法的好处是，所有样品的几何边界条件几乎相同，例如特定于层的构建高度和导热横截面。对于微观结构分析，应用了扫描电子显微镜和能量色散 X 射线光谱，并以定量方式评估结果。沿堆积方向测量了微观结构特征，包括一次枝晶臂间距、沉淀 Laves 相的分数和形态以及空间分辨的化学成分。使用半经验模型，根据一次枝晶臂间距计算发生的冷却速率。应用了其他研究人员使用的三种不同模型，并评估了它们对 L-DED 的适用性。最后，进行了显微硬度测量，以对材料机械性能的影响进行基线评估。
Sb/Te 比对 Ge-TiO2 结晶动力学的影响...
富 Ge GeSbTe (GGST) 合金的开发显著提高了相变存储技术所需的高温稳定性。先前对 Sb/Te 比小于 1（Sb = Te , 1）的 GeSbTe (GST) 材料中 Ge 富集的研究强调了立方 Ge 和立方 GST 相的分离。这种分离的立方 GST 相是亚稳态的，呈现出多晶结构，其晶粒边界无序，可能导致结构弛豫，进而导致漂移现象。在这项工作中，利用电阻率测量、拉曼光谱和原位 x 射线衍射分析，我们首次证明 Sb/Te 比大于 1（Sb = Te . 1）的 GGST 在退火时会直接形成具有高生长速度的 GST 六方相，绕过立方亚稳态相。结合 Ge 富集，Sb = Te 成核的活化能值增加。 1 GGST 合金确保了非晶相的高稳定性。最后，氮的引入进一步稳定了系统以防止结晶，而不会损害高晶体生长速度和 Sb = Te 合金中稳定的 GST 六方相的形成。1. 这些结果证明了可以调整富 Ge GeSbTe 合金中偏析相的晶体结构，将非晶相在高温下的稳定性与目标 GST 相的高结晶速度和均匀性（具有较大的晶粒）相结合。
Ti 0.12 Al 0.21 B 0.67 薄膜在 1000 °C 下的时间分辨分解
通过在 1000 ◦ C 下进行 1 小时和 3 小时的真空退火，研究了磁控溅射合成的化学计量 Ti 0.12 Al 0.21 B 0.67 薄膜的热稳定性。比较了沉积态和退火后薄膜的化学成分、相形成和形态的变化。X 射线衍射 (XRD) 数据表明，沉积态 Ti 0.12 Al 0.21 B 0.67 薄膜中形成了单相固溶体。退火 1 小时后，扫描透射电子显微镜 (STEM)、能量色散 X 射线映射 (EDX) 和原子探针断层扫描 (APT) 研究揭示了富 Al 和富 Ti (Ti,Al)B 2 域的偏析，与旋节线分解一致。此外，AlB 12 的形成伴随着 Al 浓度从 20.9 原子％ 降至 16.8 原子％，这可能是由于蒸发引起的，表明在退火 1 小时期间富 Al (Ti,Al)B 2 域发生了分解。退火 3 小时后对薄膜的分析表明，存在持续的旋节线分解以及富 Al (Ti,Al)B 2 域的进一步分解，除了 AlB 12 的形成外，还导致 Al 浓度因 Al 蒸发而降至 12.5 原子％。在 1100 ◦ C 下进行原位透射电子显微镜 (TEM) 研究期间观察到的相形成趋势与上面讨论的分解过程一致。这里确定的热稳定性极限是通过空间分辨的结构和成分探针揭示的，它将 Ti 0.12 Al 0.21 B 0.67 在真空中的应用温度范围限制在 < 1000 ◦ C 的温度范围内，并强调仅基于 XRD 数据的热稳定性研究会导致高估热稳定性。
抗隔离的碳微纤维增强自我...
本文介绍了包括碳微生物的自固化混凝土（SCC）的隔离抗性和流动性。最初，在两个水与诱因（w/b）比率为0.40和0.50时产生了六个SCC。后来，使用0％和0.25％碳微生物纤维的粘度修改混合物（VMA）制备了另外两个SCC，w/b比为0.40，以进一步提高隔离耐药性。测试了所有SCC的倒塌流量和t 50流动时间以确定流动性。相对于筛分偏析指数（SSI），测量了SCC的隔离抗性。此外，在倒塌流程测试后检查SCC的出现以获得视觉稳定性指数（VSI）。在Ø100mm x 200 mm圆柱体的两个裂缝半分裂的两半中，粗骨料颗粒的分布也被视为SCC隔离抗性的另一个指标。测试结果表明，以0.40为0.40制成的SCC具有出色的隔离性和良好的流动性。碳微生物显着降低了SCC的流动性，但增加了其隔离性。因此，倒数流量和SSI较低，而碳微纤维的SCC t 50流动时间更高。此外，随着碳微纤维的包含，SCC的VSI变得更好。VMA通过增强的粘度进一步改善了SCC的SSI和VSI。在SCC中，粗骨料颗粒的分布也更加均匀，包括有或没有VMA的碳微生物纤维。简介总体而言，在0.25％的碳微侵犯的情况下，观察到SCC相对于隔离性和流动性的最佳性能。关键字：碳微纤维，流动性，隔离性抗性，自固结混凝土，粘度修改混合物。
基思·史蒂文森博士
摘要：由于世界人口不断增长，能源需求不断增加，以及对可再生能源替代品多样化的需求日益增加，开发先进材料和技术以有效地将能源直接转化为电能变得至关重要。然而，在成功实施任何数量的竞争能源技术（例如基于硅的太阳能电池以外的技术）之前，仍然存在巨大的科学挑战。目前正在探索的材料、界面和设备架构很难通过集合平均、批量实验方法来探究，因为它们不表现出长程有序或同质性，包含独特的纳米形态特征，并且具有不均匀的化学成分和缺陷化学。此外，这些材料和界面具有动态“反应性”，其性能在使用过程中会显著下降，从而限制了它们的循环寿命和最终的商业化前景。本次演讲将重点介绍我们为开发高分辨率、空间分辨的方法来研究钙钛矿太阳能电池所做的努力。我们开发了一些方法来研究功能设备中不同深度的埋藏界面。这些实验揭示了不同层之间的大量混合[1-3]。另一个设计参数是通过用 Br 部分取代 I - 来调整钙钛矿化学的带隙，以扩大其在串联太阳能电池和 LED 中的应用。剩下需要解决的唯一关键问题是它们在工作条件下的长期稳定性较差，特别是通过分裂成富含 I 和 Br 的相而导致的光化学降解。要充分抑制这一过程，需要彻底了解其潜在现象。在本次报告中，我们将详细研究化学计量和非化学计量混合卤化物 CsPbI 3-x Br x 中的电场诱导和光诱导相变。使用 ToF-SIM 和原位原子力显微镜，可以可视化光照下卤化物相偏析的实时动力学。富含 I 的相主要沿晶界偏析，而晶粒本体仍然富含 Br。我们提出，通过空间分辨成像方法，光生 Pb 0 和 I 3 - 物种被选择性地从晶粒本体排出到晶粒边界界面。 简历：史蒂文森教授于 1997 年在犹他大学亨利怀特教授的指导下获得博士学位。随后，他在西北大学 (1997-2000) 担任博士后；并在 2000 年至 2015 年期间在德克萨斯大学奥斯汀分校担任教授。目前，他正在领导俄罗斯莫斯科一所新的研究生大学 (斯科尔科沃科学技术研究所) 的发展，他曾担任该研究所的教务长、全职教师和能源科学与技术中心 (CEST) 的创始人。2019 年，斯科尔科沃科技大学成为世界上最年轻的大学，也是俄罗斯联邦唯一一所进入自然指数年轻大学前 100 名的大学。史蒂文森的研究兴趣旨在阐明和控制对许多新兴的能源存储和能量转换技术至关重要的固/液界面化学。迄今为止，他已经在这个领域发表了 350 多篇同行评审的出版物、13 项专利和 6 本书的章节。他曾获得美国国家科学基金会 CAREER 奖（2002 年）、南方研究生院会议新学者奖（2004 年）、电分析化学学会青年研究员奖（2006 年）、Kavli 研究员（2012 年）、电分析化学学会 Charles N. Reilley 奖（2021 年）和电化学学会 David C. Grahame 奖（2023 年）。史蒂文森的研究兴趣旨在阐明和控制对许多新兴的能源存储和能量转换技术至关重要的固/液界面化学迄今为止，他已在该领域发表了 350 多篇同行评审出版物、13 项专利和 6 本书章节。他曾获得 NSF CAREER 奖（2002 年）、南方研究生院会议新学者奖（2004 年）、电分析化学学会青年研究员奖（2006 年）、Kavli 研究员奖（2012 年）、电分析化学学会 Charles N. Reilley 奖（2021 年）和电化学学会 David C. Grahame 奖（2023 年）。
聚焦离子束铣削卤化物钙钛矿器件横截面的光发射
Baba , A.、Bai , D.、Sadoh , T.、Kenjo , A.、Nakashima , H.、Mori , H. 和 Tsurushima , T. (1997)。硅晶体中辐射诱导缺陷和非晶化的行为。物理研究中的核仪器和方法。 B 部分：光束与材料和原子的相互作用，121（1 – 4），299 – 301。，Li，X.，Qi，J.，Yu，D.，Li，J.和Gao，P.（2018）。从原子尺度洞察甲基铵碘化铅钙钛矿的结构不稳定性及其分解途径。自然通讯, 9 (1), 4807。陈绍军, 张颖, 张鑫, 赵建, 赵哲, 苏鑫, 华哲, 张建, 曹建, 和冯建军 (2020)。有机-无机杂化钙钛矿通过中间超结构的一般分解途径及其抑制机制。先进材料, 32 (29), 2001107。Cortecchia, D., Lew, K. C., So, J.-K., Bruno, A., & Soci, C. (2017)。多维钙钛矿薄膜中自组织异质相的阴极发光。材料化学, 29 (23), 10088 – 10094。Dar, MI、Jacopin, G.、Hezam, M.、Arora, N.、Zakeeruddin, SM、Deveaud, B.、Nazeeruddin, MK 和 Grätzel, M. (2016)。 CH3NH3PbI3-xBr x 钙钛矿单晶中的不对称阴极发光发射。 ACS Photonics, 3 (6), 947 – 952。Divitini, G., Cacovich, S., Matteocci, F., Cinà, L., Di Carlo, A., & Ducati, C. (2016)。原位观察钙钛矿太阳能电池的热致降解。自然能量, 1 (2), 15012。http://dx.doi.org/10.1037/0021-843X.111.1.15012 Drouin, D., Couture, R., Joly, D., Tastet, X., Aimez, V., & Gauvin, R. (2007)。 CASINO V2.42 — 为扫描电子显微镜和微分析用户提供快速且易于使用的建模工具。扫描, 29 (3), 92 – 101。Ferrer Orri, J.;莱内曼，J.；普雷斯塔特，E.；约翰斯通，DN； Tappy，N.LightSpy。 2021. Giannuzzi, LA、Geurts, R. 和 Ringnalda, J. (2005)。 2 keV Ga + FIB 铣削可减少硅中的非晶损伤。显微镜和微分析，11（S02），828-829。离子偏析对混合卤化物钙钛矿薄膜局部光学特性的影响。纳米快报, 16 (2), 1485 – 1490。Hidalgo, J., Castro-Mendez, A., & Correa-Baena, J. (2019)。钙钛矿太阳能电池的成像和映射表征工具。先进能源材料, 9 (30), 1900444。Huh, Y., Hong, K. J., & Shin, K. S. (2013)。聚焦离子束铣削在金属和电子材料中引起的非晶化。显微镜和微分析，19 (S5)，33 – 37。Jeangros, Q., Duchamp, M., Werner, J., Kruth, M., Dunin-Borkowski, RE, Niesen, B., Ballif, C., & Hessler-Wyser, A. (2016)。原位 TEM 分析
第七届先进钢铁国际会议...
001 1-4 全体演讲 1 Sung-Joon Kim 奥氏体不锈钢中间隙原子的作用：C 与 N 002 5-7 1 相变 Tadashi Furuhara 界面工程在控制钢的微观结构和性能中的应用 003 8-11 1 相变 Yasunobu Nagataki 汽车用超高强度钢板的最新研究进展 006 12-15 1 相变 Mahesh Chandra Somani 北极应用新型超高强度钢的设计和加工的最新进展 007 16-18 1 晶粒结构控制 Munekazu Ohno 包晶钢凝固过程中粗柱状奥氏体晶粒的形成 008 19-20 1 晶粒结构控制 Shuang Xia 晶界特征分布对 316L 不锈钢力学性能的影响 009 21-22 1 晶粒结构控制Toshio Ogawa 通过三维微观结构分析表征纯铁和低碳钢的再结晶行为 010 23-25 1 晶粒结构控制 YongJie Yang 取向硅钢中一次再结晶织构的发展 011 26-29 1 第二相粒子控制 Yutaka Neishi 通过控制夹杂物形态提高特殊钢棒材和线材的性能 012 30-33 1 第二相粒子控制 Ling Zhang 含 2 wt%Nb 低碳钢的力学性能 013 34-37 1 第二相粒子控制 Wei Wang 通过测量高温下晶粒生长获得 TiN 在奥氏体中的溶度积 015 38-40 2 强度和变形 1 Nobuhiro Tsuji 完全再结晶超细晶粒钢同时实现高强度和高延展性的可能性 016 41-43 2 强度与变形 1 Elena Pereloma 揭示加工参数之间的关系，铁素体高强度低合金钢的相间析出与强化 017 44-47 2 强度与变形 1 Genichi Shigesato 高韧性钢板的微观组织控制 018 48-50 2 强度与变形 1 Norimitsu Koga 时效超低碳钢的低温拉伸性能 019 51-54 2 强度与变形 1 Myeong-heom Park 不同马氏体硬度的铁素体+马氏体双相钢的局部变形行为 020 55-57 2 强度与变形 2 Noriyuki Tsuchida 从应力分配角度改善力学性能 021 58 2 强度与变形 2 Stefanus Harjo 利用脉冲中子衍射观察钢材的变形行为 022 59 2 强度与变形 2 Si Gao 晶粒尺寸对钢材拉伸性能的影响304 不锈钢的原位中子衍射研究 023 60 2 先进钢种 1 Jungho Han 提高中锰钢低温韧性的可能性搅拌摩擦焊 024 61 2 先进钢种 1 Hongliang Yi 涂层/基体界面碳富集及其对 Al-Si 涂层压淬钢弯曲性能的影响 027 62-65 2 先进钢种 1 Dirk Ponge 高强度中高锰钢中的氢脆：从基础认识到新的抗氢微观结构设计 028 66-69 3 氢脆 Young-Kook Lee 微观结构和变形对珠光体钢氢脆的影响 029 70 3 氢脆 Hong Luo 环境引起的铁基多元合金的退化 030 71-73 3 氢脆 Shusaku Takagi 氢脆评估问题 031 74-76 3 氢脆 Akinobu Shibata 马氏体钢中的氢相关裂纹扩展行为 032 77-78 3 氢脆 Tomohiko Hojo 超高强度 TRIP 辅助钢的氢脆性能评估 033 79 3 耐热钢的设计 Satoru Kobayashi 提高长期结构稳定性的铁素体耐热钢的设计 034 80 3 设计耐热钢的设计 Shigeto Yamasaki Co 添加对高铬铁素体钢蠕变强度和磁性能的影响 035 81-84 3 耐热钢的设计 Nobuaki Sekido 利用纳米 SIMS 观察耐热铁素体钢在回火过程中硼偏析的变化 036 85-88 3 耐热钢的设计 Yoshiaki Toda 提高沉淀强化铁素体钢的蠕变强度 037 89-92 3 耐热钢的评价 Masatsugu Yaguchi 长期使用条件下 91 级钢的微观结构和蠕变强度 038 93 3 耐热钢的评价 Masatoshi Mitsuhara 晶界特征对 9Cr 铁素体耐热钢中 M23C6 碳化物生长的影响 039 94-97 3 18Cr 9Ni 3Cu Nb N钢的蠕变变形行为 040 98-101 3 耐热钢的评价 张胜德 长期使用超级304H钢锅炉管的组织与力学性能