A high-strength Mg–Ni–Y alloy sheet with a long-period
ordered phase prepared by hot-rolling
T.Itoi,*K.Takahashi,H.Moriyama and M.Hirohashi
Department of Mechanics Engineering,Chiba University,1-33Yayoi-Cho,Inage-Ku,Chiba 263-8522,Japan
Received 6June 2008;revised 31July 2008;accepted 1August 2008
Available online 9August 2008
Ternary Mg 90.5Ni 3.25Y 6.25(at.%)cast alloy consisting of a long-period ordered (LPO)phase and a -Mg was rolled to 70%thick-ness reduction at 623K.After annealing at 673K for 6h,kink bands of the LPO phase and a -Mg grains of about 700nm were observed in the Mg 90.5Ni 3.25Y 6.25alloy sheet.The alloy sheet exhibited a yield stress,an ultimate tensile strength and an elongation of 460MPa,526MPa and 8%,respectively,at room temperature,and 301MPa,345MPa and 12%,respectively,at 523K.ó2008Acta Materialia Inc.Published by Elsevier Ltd.All rights reserved.
Keywords:Magnesium alloys;Mechanical properties;Long-period ordered (LPO)phase
Magnesium alloys have several distinct advantages as structural materials because of their low-density and high-speci?c strength.Therefore,many studies have investigated techniques for improving the mechanical properties of Mg alloys,and there is a growing need for high-strength wrought Mg alloys in automotive and aerospace industries [1,2].In 2001,a high-strength,rapidly solidi?ed powder metallurgy (RS P/M)Mg 97Zn 1Y 2(at.%)alloy was developed with a yield strength (r y )of >600MPa and an elongation (d )of 5%at room temperature [3,4].The high-strength of the RS P/M Mg alloy is due to not only a grain re?nement of about 200nm,but also to a long-period ordered (LPO)struc-ture formed in each Mg grain.Abe et al.provided a high-angle annular dark-?eld scanning transmission electron microscopy (HAADF-STEM)image with atomic resolution of the chemically ordered long-period structure formed in the RS P/M Mg 97Zn 1Y 2alloy,which clearly showed that Zn and/or Y atoms are segre-gated at two atomic layers in the unit cell of the LPO structure [5].Also,Ping et al.reported the local chemis-try of the LPO structure using a three-dimensional atom probe (3DAP),and their results supported the chemical order of Zn and Y elements in the LPO structure ob-tained by the HAADF-STEM method [6].Thereafter,various LPO structures with 10H,14H and 24R-types were found in the Mg 97Zn 1Y 2alloy and its thermal
treatment states [7–10].The LPO structure of the 18R-type is known as the s 1phase in the ternary Mg–Zn–Y equilibrium phase diagram [11].Furthermore,it was also found that the 10H,14H and 18R-types of LPO structure were formed in Mg–TM–Y alloys (TM =Cu or Ni)[12–15].Thus,LPO structures with various periods were systematically observed in Mg–TM–RE (TM =Cu,Ni,or Zn;RE =rare earth metals)alloys [16].Extruded bars of Mg 97TM 1Y 2(TM =Zn or Cu)(at.%)with the LPO phase exhibited a r y of 297MPa and a reasonable elongation of 4%at room temperature,and r y greater than 270MPa at 473K [15,17].In partic-ular,r y of the Mg 97TM 1Y 2extruded alloys at elevated temperatures was much superior to that of conven-tional Mg extruded alloys such as AZ31,AZ91D or AM60[15].Hot extrusion is an e?ective technique for improving the mechanical properties of Mg alloys with an LPO phase by re?ning the Mg grains and kinking the LPO phase.[17].Thus,the mechanical properties and formation of the LPO phase were inves-tigated systematically for several Mg–Zn–RE alloys.On the other hand,Mg alloy sheets are currently being tested for various applications,such as thin compo-nents with large surface areas.Therefore,high-strength Mg alloy sheets with good ductility are needed to ex-tend the practical use of Mg alloys.However,there are still no investigations on the preparation of a Mg alloy sheet with the LPO phase by a rolling process.In this study,we report the microstructure and mechanical properties of a Mg–Ni–Y alloy sheet pre-pared by hot-rolling.
1359-6462/$-see front matter ó2008Acta Materialia Inc.Published by Elsevier Ltd.All rights reserved.doi:10.1016/j.scriptamat.2008.08.001
*Corresponding author.Tel.:+81432903199;fax:+81432903039;e-mail:itoi@faculty.chiba-u.jp
Available online at https://www.doczj.com/doc/1014327352.html,
Scripta Materialia 59(2008)
1155–1158
https://www.doczj.com/doc/1014327352.html,/locate/scriptamat
A ternary Mg90.5Ni3.25Y6.25(at.%)alloy ingot was prepared by furnace melting pure Mg,Ni and Y metals in a steel tube under a CO2atmosphere,and then casting into a steel die8mm wide,15mm thick and100mm long.The cast ingots were remelted in a steel tube at 973K,and then cast into a water-cooled Cu mold 2.5mm wide,15mm thick and100mm long,to obtain ?ne grains by rapid solidi?cation.The rapidly solidi?ed ingots were rolled to70%thickness reduction at623K in air.The rolled sheets were annealed at673K for6h in air.Hardness was evaluated by the Vickers hardness measurement.Tensile tests were conducted using an In-stron-type tensile testing machine at room and elevated temperatures with an initial strain rate of7.8?10à4sà1. Microstructures of these alloys were observed by a scan-ning electron microscopy(SEM;JSM-5300LV)and transmission electron microscopy(TEM;JEOL JEM-4000FX,operating at400kV).Basal plane pole?gures were measured at up to60°by the Schultz re?ection method.
Figure1a shows a back-scattered electron SEM (BSE-SEM)image of the Mg90.5Ni3.25Y6.25cast alloy. The bright contrasts in Figure1a corresponding to the LPO phase appear at the grain boundaries of the Mg phase.Mg grains about5–20l m in diameter and an LPO phase about10–50l m in thickness are observed at the grain boundaries in the image.The volume frac-tion of the LPO phase in this image is estimated to be approximately65%.The Vickers hardness of the cast al-loy is evaluated to be about100HV0.5.Figure1b shows the electron di?raction(ED)pattern obtained from the LPO phase in the Mg90.5Ni3.25Y6.25cast alloy.From this pattern,extra re?ection spots are recognized at the posi-
tions of n/6(002)hexagonal close packed(hcp)(n is an
integer),and are indicated by an arrowhead.In addition,the extra re?ection spots in the ED pattern
can be indexed as003n/18,à11(3n+1)/18and
à22(3n+2)/18in orthorhombic coordinates.The dif-fraction pattern indicates an18R-type LPO structure
[8].The LPO structure observed in the Mg90.5Ni3.25Y6.25
cast alloy is considered to be the same LPO structure ob-served in the Mg–Zn–Y or Mg–Cu–Y alloys[8,14,15].
Figure2a and b shows cross-sectional SEM images of
the Mg90.5Ni3.25Y6.25cast alloy rolled to70%thickness
reduction at623K and after annealing at673K for6h, respectively.There are no microcracks in either state. Furthermore,extension of the LPO phase toward the transverse direction(TD)is observed in Figure2a and b.Mg grains of about5–10l m and a deformed LPO phase are observed in Figure2a.Furthermore,kink bands of the LPO phase are observed,and are indicated by arrows in the enlarged image of the deformed LPO phase in Figure2a.Although the Mg grains grew to about10–20l m during annealing at673K for6h,kink deformation of the LPO phase is retained,as seen in Figure2b.Kink bands of the LPO phase are considered a strength factor of the Mg–Zn–Y extruded alloy[17]. Hagihara et al.reported that a slip system of(0018) [110]is operative in the18R-type LPO structure over a wide temperature range(77–673K)[18].This result indicates that kink boundaries inhibit basal slip of the LPO phase up to673K.Kink bands mostly occur in materials with strong anisotropy in their shear strengths when they are loaded parallel to their weak planes.
This Figure1.(a)BSE-SEM image of the Mg90.5Ni3.25Y6.25cast alloy.(b)
ED pattern of the LPO phase observed as bright contrast areas in
(a).
Figure2.Cross-sectional SEM images of(a)the Mg90.5Ni3.25Y6.25cast
alloy rolled to70%thickness reduction at623K and(b)the
Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet after annealing at673K for6h.
1156T.Itoi et al./Scripta Materialia59(2008)1155–1158
mechanism has been used to explain deformations in single-crystal hexagonal metals[19,20].Such kink bands would be expected only in crystals that are not subject to twinning as a result of compressive stresses,such as hex-agonal metals or alloys having an c/a axis ratio greater than1.73[21].Due to the annealing,the Vickers hard-ness of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet decreases from 120to100HV0.5.
Figure3a and b shows TEM images of the LPO and Mg phases of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet after annealing at673K for6h,respectively.The typical kink bands projected from the[110]zone axis are shown in Figure3a.Black lines indicate the basal planes of the LPO phases.Figure3a clearly shows kink boundaries in the LPO phases.These kink bands are frequently observed before annealing,i.e.kink bands are induced by hot-rolling at623K and are retained after annealing at673K for6h.This result is consis-tent with the SEM observations in Figure2b,indicat-ing that the kink bands of the LPO phase have high-thermal stability.Also,as shown in Figure3b,Mg grains of700nm are observed,suggesting that the Mg phases in the alloy sheet are recrystallized by annealing.That is,it is considered that the Mg grains with10–20l m observed in Figure2b consist of?ne-grained Mg.
Figure4a and b shows(002)pole?gures of the
Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy rolled to70%thickness reduc-tion at623K and after annealing at673K for6h, respectively.These pole?gures indicate the re?ections from both basal planes of the LPO and Mg phases,be-cause the re?ection angles of(0018)LPO and(002)Mg are almost the same[11].As shown in Figure4a,the alloy sheet has a basal texture with a maximum texture intensity of 3.8and an angular distribution that is broader toward the TD than toward the rolling direc-tion(RD).In addition,it is recognized that the peak intensity is tilted about10°from the nominal direction (ND)toward the RD.There is a tendency to exhibit a basal texture in which the majority of the LPO and Mg phases are oriented such that their basal planes are close to the plane of the sheet.Furthermore,as shown in Figure4b,although maximum texture intensity de-creased slightly to3.6,the basal texture is fairly well re-tained after annealing.Recently,we have investigated the deformation behavior of an Mg85Ni6Y9alloy con-sisting of the LPO phase.The LPO structure has a ten-dency to orient in a direction in which the basal planes are perpendicular to the ND direction when hot-rolled at623K with70%reduction.Furthermore,the basal texture of the LPO phase is unchanged after thermal annealing at673K for26h.These results suggest that the basal textures observed in Figure4a and b are in?uenced considerably by the basal texture of the LPO phase.Therefore,we consider that the basal tex-ture of the LPO phase is formed by hot-rolling and is fairly well retained after annealing at673K for6h. From these results,it seems that kink deformation of the LPO phase plays a role in the formation of the ba-sal texture of the LPO phase,and suggests that the high-thermal stability of kink bands leads to high-ther-mal stability in the basal texture of the LPO phase.
Figure5shows nominal stress–strain curves of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet after annealing at
673K Figure3.TEM images of(a)the LPO phase and(b)the Mg phase of
the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet after annealing at673K for6
h.
Figure4.(002)Pole?gures of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet(a)and
after annealing at673K for6h
(b).
Figure5.Nominal stress–strain curves of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy
sheet after annealing at673K for6h.Tensile test was performed along
the RD at RT,523K and573K.
T.Itoi et al./Scripta Materialia59(2008)1155–11581157
for6h.The tensile test was performed along the RD. The alloy sheet exhibited r y,r UTS and d of460MPa, 526MPa and8%,respectively,at room temperature (RT),and301MPa,345MPa and12%,respectively, at523K.Furthermore,we noted that high-strength(r y above200MPa)is retained at573K.The speci?c yield strength at RT,de?ned as the ratio of r y to q,is 220MPa mgà1mà3,which is much higher than that of extra-super duralumin(about180MPa mgà1mà3). These obtained mechanical properties are summarized in Table1.Tensile properties of commercial Mg sheets, such as AZ31B,HM21XA and LA141A,are shown in Table1for comparison[22].Also,a typical high-tem-perature-resistant Mg alloy(WE54)is listed in Table 1.Although elongation is slightly limited compared with commercial Mg sheets,the yield stress of the alloy sheet is twice that of AZ31B.Furthermore,the yield strength of the alloy sheet at523K is much higher than that of WE54.These results indicate that the Mg90.5Ni3.25Y6.25 alloy sheet has high-strength over a wide temperature range compared to commercial Mg sheets.On the basis of the structural features of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet,it is considered that the high-strength results from (i)the volume fraction of the LPO phase being higher than that of the a-Mg phase;(ii)the formation of basal texture(basal plane\ND)of the LPO phase by hot-rolling;(iii)suppression of the basal slip of the LPO phase by kink boundaries and(iv)the high-thermal sta-bility of the basal texture of the LPO phase.In addition, reasonable elongation may be attributed to the grain re?nement of the Mg phase by recrystallization.
From these results,it was concluded that an Mg–Ni–Y alloy sheet combining high-strength and reasonable elongation was achieved by hot-rolling and subsequent appropriate thermal annealing,using the LPO phase as a strength factor.
This work is?nancially supported by the grant-in Aid for Encouragement of Young Scientists(B)(Grant #20760463)from the Ministry of Education,Science, Sport and Culture.
Supplementary data associated with this article can be found,in the online version,at doi:10.1016/ j.scriptamat.2008.08.001.
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Table1.Tensile properties of the Mg90.5Ni3.25Y6.25alloy sheet after annealing at673K for6h
Alloy Yield strength
r y(MPa)Ultimate tensile strength
r UTS(MPa)
Elongation d(%)Density q(Mg/m3)
Mg90.5Ni3.25Y6.25(at%)alloy(at RT)4605268 2.09 (at523K)30134512
(at573K)22423625
AZ31B(at RT)22028815 1.78 (at533K)317575
HM21XA(at RT)17223310 1.78 (at533K)10311025
LA141A(at RT)12314423 1.35
WE54A-T6(at RT)2002755 1.85 (at523K)1702257.5
Commercial Mg sheets AZ31B,HM21XA and LA141A are shown for comparison.WE54(a typical high-temperature-resistant Mg cast alloy)is also listed. 1158T.Itoi et al./Scripta Materialia59(2008)1155–1158
Chemical Propellants & Polymeric Materials ２０１０年第８卷第２期 · 15 · 金属储氢材料研究进展 范士锋 （海军驻西安地区军事代表局，陕西西安 ７１００６５） 摘 要：综述了金属储氢原理、目前国内外金属储氢材料的研究现状及应用研究进展，对镁系、稀土系、Ｌａｖｅｓ相系、钛系及金属配位氢化物等几个系列金属储氢材料当前的研究热点和存在问题进行了详细介绍，并对未来金属储氢材料在民品和军工方面的应用研究方向和发展趋势进行了展望。 关键词：金属储氢材料；研究进展；发展趋势 中图分类号： ＴＧ１３９．７ 文献标识码： Ａ 文章编号： １６７２－２１９１（２０１０）０２－００１５－０５ 收稿日期：２００９－０９－０９ 作者简介：范士锋（１９７８－），男，工程师，从事战略导弹总体与固体火箭发动机研究。电子信箱：ｊｉｚｈｅｎｌｉ＠１２６．ｃｏｍ 作为燃料，氢具有最高的质量热值（其热值１．２５×１０６ｋＪ／ｋｇ，为汽油的３倍、焦炭的４．５倍）， 是理想的高能清洁燃料之一［１－２］。目前，尽管高压（低于１７ＭＰａ）气态储氢、低温（低于２０Ｋ）液态储氢等技术手段使得氢在一些常规燃料和航天推进等领域得以应用，但高压气态氢体积热值小以及低温液态氢液化过程耗能高、使用条件苛刻等问题严重限制了氢作为火炸药能量供给组分的应用。利用吸氢材料与氢气反应生成固溶体和氢化物的固体储氢方式，能有效克服上述储存方式的不足，而且储氢体积密度大、安全度高、使用和运输便利。因此，今后储氢研究的重点将是新型高性能储氢材料的研发，目前研究较为广泛的主要是金属储氢材料［３］。 储氢材料按氢的结合方式可分为化学键合储氢（如储氢合金、配位氢化物、氨基化合物、有机液体碳氢化合物等）和物理吸附储氢（碳纳米管、多孔碳基材料、金属有机框架材料、纳米储氢材料、多孔聚合物等）。从上述储氢材料的性能（燃烧热、材料密度、储氢密度、反应活性）等衡量标准分析，高热值的金属储氢材料（包括金属氢化物或合金储氢材料）是火炸药燃料组分的发展重点。 文中主要针对当前金属储氢材料的研究热点和存在问题，对相关金属储氢材料的国内外研究进展进行较为详细的综述，以期为此类高性能材料在火炸药中的应用提供研究思路。 １ 金属储氢原理及储氢研究现状 传统的氢气存储方式中，气态储氢方式简单 方便，是目前储存压力低于１７ＭＰａ的常用方法，但存在着体积密度小、运输和使用过程中易燃易爆等缺点；液态储氢方法的体积密度（７０ｋｇ／ｍ３）较高，但氢气的液化需要冷却到２０Ｋ的超低温下才能实现，此过程需消耗的能量约占所储存氢能的２５％￣４５％，且液态氢使用条件苛刻，对储罐绝热性能要求高，目前只限于航天领域。金属储氢材料是目前研究较为广泛、成熟的新型高性能大规模储氢材料之一，其储氢密度高、安全性好、适于大规模氢气储运，最重要的特性是能够可逆地吸、放大量氢气。氢一旦与储氢合金接触，即在其表面分解为Ｈ原子，Ｈ原子扩散进入合金内部直至与合金发生反应而生成金属氢化物，氢即以原子态储存在金属结晶点内（四面体与八面体间隙位置）。在一定温度和氢压强条件下，上述吸、放氢反应式如下式所示： 其中，吸氢过程放热，放氢过程吸热，上述吸、放氢反应过程热力学和动力学与温度、氢压力密切相关，特别是放氢压力与反应温度呈指数变化关系［４］。 储氢材料性能的衡量标准主要用以下２个产量表示：体积储氢密度和质量储氢密度。其中，体积储氢密度为系统单位体积内储存氢气的质量（ｋｇ／ｍ３），质量储氢密度为系统储存氢气的质量与系统质量的比值（质量分数）。考虑储氢材料在火炸药中的应用，系统燃烧热（与储存介质的热值和储氢质量分数的大小密切相关）、系统密度（与储存介质的密度和结构相关）和反应活性（ 与氧化
储氢材料研究进展 摘要：随着传统能源的日渐枯竭，以及生态环境恶化的双重压力，致使人类面临着能源和环境危机的严峻挑战。而氢能作为一种高效﹑清洁﹑无污染的能源，日益受到人们的瞩目。本文重点介绍储氢材料的分类，以及氢能的应用，并给出一些建议。 关键词：氢能源储氢材料应用领域 Progress in hydrogen storage material Abstract：Along with the traditional energy exhaustion, dual pressure and the deterioration of the ecological environment, resulting in serious challenge that the mankind faces a crisis of energy and environment. While hydrogen as a kind of high efficient, clean, no pollution energy, increasing people's attention. This paper introduces the classification of hydrogen storage materials, and the application of hydrogen energy, and puts forward some suggestions. Key words: Hydrogen energy Hydrogen storage material Application field 随着人们环保意识的增强和低碳经济概念的提出，氢能日益受到关注。氢能具有许多优势：（1）氢释能后的产物是水，属于清洁能源；（2）既可通过太阳能、风能、核能等分解水来获得，也可以利用石油重整、甲醇蒸汽转化、炼焦和煤炭气化等方式制取，是可再生能源；（3）氢具有较高的热值；（4）在化工与炼油等领域副产大量氢气，资源丰富。此外，通过改造微生物基因以实现高效生物制氢也是当前世界范围内的研究热点。现有的工业技术已能实现氢的大规模生产。从长远来看，它的发展可能带来能源结构的重大改变。如果能被有效地开发利用，作为一种能源替代物将会有广阔的应用前景，氢能体系主要包括氢的生产、储存与运输、应用 3 个环节，其中氢的储存是关键, 也是目前氢能应用的技术瓶颈。 储氢材料分类
1 / 8 镁合金的发展及应用 摘要：综述镁合金的特点及其在交通、航空航天、兵器方面的应用情况，并结合兵器零件的使用特点和性能要求，分析了镁合金在兵器装备中的应用前景， 展望 关键词：镁合金，特点，发展，应用 1 引言 镁合金的密度很小，是钢的四分之一、铝的三分之二，但镁合金的比强度却大于钢和铝，是最轻的金属结构材料。因此，镁合金在电子产品、汽车、航空航天等需要高比强度金属材料的领域具备广阔的发展前景。但是镁合金的化学活性高，在有机酸、无机酸和含盐的溶液中均会被腐蚀，且腐蚀速率较高，使得镁合金的应用受到了很大的限制。 镁合金是重要的有色轻金属材料，具有比强度、比刚度高，减振性、电磁屏 蔽和抗辐射能力强，易切削加工，易回收等一系列优点，广泛应用于航空航天、 2 镁合金的特点 （1）重量轻:镁合金的比强度要高于铝合金和钢/铁、但略低于比强度最高的纤维增强塑料；其比刚度与铝合金和钢/铁相当，但却远远高于纤维增强塑料。比强度(强度/密度之比值)、比耐力(耐力/密度之比值)则比铝、铁都要高。在实用金属结构材料中其比重最小(密度为铝的2/3，钢的1/4)。这一特性对于现代社会的手提类产品减轻重量、车辆减少能耗以及兵器装备的轻量化具有非常重要的意义。 （2）高的阻尼和吸震、减震性能:镁合金具有极好的吸收能量的能力，可吸收震动和噪音，保证设备能安静工作。镁合金的阻尼性比铝合金大数十倍，减震效果很显著，采用镁合金取代铝合金制作计算机硬盘的底座，可以大幅度减轻重量(约降低70%)，大大增加硬盘的稳定性，非常有利于计算机的硬盘向高速、大容量的方向发展。 （3）良好的抗冲击和抗压缩能力:其抗冲击能力是塑料的20倍；当镁合金
雅马哈12路调音台的使用方法 当最初接触调音台的时候，很容易会被它面板上花花绿绿、数目众多的旋钮和推杆唬住。首先我们来看一下左边的面板。实际上，左边每一路的推杆和旋钮的意义都是一样的。所以你只需要集中精力了解一个通道的操作方法就可以通盘掌握。较少路数的调音台有4路和8路的输入控制，而路数最多的有96路甚至更多的。这个调音台有8路输入控制，我们只取其中一个来讲解各部分的作用。 1.MIC：麦克风输入接口 麦克风输入经由XLR 母座，可接受平衡式或非平衡式低电平讯号，使用专业动圈式、电容式或丝带式低阻抗麦克风，如果使用非平衡式麦克风需要尽量使用愈短愈好的麦克风线，以避免电波噪音的干扰。 2.LINE：高电平输入接口 高电平输入通常经由TRS 1/4" 立体Phone Jack 或TRS 1/4" Mono Phone Jack 送入，麦克风音源以外的讯号都可经由高电平输入至混音机，立体Phone Jack 的输入是平衡式的，相同于XLR 的方式，但是如果一定要用非平衡式器材时，可用Mono Phone Jack ，其接线不能太长（4.5m 以内）。 3.LINE -20DB：衰减20 分贝按键 按下此键可以对输入电平衰减20 分贝。一般在环境噪音较大，设备电平噪音较大或电平过高的时候使用该按键。使用该键将对音频输入信号的所有频率进行衰减，以达到将音量较小的杂音或电噪音过滤掉的目的。有时会出现输入电平信号过高的现象，如不进行衰减，则衰减器的控制范围就会大大降低，只能在一个很小的区域内滑动，造成对音量输出控制很难操作。此时应按下此键，以增大衰减器的有效控制范围。 4.PEAK：峰值指示灯 Peak 灯亮时，警告使用者输入信道内的讯号过强。发现Peak 灯亮时，并且任由这种情况持续的话，调音台会启动自我保护功能，切断音源输出。所以，此时应调整输入音量大小，否则，调音台的音频输出将被自动切断。可使用的控制包括： Line －20 DB、减小Gain、拉低衰减器，一般以减小Gain为宜。 5.GAIN：增益旋钮 它是用来调节输入信号电平大小的。输入的信号以多大的电平来输出是由该旋钮和该输入单元的推子共同决定的。显然，旋钮顺时针方向角度越大、推子越高，输入信号的输出电平的提升就越大，或者说该路输入的音频信号在输出中的响度就越大。增益范围为20 分贝到60 分贝。值得注意的是，增益太高会使声道负荷过载，导致声音失真；太低则背景噪音明显，可能也无法获得足够的讯号电平提供混音输出。使用高电平输入时要将增益转小。增益旋钮是作为声音输入调音台的关口，调整适当，即可保证调音台下一级的处理电路能接收到充分且“干净”的信号。 6.HIGH、MIDDLE、LOW：三段均衡器旋钮 High、Middle、Low 分别可以对高频、中频、低频进行增强或衰减，控制范围为正负15 分贝。中频控制收人声时尤其有用，可以非常准确地修饰演出者的声音。低音：20 Hz ～500 Hz 适当时，低音张弛得宜，声音丰满柔和。不足时声音单薄，过度提升时会使声音发闷，明亮度下降，鼻音增强。中音：500 Hz ～2 KHz 适当时声音透彻明亮。不足时声音朦胧，过度提升时会产生类似电话的声音。高音：2 KHz ～8 KHz 是影响声音层次感的频率。不足时声音的穿透力下降，过强时会掩蔽语言音节的识别，使齿音加重、音色发毛。 7.MONITOR：总监听音量旋钮调节该通路在监听线路中的音量大小。如不使用额外接入调音台的总监听设备，则此旋钮可置于0 处。 8.EFFECT：输出至效果器旋钮调节该旋钮决定该路输出至效果器的电平大小。如不使用外接的效果器，则此旋钮可置于0 处。 9.PANPOT: 声像旋钮 它用来调整该通道信号在左右声道之间的立体声位置。调节范围左声道5 ～右声道5 ，如不需要制作特殊效果，一般置于0 处。 10.PFL：衰减器前监听按键当衰减器前监听按键按下时，监听输出送出的仅为该路信号，使用该键可有效地判别出杂音的来源。当有多路输入的PFL 被按下时，监听输出送出的将是这些通路的混音。 11.FADER：衰减器(音量推子)决定该通道信号发送给总线输出的音量大小。音量推子实际上是一个衰减器，用于对该通道的输出信号进行衰减。当推子位于最下端（或音量旋钮位于最左端）时，信号被无穷衰减。这时，该通道没有信号输出。调节范围－∞～＋6 分贝，一般以推到0 处适宜，超过0 则会使声音产生一定程度的失真。如果一定要提高电平讯号，一般采用适当提高Gain的办法，而不会将衰减器提升超过0 。由于音乐输入为连续，而人声输入为间断，故在操作上有一定区别。在对音乐的输入轨道操作时，一般使用“淡
第16卷 第5期2009年10月 金属功能材料Metallic Functional Materials Vol 116, No 15 October , 2009 镁基储氢合金的最新研究进展 童燕青,欧阳柳章 (华南理工大学材料科学与工程学院,广州 510640) 摘 要:镁基合金是一类重要的储氢材料。本文综述了Mg 2Ni 系合金、稀土2镁2镍、镁2稀土等3类含镁储氢合金的最新研究进展,探讨了合金化机理,即合金化元素、原子半径、相结构对含镁基储氢合金性能的影响规律。关键词:储氢合金;镁基合金;合金化 中图分类号:T G 13917 文献标识码:A 文章编号:1005-8192(2009)05-0038-04 Latest Progress on H ydrogen Storage Alloys Containing Magnesium TON G Yan 2qing ,OU YAN G Liu 2zhang (College of Materials Science and Engineering ,South China University of Technology , Guangzhou 510640,Guangdong ,China ) Abstract :Magnesium based alloy is an important type of hydrogen storage materials.This paper reviews the latest progress of the alloys containing magnesium ,such as Mg 2Ni based alloys ,earth 2magnesium 2nickel alloys and mag 2nesium 2rare earth alloys.The alloying mechanism is discussed ,namely the effect of the alloying elements ,the atom 2ic radius and phase structure on the hydrogen storage properties of magnesium based alloys is reviewed.K ey w ords :hydrogen storage alloys ;magnesium 2based alloy ;alloying 基金项目:863资助项目(2006AA05Z133) 作者简介:童燕青,男,博士研究生。E 2mail :tongyq @https://www.doczj.com/doc/1014327352.html, 1 引 言 开发和利用氢能作为二次能源及其相关的能源新技术和新材料已被许多国家列为重点研究内容。高性能和高容量储氢材料的研发对氢能的大规模应用和“氢经济”的实现具有非常关键的作用[1～3]。如对于车用储氢系统,国际能源署(IEA )提出的目标是质量储氢密度大于5%、体积储氢密度大于50kg H 2/m 3,并且放氢温度低于423K ,循环寿命超 过1000次;而美国能源部(DO E )提出的目标是到2010年不低于615%和62kg H 2/m 3,车用储氢系 统的实际储氢能力大于311kg (相当于小汽车行驶500km 所需的燃料)[2]。与高压压缩、液氢和物理吸附等储氢技术相比,利用储氢材料进行固态储氢具有体积储氢密度高和安全性好的优势,但仍需要 进一步提高质量储氢密度和动力学性能。 镁作为一种高容量(716wt %)的储氢材料,兼具储量丰富、低成本和环境友好的特性,因此一直受到研究人员的特别关注。为了克服其脱氢温度高(>573K )和动力学缓慢的缺点,研究人员采用了纳米化、添加催化剂、制备纳米复合材料、表面改性和合金化等多种手段[4,5],这些方法对改善镁的动力学性能效果显著,但Mg H 2的脱氢温度一直受到高形成焓(-74kJ /mol ?H 2)的限制。通过调整储氢合金的成分和结构,合金化有可能降低Mg H 2的形成焓和改善其动力学性能。本文介绍一些镁基储氢合金的最新研究进展,重点在于讨论合金元素、合金相结构对储氢性能的影响规律。
储氢合金的分类与基本性能 储氢合金按组成元素的主要种类分为: 稀土系、钛系、锆系、镁系四大类，按主要组成元素的原子比分为:AB5 型、AB2 型、AB 型、A2B 型, 另外也可按晶态与非晶态, 粉末与薄膜进行分类。 储氢合金基本特征：二元储氢合金(或金属间化合物) 基本上是在1970 年前后相继被发现的. 这些二元储氢合金可分为AB5 型(稀土系合金,如形成LaNi5H6 )、AB2 型(Laves 相合金,如形成ZrV2H4.8 ) 、AB 型(钛系合金,如形成TiFeH1.9) 和A2B 型(镁基合金,如形成Mg2NiH4) .其中A 为氢化物稳定性元素(发热型金属) ,B 为氢化物不稳定性元素(吸热型金属) ,A 原子半径大于B 原子半径. 氢在金属和合金中比液态氢的密度高,氢能够在相对温和的条件下可逆吸放,并且伴随热的释放与吸收. 实验检测和模拟计算证明,氢主要以原子形式存在,部分带有负电荷。 1稀土系储氢合金 稀土系储氢合金以LaNi5 为代表, 可用通式AB5 表示, 具有CaCu5 型六方结构。 性能： 较高的吸氢能力(储氢量高达1.37 重量% ) ,较易活化,对杂质不敏感以及吸脱氢不需高温高压(当释放温度高于40℃时放氢就很迅速) 等优良特性。 应用领域： 是热泵、电池、空调器等应用中的理想候选材料,有很大的应用潜力。 影响元素、改进性能的研究方法： 合金吸氢后晶胞体积膨胀较大, 易粉化, 比表面随之增大, 从而增大合金氧化的机会, 使合金过早失去吸放氢能力。这就使氢镍电池中储氢容量衰减快, 而且价格昂贵。由于纯稀土金属价格昂贵不能满足工业生产的大量需求, 为了降低成本, 人们利用混合稀土(Mm: La、Ce、Nd、Pr)、Ca、Ti 等置换LaNi5 中的部分La, 以Co、A l、M n、Fe、Cr、Cu、Si、Sn 等置换Ni 以改善性能, 开发出多元混合稀土储氢合金。混合稀土储氢合金材料有富铈的和富镧的, 其优点是资源丰富, 成本较低。在混合稀土材料中通常都加入M n, 这样可以扩大储氢材料晶格的吸氢能力, 提高初始容量, 但M n 也比较容易偏析, 生成锰的氧化物, 从而使合金的性质和晶格发生变化,降低吸放氢能力, 缩短寿命。因此, 为了制约M n 的偏析, 以提高储氢合金的性能和寿命, 在混合稀土材料中往往还要添加Co和Al。 2钛系储氢合金
镁基复合材料的性能及应用 罗文昌2013121532 摘要：镁基复合材料因其轻量化和高性能而成为当今高新技术领域中最富竞争力和最有希望采用的复合材料之一。本文将综述镁基复合材料的不同制备方法及其对复合材料组织、结构、性能的影响，并提出镁基复合材料的研究和发展方向。 关键词：镁基复合材料；基体镁合金；性能；应用；发展 1.引言 现代科学的发展和技术的进步，对材料性能提出了更高的要求，往往希望材料具有某些特殊性能的同时，又具备良好的综合性能。复合材料是将两种或两种以上不同性能、不同形态的组分材料通过复合手段组合而成的一种多相材料。近年来，金属基复合材料在许多领域得到了应用。目前金属基复合材料的制备方法已有很多，并在铁基、镁基、铜基、铝基、钛基等金属基复合材料中取得了比较大的成功。镁基复合材料是继铝基复合材料之后又一具有竞争力的轻金属基复合材料主要特点是密度低、比强度和比刚度高，同时还具有良好的耐磨性、耐高温性、耐冲击性、优良的减震性能及良好的尺寸稳定性和铸造性能等；此外，还具有电磁屏蔽和储氢特性等，是一类优秀的结构与功能材料，也是当今高新技术领域中最有希望采用的复合材料之一；在航空航天、军工产品制造、汽车以及电子封装等领域中具有巨大的应用前景。根据镁基复合材料的特点，结合原有的金属基复合材料的制备工艺，材料工作者尝试了多种新的适合制备镁基复合材料的方法与工艺，对研制、开发镁基复合材料起到了很好的促进作用。 2.镁基复合材料的组织与性能 相对于传统金属材料和铝基复合材料，有关镁基复合材料的组织与性能的研究目前虽然已经取得了一定的成果，但还不够全面深入，力学性能数据分散性也比较大，仍处于探索性研究阶段。材料工作者对镁基复合材料的耐磨性能和疲劳断裂机理进行了研究，并围绕镁基复合材料的力学性能及物理性能做了一些工作。力学性能主要集中于复合材料的拉伸与压缩性能，时效特性，以及低温与高温超塑性等方面；物理性能有阻尼性能和储氢性能等研究内容。储氢镁基复合材料一般采用球磨法制备。高能球磨后，颗粒活化，镁颗粒与增强相颗粒以及颗粒内部的大量相界、微观缺陷的存在是材料具有优异氢化性能的主要原因。通过机械合金化工艺可以制备出具有优良储氢性能的复合材料，典型体系：Mg—Mg2Ni，而且若在研磨过程中辅以某些有机添加剂对提高材料的储氢性能有很大帮助，但较高的脱氢温度以及相对较慢的吸放氢速度限制了镁基合金实际应用。另外非晶态镁基复合材料的优良性能更是引起了人们的普遍兴趣。在实际应用中，由于镁基复合材料过硬的性能，镁基复合材料在在各领域中被广泛应用。镁基复合材料组织特征为增强体分布在基体合金中，同时引入了大量的界面以及高密度位错缠结，其晶粒度较基体合金也小，无论是高密度位错引起的位错强化，还是细化晶粒的作用都将提高和改善复合材料的拉伸强度和刚度等力学性能。另外，挤压变形、固溶时效以及其它一些工艺的运用和调整都将有利于进一步提高镁基复合材料力学性能镁基复合材料具有良好的阻尼性能(减振性能)、电磁屏蔽性能和储氢特性，是良好的功能材料，还具备密度小、贮氢容量高、资源丰富等优点。镁基贮氢复合材料正被日益重视，主要制备方法有多元合金化、机械合金化、多元复合等。 3.镁基复合材料的应用 从近期发展看，镁基复合材料并没有大规模地应用于常规结构件中，但它们在航空航天和汽车电子工业中的众多构件方面有着广阔的应用前景。 美国TEXTRON、DOW 化学公司用SiC ／Mg复合材料制造螺旋桨、导弹尾翼、内部加强的汽
YAMAHA GA32/12、GA24/12调音台 使用手册 为使调音台保持良好的工作状态,应注意以下几点: ○1. 避免调音台过热、潮湿、尘土堆积和振动。 ○2. 避免物体阻挡，在通风孔保持空气流通。 ○3. 避免硬物碰撞，搬运时要小心谨慎。 ○4. 不要打开调音台或尝试修理或更改，维修应由有资格的Yamaha维修人员进行。 ○5. 在连接或拔出电缆线时，关闭调音台电源，这对防止调音台自身以及其它同调音台连接的设备的损坏是非常重要的。 ○6. 插拔电缆线包括AC交流电源线时，请握持插头插拔，不要握持电缆线插拔。○7. 用柔软干燥的织物清洁调音台，决不使用溶剂，例如汽油或稀释剂清洁调音台。 ○8. 使用在调音台后面板上指明的当地的AC交流电压，对调音台正确供电。在系统中使用所有的设备，AC交流电源应有足够的供电电流。 绪言 感谢你选择YAMAHA GA32/12或GA24/12调音台，请详细阅读使用手册，对你使用YAMAHA GA32/12或GA24/12调音台有很大的帮助。 注意: 这本手册假定你已经知道调音台的基本操作及调音台的技术术语。 对GA24/12调音台技术规格如果同GA32/12有不同，在括号{}中描述。 特点:
? GA32/12调音台提供28路单声道｛GA24/12调音台提供20路单声道｝、2组立体声输入模块。输出通道包含立体声ST1 OUT、ST2 OUT输出；10个混音MIX OUT 1–10输出和2个矩阵MATRIX OUT1－2输出。 ? 每个单声道输入通道提供26 dB定值衰减pad开关、高通滤波器HPF、倒相开关、4段均衡EQ(其中，高－中HI－MID和低－中LO－MID频段的中心频率可变)、100 mm长音量控制器(推拉电位器)。还有供每4个输入通道为1组的+48 V幻象电源通断开关。 ? 提供4个立体声辅助返回AUX RETURN1L/1R－4L/4R和立体声磁带输入TAPE IN L/R输 入口。 ? 主控部分位于调音台中间区域，便于操作。 ? 主控部分为混音母线MIX buses1－10提供输出通道，具有均衡EQ和100 mm长音量控制器(推拉电位器)。. ? 每个输入通道和4个立体声辅助返回通道均包含1个PFL监听开关。立体声母线、混音母线1－10和矩阵1－2输出通道有1个AFL监听开关，能使你方便快速地监听输入/输出信号。? 用GA(GROUP/AUX)编组/辅助功能，能使你各自地设置到混音母线MIX1－4上的信号为可调(Variable)模式或固定(Fix)模式。 在可调(Variable)模式中，从输入通道输出的信号到混音母线MIX VARIABLE 1－4上的电平可调，这个信号路程通常作辅助(AUX)母线。 在固定(Fix)模式中，从输入通道输出的信号到混音母线MIX FIX 1－4上的电平不可调即此时从输入通道输出的信号到混音母线MIX FIX 1－4上的电平固定不变，这个信号路程通常作编组(GROUP)母线。 由此可见，用这种方式配置混音母线MIX1－4为编组或辅助功能，作特殊的用途。 ? 调音台有2个独立的矩阵输出。可各自地混合混音母线MIX1－4和立体声母线ST L/R上的信号，在你希望的电平从矩阵输出MATRIX OUT1－2插座(1/4″茄克插座)上输出混合后的信号。这个混音信号路程可为返送监听系统或为单独的音箱(如中间放置的音箱)及功放。? 所有单声道输入通道、立体声母线ST L/R输出通道、混音母线MIX1－4输出通道均配有插入INSERT I/O插座(1/4″茄克插座)，如果需要，可插入外部的音频周边设备，对信号进行处理。 ? 对讲信号可输送到任意的混音母线MIX1－4、混音母线MIX5－10和立体声母线ST L/R。? 控制室监听通道输出C－R MONITOR OUT可选择监听PFL/AFL或磁带输入TAPE IN处信号。 1 YAMAHA GA32/12、GA24/12调音台输入通道部分
稀土-镁-镍系储氢电极材料的研究进展 Ξ 闫慧忠,孔繁清,韩 莉,熊 玮,孙晓华 (包头稀土研究院,内蒙古 包头 014010) 摘 要:介绍了国内外对各种多元及多相稀土-镁-镍系储氢电极材料的研究进展,主要包括材料的组成、制备方法、组织结构以及吸放氢动力学行为和电化学性能方面的研究。 关键词:稀土-镁-镍系;贮氢合金;复合贮氢材料;储氢电极材料 中图分类号:O 614133;T G 139+17 文献标识码:A 文章编号:100420277(2005)0120060207 贮氢合金是20世纪60年代末发现的一类具有高储氢密度的功能材料,从组成上大致可分为四类:稀土系如L aN i 5;镁系如M g 2N i 、M gN i 、L a 2M g 17;钛系如T i N i 、T iFe ;锆系如ZrN i 2。L aN i 5型贮氢合金已实现了产业化,主要用于制作M H N i 电池的负极材料,其理论容量为370mA ?h ?g -1,实际开发的最大容量为320mA ? h ?g -1。由于容量限制,M H N i 电池的应用范围及市场竞争力受到挑战。镁及某些镁基贮氢合金如M g 2N i 、M gN i 、L a 2M g 17等, 由于其储氢量大、重量轻、资源丰富、价格便宜,在开发新型高容量储氢电极材料的过程中引起了广泛的关注,成为该领域的研究热点[1],纯镁及几种镁基贮氢合金与L aN i 5的理论电化学容量如图1所示。 图1 几种贮氢合金理论电化学容量的比较 F ig 11 Co m par ison of idea l electroche m istry capac ities of hydrogen storage a lloys 镁基贮氢合金作为电极材料应用时存在的主要问题是动力学性能较差以及充放电循环中容量衰减快。通过添加改性元素(多元合金体系)、改进制备工艺、表面处理、热处理、机械球磨改性等措施,可在一定程度上解决这些问题。此外,大量的研究表明,通过适当的制备工艺与动力学性能良好的贮氢合金如L aN i 5复合,可明显改善镁基储氢材料的动力学性能,由此获得一类新型稀土-镁-镍系高容量复合储氢电极材料。 1 稀土-镁-镍系多元合金体系 111 三元体系 对三元系合金L a 2M gN i 9,L a 5M g 2N i 23,L a 3M gN i 14储氢特性的研究结果表明,L a 5M g 2N i 23合金负极的放电容量高达410mA ?h ?g -1,比AB 5型合金大113倍。这些三元系合金主要是由超点阵结构中叠层的AB 5和AB 2结构亚单位构成[2]。 速凝M g 2N i 2R E (R E =Y 或富Ce ,富L a 的混合稀土金属M m )合金淬火后呈非晶态或纳米晶 非晶态,即平均尺寸3nm 的纳米晶置于大量非晶相中,M g 76N i 19Y 5和M g 78N i 18Y 4合金与M g 75N i 20M m 5比较,M m 比Y 对储氢容量产生更有利的影响,这些合金的结晶化经过亚稳态的面心立方M g 6N i 相转变成纳米晶材料[3]。T anaka 等[4]测定了速凝法制备的非晶态和纳米晶结构的晶态M g 2N i 2R E (R E = 第26卷第1期2005年2月 稀 土Ch inese R are Earth s V o l .26,N o.1 Feb ruary 2005 Ξ收稿日期:2004204208 基金项目:国家自然科学基金资助项目(20363001);内蒙古自然科学基金资助项目(200308020215) 作者简介:闫慧忠(19622),男,内蒙古乌拉特前旗人,在读博士,高级工程师,研究方向为储氢材料的制备和研究。
镁合金压铸技术的几个主要问题及其使用前景 1前言 镁合金材料1808年面世, 1886年始用于工业生产。镁合金压铸技术从1916年成功地将镁合金用于压铸件算起，至今也经历了八十余年的发展。人类在认识和驾驭镁合金及其制品的生产技术方面，经历了漫长的探索历程。从1927年推出高强度MgAl9Zn1开始，镁合金的工业使用获得了实质性的进展。1936年德国大众汽车公司开始用压铸镁合金生产“甲壳虫”汽车的发动机传动系统零件，1946年单车使用镁合金量达18kg左右。美国在1948～1962年间用热室压铸机生产的汽车用镁合金压铸件达数百万件。尽管如此，过去镁合金作为结构材料主要用于航空领域，在其它领域，世界上镁的主要用途是生产铝合金，其次用于钢的脱硫和球墨铸铁生产。 近年来, 由于人们对产品轻量化的要求日益迫切，镁合金性能的不断改善及压铸技术的显著进步，压铸镁合金的用量显著增长。特别是人类对汽车提出了进一步减轻重量、降低燃耗和排放、提高驾驶安全性和舒适性的要求, 镁合金压铸技术正飞速发展。此外，镁合金压铸件已逐步扩大到其他领域，如手提电脑外壳，手提电锯机壳，鱼钩自动收线匣，录像机壳，移动电话机壳，航空器上的通信设备和雷达机壳，以及一些家用电器具等。 镁主要由含镁矿石提炼。我国辽宁省大石桥市一带的菱镁矿储量占世界储量的60%以上，矿石品位高达40%以上。我国生产的镁砂和镁砂制品大量用于出口。充分利用我国丰富的镁砂资源进行深度开发，结合我国汽车、计算机、通讯、航天、电子等新兴产业的发展，促进镁合金压铸件的生产和使用，是摆在我国铸造工作者面前的一项任务。 2、压铸镁合金的研究 镁合金的密度小于2g/cm3，是目前最轻的金属结构材料，其比强度高于铝合金和钢，略低于比强度最高的纤维增强塑料；其比刚度和铝合金和钢相当，远高于纤维增强塑料；其耐腐蚀性比低碳钢好得多，已超过压铸铝合金Ａ380；其减振性、磁屏蔽性远优于铝合金[1]；鉴于镁合金的动力学粘度低，相同流体状态(雷诺指数相等)下的充型速度远大于铝合金，加之镁合金熔点、比热容和相变潜热均比铝合金低，故其熔化耗能少，凝固速度快，镁合
稀土储氢合金及其应用的发展状况 稀土与过度元素的合金是一种在较低温度下也可吸放氢气，通常将这种合金称为储氢合金。在已开发的一系列储氢材料中，稀土系储氢材料性能最佳，应用也最为广泛。其应用领域已扩大到能源、化工、电子、宇航、军事及民用各个方面。 1969年荷兰菲利浦公司发现典型的稀土储氢合金LaNi5，从而引发了人们对稀土系储氢材料的研究热潮。从上世纪九十年代开始在镍氢二次电池中得到大量应用。石油和煤炭是人类两大主要能源燃料，但由于它们储量有限，使用过程中产生环境污染等问题，因此解决能源短缺和环境污染成为当今研究的重点之一。氢是一种完全无污染的理想能源材料，具有单位质量热量高于汽油两倍以上的高能量密度，可从水中提取。氢能源开发应用的关键在于能否经济地生产和高密度安全制取和贮运氢。稀土储氢合金可以常温低压高密度贮存氢，是一种理想的储氢介质，在未来的氢能时代具有很大的应用潜力。 一、稀土储氢合金在镍氢二次电池中的应用 1. Ni-MH电池的现状与发展方向 镍氢电池于1988年进入实用化阶段，1990年在日本开始规模生产，此后产量成倍增加。2000年日本镍氢电池产量达到7亿只左右，中国的产量不足1亿只。近年由于在手机、笔记本电脑和数码相机等领域受到锂离子电池强有力的竞争和中国同行的崛起，日本镍氢电池产量下降到5亿只左右，中国企业的产量也上升到5亿只左右，90%以上的镍氢电池产自中国和日本。 镍氢电池为了应对锂离子电池的挤压，近年来致力于体积比能量的提高，功率特性和高低温性能的改善。提高材料性能和增加电池内填充密度，镍氢电池体积能量密度从1990年的180W h/L增长到400Wh/L以上，AA电池的容量从1000mAh提升到2300mAh，三洋公司报道已开发出容量达2500mAh的AA型镍氢电池。镍氢电池的能量比的提高使其在通讯和便携家电等领域内仍具有一定的竞争力。 近年来，人们对城市空气质量及地球石油资源危机等问题日趋重视，保护环境，节约能源的呼声日益高涨，促使人们高度重视电动车及其相关技术的发展，美国、法国、中国的上海市等均相继通过立法限制燃油车，大力发展电动车。受国情影响，欧美等发达国家如美国、德国、法国、日本等国家开发的电动车以电动汽车为主，发展中国家尤其是中国内地以及中国的台湾、香港地区，近期的电动车市场主要为电动摩托车和电动自行车。据统计，国内已有200家公司、企业着手小型电动车的开发、生产和应用。十五“863”计划将电动汽车列为重大专项，组织由各大汽车制造集团牵头研发团体致力于电动汽车的开发，其中混合动力汽车要在十五期间实现产业化。 根据美国USABC和日本公司对各种电动车用电池的性能以及发展潜力比较论证，综合考虑电池的可靠性、安全性、电池材料的资源与环境问题以及电池性能的发展趋势，确定镍氢电池是近期和中期电动车用首选动力电池。目前，美国Ovonic公司已与通用公司、日本松下已与丰田公司合作计划实现电动车用Ni-MH 动力电池的产业化。在“863”计划的牵
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Lea detenidamente antes de conectar la lámpara a la toma bilateral LAMP . (página 18) ?No utilice una lámpara que ponga a tierra la patilla 2 o la patilla 3 en la carcasa. El uso de un tipo de lámpara inco-rrecto puede provocar averías en la mesa de mezclas. Lámparas recomendadas: lámparas ?exo Littlite, serie X-HI.?No conecte accidentalmente un micrófono bilateral a la toma LAMP . Un micrófono se puede averiar si se conecta a esta toma. Lámparas admitidas: 12 V (CA o CC), máx. 5 W. Suministra 12 V a las patillas 2 y 3. La patilla 1 no está conectada. ? ? Aviso importante – Conectar una l ámpara – Tipo de lámpara incorrecto Tipo de lámpara correcto S J ? 2004 Yamaha Corporation WE16440
高性能稀土镁合金及其研究进展 镁合金作为一种轻质的绿色工程材料具有很大的应用前景，被称为21世纪的“绿色工程材料”。然而，大部分镁合金的力学性能（尤其高温力学性能）较差，使其应用受到限制。因此，如何改善其力学性能成为亟待解决的问题。添加合金化元素是常用来改善镁合金力学性能的手段之一，尤其是添加稀土元素。稀土元素对镁合金具有“净化”“细化”“强化”“合金化”的四重作用。Mg-RE系合金因其优异的高温拉伸性能、抗蠕变性能及良好的塑性成形能力而备受青睐，被认为是最具有应用前景的高温高强合金体系。因此，本文主要综述近年来国内外在高性能稀土镁合金方面的研究进展，重点介绍制备高性能镁合金的制备方法、加工技术、热处理工艺、强韧化机制及目前研究中存在的问题与不足。 1.Mg-RE系合金 Mg-RE系合金是目前镁合金中最重要的高强耐热镁合金体系，尤其是含有重稀土元素（Gd、Y、Dy、Ho、Er等）的镁合金。Mg-RE系二元合金的时效硬化特性、强度与稀土添加量成正比关系，如在 Mg-Gd二元合金体系中Gd的质量百分含量若低于10%则合金的时效析出偏低或者无析出，直接导致合金的强度及耐热性能降低。为了降低稀土的添加量且不影响时效硬化特性效果，在Mg-RE二元合金的基础上添加其它合金化元素开发出了三元、四元等稀土镁合金。目前，稀土镁合金主要包括在Mg-Gd体系上形成的Mg-Gd-Y、Mg-Gd-Er、Mg-Gd-Ho、Mg-Gd-Dy等系列合金，在Mg-Y体系上形成的Mg-Y-Gd、Mg-Y-Nd、Mg-Y-Sc-Mn 等系列合金，为了细化晶粒稀土镁合金中常常加入Zr元素。 除了早期的WE54、WE43合金，Mordike等通过添加Sc及Mn等元素，开发了抗蠕变性能优于WE43合金的Mg-4Y-1Sc-1Mn(wt.%)合金；He等用普通铸造+挤压+峰值时效的方法制备了高强耐热Mg-10Gd-2Y-0.5Zr(wt.%)合金，其室温下的屈服强度、抗拉强度、延伸率分别可高达331 MPa、397 MPa、1%。最近，Li等通过轧制+时效的方法制备了Mg-14Gd-0.5Zr 合金，其屈服强度、延伸率分别可高达445 MPa、2%。Mg-RE系合金是目前最适合、最有前途的可应用在航空航天或汽车上的镁合金材料，多数单位都将此系列合金的目标性能提高到550Mpa-600Mpa，稳定使用温度在200 o C。晶粒细化、形变强化、沉淀强化是目前稀土镁合金采用的强化手段。目前的研究主要集中在沉淀强化方面。Mg-RE系合金主要的时效析出强 化相为β′′ (DO 19)、β′(cbco)，其中，β′′相的化学成分为Mg 3 RE， β′相的化学成分为Mg15RE3。 β′相与基体具有半共格关系，匹配较好，大量、致密、规则析出的β′相，可有效阻止位错运动，被认为是合金强度提高的主要原因之一。 目前的研究仍有不足，主要表现在以下几个方面：（1）合金中含有大量的稀土，导致合金成本偏高；（2）合金的塑性加工性能偏差，有必要寻找改善合金塑性的新方法、新理论；（3）合金的塑性变形机制研究较少，需大研究稀土溶质原子、晶粒尺寸、晶界类型、织构等对滑移系机制的影响规律。 2.Mg-RE-Zn系合金 Mg-RE-Zn合金是现在研究的一个热点，一方面因为Kawamura于2001年用快速凝固粉/
16路雅马哈调音台的操作方法图上顶端一排标有mic1, mic2, mic3.?mic9/10, mic1/12,这些我们称他为卡农插孔。他的作用是接话筒的平衡插口。 对应下来标有LINE的插口我们称为直插。他的作用也是接话筒。他还有其他的作用就是连接一些周边设备。比如效果器等等。 第三排标有INSERT这些插口也是直插口。我们称他为断点输入,作用是将些有需要的设备串联到调音台里。 第四排标有GAINI,2 ..1/12的白色旋钮我我们称为增益旋钮。他的作用是控制他所对应的那一路的主音量。 第五排80按键的意思是低音切除。按下此键,这一路80HZ,一下的频率全部切除。一般这个按键是用于人声的话筒。作用是保证人声话筒的干净。 第六排标有COMP的黄色旋钮是雅马哈调音台一个特有的功能旋钮。这个旋钮的功能是压限。作用是保护设备。一般情况下都是保持他在Odb。也就是上图所标的这个位置。 第七排标有PEAK的灯是信号过载灯。当这个灯亮起来的话说明你这一路的信号已经过载了,那么久需要你将你上面的GAIN旋钮减少或者将这一路的推子拉下来一点。也就是说这个灯不能亮。 第八排标有HIGH的蓝色旋钮是控制这一路高音的旋钮 第九排标有MID的蓝色旋钮是控制这一路中音频率的旋钮。他的频率从250HZ到SkHZ。 第十排的蓝色旋钮是控制这一路中音的旋钮。也就是说你要控制这一路的中音要配合上面一排的频率快旋钮来使用。将上面一排的旋钮旋到你要控制的那个中音的大概频
率后再通过下面这一排的旋钮来控制他的大小。 第十一排标有LOW的蓝色旋钮是控制这一路低音的旋钮。 第十二排,十三排,十四排标有AUXI, AUX2, AUX3,的蓝色旋钮是辅助输出的音量旋钮。他对应调音台右上角的SEND+4DBU的AUX1, AUX2, AUX3的插孔。 第十五排的PAN红色旋钮是这一路的的声音左右平衡旋钮。当你将此旋钮偏至左右的某一边是,你的音箱就会对应只有某一个或某一边响。当然具体要看你的功放是怎么连接的。 第十六排的按键,这个按键的称呼我不知道该怎么称呼。因为在其他品牌的调音台上这个按键一般是哑音按键,也就是说按下此按键这一路就会没声音。而在雅马哈这里却变成一个出音的按键。必须要将他按下去,你这一路才会有声音输出。那么我就称呼他为哑音按键好了。至不过他的这个哑音是个反的,灭灯是哑音,亮灯是出音。 第十七排的PFL.按键是监听按键。按下此路你的监听耳机就会听到这一路的 声音。 第十八,十九排标有1-2,3-4的按键对应到调音台右下角的GROUP1-2和GROUP3-4的推子。只有将这两个按键按下,这两个推子推起来的时候才会出声音GROUP1-2和GROUP3-4我们称为主输出的辅助输出。这两路推子对应的输出插孔在调音台右上角的GROUP OUT 1 2 3 4 第二十排标有ST的红色按键对应调音台右下角的STEREO OUT的红色推子。 这个红色推子就是调音台的主输出。按下此红色按键主输出才会有声音。 那么剩下的其他白色推子就是对应某一路的音量推子了。应该不需要做太多 的解释了吧? 我们再回到调音台的右上方。标有13/14和15/16红白色的插孔我们称这个插孔为