Microstructure and high temperature tensile properties of powder metallurgy Mo−Re alloys
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摘要:
采用粉末冶金结合高温压力加工制备了Mo−14Re和Mo−42Re合金棒材，观察与测试了Mo−Re合金的微观组织、相组成、室温及高温拉伸性能，并结合断口形貌分析了合金断裂机制。结果表明，经高温压力加工后，Mo−Re合金晶粒由等轴状转变为拉长的纤维状，相对密度达99.6%以上。Re固溶于Mo中，使Mo−Re合金晶格常数从Mo−14Re的3.1384 Å减小到Mo−42Re的3.1304 Å，导致晶格畸变程度增大。当Re质量分数从14%增加到42%，Mo−Re合金的室温及高温强度得到大幅提升。随测试温度升高，合金强度下降，Mo−14Re断后伸长率有所下降，而Mo−42Re断后伸长率呈上升趋势。Mo−14Re室温断口呈木纹状撕裂型断裂，1100～1300 ℃断口呈韧窝状，在1500 ℃时塑性变形主要由晶界滑移产生。Mo−42Re室温断口为穿晶断裂，1100～1500 ℃断口为完全的韧窝状，塑性变形由韧窝产生的非均匀变形提供。
Abstract:Mo−14Re and Mo−42Re alloy bars were prepared by powder metallurgy and hot press working. The microstructure, phase composition, and tensile properties at room and high temperature were observed and tested, and the fracture mechanism of Mo−Re alloys was analyzed, combined with the fracture morphology. The results show that, after the hot press working, the Mo−Re alloy grains change from equiaxed to elongated fibrous, and the relative density of alloy bars is more than 99.6%. The solid solution of Re in Mo reduces the lattice constant of Mo−Re alloy from 3.1384 Å of Mo−14Re to 3.1304 Å of Mo−42Re, leading to the increase of lattice distortion. The room and high temperature strength of Mo−Re alloys are greatly improved with the increase of Re mass fraction from 14% to 42%. With the increase of test temperature, the strength of Mo−Re alloys decreases, the elongation of Mo−14Re alloys decreases slightly, while that of Mo−42Re increases. The room temperature fracture of Mo−14Re alloys exhibits a wood-grain tearing fracture, the fracture at 1100~1300 ℃ is dimple, and the plastic deformation is mainly caused by grain boundary slip at 1500 ℃. The room temperature fracture of Mo−42Re alloys shows a transgranular fracture, the fracture at 1100~1500 ℃ is completely dimpled, and the plastic deformation at high temperature is provided by the non-uniform deformation produced by dimple.
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Keywords:
- Mo−Re alloys /
- microstructure /
- tensile property /
- fracture morphology
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烧结金属含油轴承是最早出现的粉末冶金机械零件[1]。由于能够自动供给摩擦面润滑油，摩擦因数小，磨合性和耐磨性比较理想，而且制造成本低，相比于滚动轴承具有噪音小、震动小、形状设计自由度大等优点，在机械工业中是一类重要的机械结构零件[2−3]。目前含油轴承主要以铁基、铜基和Fe−Cu基材质为主，其中Cu基含油轴承相较于Fe基含油轴承具有摩擦因数小、工作平稳、导热性好等优点，适用于高速平稳的工作环境；但Cu基材料在抗压强度、硬度以及耐磨性方面则略低于Fe基材料[4−8]。
合金化是提高Cu基含油轴承性能的重要途径，传统Cu基轴承中一般添加Zn、Ni、MoS2等，用以产生固溶强化或者降低摩擦磨损[2,9]。研究表明，磷也是影响铜基粉末冶金材料性能的重要因素，Kostornov和Fushchich[10]开发了一种适用于高速低载的新型轴承材料，其主要成分为Cu−Sn−Pb−CP（CP指铜磷合金），该轴承材料在2 MPa载荷下，最高转速可达20000 r·min−1（2 m·s−1）。王凤云等[11−12]采用粉末冶金方法在CuSn−3C材料中加入低熔点P，材料的烧结性能得到提升。但是关于P含量对青铜基粉末冶金含油轴承性能影响的研究较少。本文采用青铜作为轴承基体，添加不同质量分数P，由于P几乎不与Sn形成化合物[13]，因此通过添加Cu−Sn粉来控制Cu与P的比例，进而比较并分析不同成分合金材料的显微组织、密度、硬度、压溃强度以及摩擦磨损性能，研究P元素对材料微观组织、力学性能和摩擦性能的影响规律，为进一步提高铜基轴承材料的性能，扩大其应用范围提供参考。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
实验原料青铜粉（Cu−10Sn）的粒度为−100目，纯度＞99%；Sn粉的粒度为−300目，纯度＞99%；铜磷粉（Cu-8P）的粒度为−150目，纯度＞90%，每种配料额外加0.6%的硬脂酸锌。共设计6组配方，如表1所示。
表 1 含油轴承化学成分（质量分数）Table 1. Chemical composition of the oil-impregnated bearings% 序号 Cu Sn P 硬脂酸锌 1# 余量 9.94 0 0.6 2# 余量 9.93 0.1 0.6 3# 余量 9.91 0.3 0.6 4# 余量 9.89 0.5 0.6 5# 余量 9.87 0.7 0.6 6# 余量 9.84 1.0 0.6 1.2 试样制备
将上述各种配料按成分要求量好，放入双锥型混料机（5L）中，混料机转速25 r·min−1，干混60 min。通过40 T粉末液压机在模具中压型，获得外径18.1 mm、内径12.0 mm、高约15.0 mm的轴承生坯，密度约为6.8～7.0 g·cm−3。然后，放入网带式烧结炉进行高温烧结，烧结温度分别为750、700、685、670以及650 ℃，脱蜡时间为30 min，烧结气氛为90%N2+10%H2（体积分数），烧结时间为55 min，随炉冷却，得到轴承试样。750 ℃烧结温度的试样存在不同程度的变形和开裂，可判断该配方的轴承不宜采用高于750 ℃的烧结温度。选取部分烧结件进行真空浸油，得到轴承试样。
1.3 性能测试
采用阿基米德排水法在PTX-FA2105电子天平上测量试样的密度、孔隙率和含油率。在TM5504电子万能试验机上测定轴承的开环强度，由于铜基轴承韧性较大，无法测定其径向压溃强度，因此改测定其开环强度。利用DHB-3000型电子布氏硬度计测定试样的硬度。在MMUD-5B型超高温材料耐磨性能试验机上进行摩擦磨损实验，摩擦试样为外径18.1 mm、内径12.0 mm、高约15.0 mm的轴承试样，对偶材料为直径45.0 mm、厚度10.0 mm的40Cr钢圆盘，硬度为HRC 55～57。试验前对样品进行真空浸油处理，实验过程中不额外添加润滑油，依靠材料空隙中存储的润滑油润滑。摩擦实验在室温条件下进行，线速度为0.5 m·s−1，每次加载级差为4.90、2.94和2.94 MPa。以第一级载荷预磨30 min后摩擦实验开始，每10 min增加一级载荷，直至试样失效，获得实验过程中的摩擦因数曲线。使用MR500倒置金相显微镜和Quant 250FEG扫描电镜（scanning electron microscope，SEM）观察材料显微组织。
评价含油轴承工作特性的主要参数包括复合负荷（p，MPa）、线速度（v，m·s−1）、摩擦因数（μ）和摩擦温度（T，℃）。用极限pv值作为轴承的服役条件，实验轴承达到极限pv值的标志为摩擦因数≥0.15或摩擦温度≥110 ℃。实验时只要其中一项达到或接近规定值即视为失效[4]。
2. 结果与分析
2.1 材料显微组织及力学性能
2.1.1 材料组织分析
不同P含量试样显微组织如图1所示。在未加入磷的1#组中，Sn粉流出孔隙，存在Sn偏析现象，Sn颗粒原位出现孔隙。加入微量的P以后，在650 ℃烧结温度下，试样中的Sn与P大体上是分布均匀的，磷的加入使孔隙结构发生变化，微小孔隙消失，粗大孔隙更加粗大，如图2所示（1#为未加P组），因为在晶界上产生富P液相，烧结体密度增大，大部分孔隙变成孤立孔隙，使材料的塑性提高[2]。对试样进行扫描电子显微形貌分析和元素面分布能谱分析（energy dispersive spectroscopy，EDS），结果如图3所示，可以发现P元素与Sn元素均匀分布于Cu元素中。结合图4所示Cu−P−Sn三元室温截面图可以发现，室温条件下，磷在锡青铜中的极限溶解度为0.2%，磷的加入会使α相区急剧向铜角缩小而出现Cu3P相[14]。综合分析认为，Sn会与Cu形成固溶相，起到固溶强化的作用，提高材料的硬度与塑性。P与Cu反应形成Cu3P化合物，Cu3P化合物除了起到弥散强化的作用，极少的Cu3P液相还有助于活化烧结，改善烧结效果，提升材料硬度。综上，在铜基试样中加入适量的P可以提升试样的各项性能。
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图 1 650 ℃烧结温度下添加不同质量分数磷试样腐蚀后显微组织形貌：（a）0%；（b）0.1%；（c）0.3%；（d）0.5%；（e）0.7%；（f）1.0%Figure 1. Microstructures of the specimens added with P in the different mass fraction at the sintering temperature of 650 ℃: (a) 0%; (b) 0.1%; (c) 0.3%; (d) 0.5%; (e) 0.7%; (f) 1.0%![]()
图 2 650 ℃烧结温度下试样表面孔隙形貌：（a）1#；（b）5#Figure 2. Pore profiles at the specimen surface at the sintering temperature of 650 ℃: (a) 1#; (b) 5#![]()
图 3 650 ℃烧结温度下5#试样扫描电子显微形貌和元素面分布能谱分析Figure 3. SEM images and elemental surface distribution EDS of the 5# specimen at the sintering temperature of 650 ℃![]()
图 4 Cu−Sn−P三元室温截面图Figure 4. Sectional view of the Cu−Sn−P ternary phase diagram at room temperature2.1.2 材料的硬度
图5表示随着P含量和温度变化试样硬度的变化趋势。由图可知，随着温度的升高，材料的硬度增大；随着磷含量的提高，材料的硬度增大，但磷质量分数高的组别（5#和6#）在700 ℃以下，硬度随温度变化不明显。700 ℃与750 ℃所烧结的高含P试样均有不同程度的变形，不能满足轴承工作时的性能要求。由于孔隙率随磷含量的升高而减小，所以显微硬度总体随着磷含量的增大而增大。除此之外，适量的Cu3P化合物使试样硬度进一步增大[15]。在一定的范围内，温度和磷含量越高，形成的Cu3P越多，试样硬度越大。超过此范围时，如750 ℃烧结温度下或磷质量分数超过0.5%，轴承发生明显变形，液态锡大量析出，同时生成了过量的Cu3P，过量的Cu3P在晶界处分布不均，造成晶粒粗大，导致材料的硬度降低[1]。
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图 5 烧结温度与P质量分数对试样硬度的影响Figure 5. Effect of sintering temperature and phosphorus mass fraction on the specimen hardness2.1.3 开环强度
在TM5504电子万能试验机上测定轴承的开环强度，开环工装倾角α=15°，开环强度的计算公式如式（1）所示。
$$ P = \frac{{F\sin \alpha \cos \alpha }}{{2(R - r)h}} $$ (1) 式中：P为开环强度，MPa；F为开环载荷，N；α为开环工件倾角，(°)；R为轴承外径，mm；r为轴承内径，mm；h为轴承高度，mm。
由图6可观察到，开环强度随着磷含量的提高，逐渐增大。随着磷质量分数的增大，试样密度增大，强度=比强度×密度，比强度一般为固定常数，随着试样密度增大，试样的开环强度增大。根据能谱与相图综合分析，可确定在铜基试样中，Sn起到固溶强化的作用，P起到弥散强化的作用。Cu3P化合物作为第二相颗粒在晶粒内弥散分布，可有效地钉扎位错从而增强材料的强度[15]。提高试样中磷的质量分数，试样的第二相颗粒密度也相应地提高，开环强度随着磷质量分数的增大而增大。
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图 6 650 ℃烧结温度下P质量分数对开环强度的影响Figure 6. Effect of phosphorus mass fraction on the open ring strength at the sintering temperature of 650 ℃2.2 材料摩擦性能
2.2.1 孔隙率与含油率
表2为不同烧结温度下不同P含量试样的孔隙率与含油率。由表可以看出，随P含量的增加，孔隙率与含油率呈一定减小趋势。从5#组试样的金相图可看出，与不含P的1#试样相比，5#组试样的孔隙尺寸明显变大，大孔增加、微孔减少。粗大的孔隙可以提供良好的供油性，但吸入、保持润滑油的能力差，润滑油补给不足时，性能减低；相反，微细的孔隙组织，供油性差，常常发生摩擦面供油不足，也会降低减摩性能。因此，含油轴承孔隙结构对其减摩性能的影响是起供油作用的大孔和保持润滑油的微孔综合作用的结果[12]。在含P的几组试样中，从3#组试样开始，磨损量也有较大变化。在含油率相差不大的情况下，试样中存在的大孔在摩擦时提供了良好的供油[16]。但6#组试样的含油率过低，摩擦性能也不如5#组试样稳定。因而，5#组试样的摩擦性能最佳。
表 2 不同烧结温度下不同P含量试样的孔隙率和含油率Table 2. Porosity and oil content of the specimens in different phosphorus content at different sintering temperature序号 650 ℃ 670 ℃ 685 ℃ 700 ℃ 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 孔隙率 / % 含油率 / % 1# 25.38 14.43 23.28 13.38 22.97 13.22 ― 12.77 2# 22.21 14.64 22.58 13.86 21.37 13.54 ― 13.70 3# 23.11 14.14 21.84 13.05 20.65 12.74 ― 12.87 4# 19.99 13.94 19.57 12.89 18.98 12.67 ― 12.63 5# 16.00 13.52 15.63 11.53 14.32 11.36 ― 11.29 6# 14.47 6.54 11.55 5.23 10.56 4.57 ― 3.36 对比表2中数据可以看出，试样的烧结温度越高，试样的含油率越低。生产中要求轴承的含油率高于12%，可以发现6#试样含油率均不达标，并且当温度超过650℃时，5#试样也存在相同情况，另外观察到5#、6#试样在700℃烧结时存在明显变形。含油率是衡量自润滑轴承性能的重要指标，同时结合其它性能，可以判断出烧结温度为650 ℃的5#试样整体性能最优。
2.2.2 油润滑摩擦性能
图7为不同P含量轴承摩擦因数随时间变化的曲线。从图中可以看出，随着摩擦时间的增加，1#～5#组轴承的摩擦系数均稳定在0.025～0.030之间，而6#组轴承的平均摩擦因数则稳定在0.05附近，远大于其他四组轴承，通过上文中含油率测定可以看出，6#试样的含油率约为6.53%，远低于其他组试样，因此当载荷较大时，摩擦金属面之间的油膜相较于其他试样更薄，材料表面因局部凸起造成的直接接触增加，导致自润滑材料减磨性能下降，摩擦因数增加[16−17]。对比1#～5#轴承试样的摩擦因数可以看出，当摩擦因数稳定后，各个试样摩擦因数的差距并不明显。在稳定性方面，1#、5#组摩擦因数随时间变化的波动更小，相较于2#、4#组试样，1#、5#组试样的平均摩擦因数稳定性更为优秀。对比各组试样的含油率，可以发现当P质量分数低于1.0%时，孔隙率随P含量的增加而出现极小程度的减小，与1#～5#组试样的摩擦因数变化趋势相符。图8为5#试样在不同烧结温度下摩擦磨损系数随时间变化的曲线，不同烧结温度下的5#组轴承的平均摩擦因数均稳定在0.03附近。但670 ℃样品与685 ℃样品含油率不达标，长时间使用后摩擦性能会下降。
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图 7 650 ℃烧结温度下不同P含量试样摩擦磨损系数随时间变化曲线Figure 7. Time variation curves of friction and wear coefficient of the samples sintered at 650 ℃ with different P content![]()
图 8 不同烧结温度试样摩擦磨损系数随时间变化曲线Figure 8. Time variation curves of friction and wear coefficient of the samples sintered at different temperatures表3为650 ℃烧结试样完成摩擦试验后的平均磨损量，对比上文中各组试样的硬度，可以看出随着P含量的增加，尽管摩擦因数发生不同程度的改变，但随着试样的硬度的提高，磨损量也明显减小。尤其是在高载荷下，油膜厚度减小，两金属面间直接摩擦，材料硬度的提升一方面提高了基体抵抗裂纹产生和扩展的能力，降低了磨屑剥落的速度，另一方面也增加了犁削难度，降低了磨损速率[18−20]，最终达到降低平均磨损量的目的。
表 3 不同P含量试样摩擦实验后的平均磨损量Table 3. Average wear loss of the samples with the different P contents after the friction test序号 磨损量 / g 1# 0.045 2# 0.035 3# 0.035 4# 0.030 5# 0.025 6# 0.015 图9所示为650 ℃烧结温度下5#试样摩擦表面的显微形貌和元素面分布能谱分析。由图可知，摩擦表面相较光滑，试样未出现严重的磨损，元素分布均匀，未出现局部元素聚集的情况。说明在烧结过程中，各组分元素扩散十分均匀，摩擦过程中润滑膜也稳定、均匀，未出现破坏，实验配方具有较好的摩擦性能[4,20]。烧结温度高于650 ℃的样品由于孔隙率小、含油率低，自润滑效果差，性能不如650 ℃样品。
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图 9 650 ℃烧结温度下5#试样摩擦失效表面显微形貌和元素面分布能谱分析Figure 9. SEM images and the elemental surface distribution EDS of the 5# specimen sintered at 650 ℃ after friction failure3. 结论
（1）在青铜基含油轴承中随着P元素含量的升高，试样内部液相增多，促进颗粒间冶金结合，烧结体密度提升，试样开环强度增加。同时，加入少量P元素形成的Cu3P起弥散强化作用，可以有效提高材料的硬度，减少磨损量，摩擦因数趋于稳定。当P含量过高时，含油率过低，已不满足使用条件。因此，在本实验条件下，添加P质量分数以0.7%为宜，其平均摩擦因数均稳定在0.03附近。
（2）烧结温度对青铜基轴承材料的性能有重要影响。P含量相同条件下，随着温度增加，表观硬度提高，试样的孔隙率及含油率降低，容易出现含油率不达标以及变形现象，摩擦因数波动较大。当烧结温度为650 ℃，P质量分数为0.7%时，烧结试样具有最佳综合性能，开环强度和含油率分别为22 MPa和13.52%。
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图 1 原料粉末形貌：（a）Mo粉；（b）Re粉
Figure 1. Morphology of the raw powders: (a) Mo powders; (b) Re powders
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图 2 Mo−Re合金烧结态微观组织：（a）Mo−14Re；（b）Mo−42Re
Figure 2. Microstructure of the sintered Mo−Re alloys: (a) Mo−14Re; (b) Mo−42Re
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图 3 Mo−Re合金锻造态微观组织：（a）Mo−14Re；（b）Mo−42Re
Figure 3. Microstructure of the forging Mo−Re alloys: (a) Mo−14Re; (b) Mo−42Re
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图 5 Mo−Re合金室温拉伸应力-应变曲线
Figure 5. Tensile stress-strain curves of the Mo−Re alloys at room temperature
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图 6 不同温度下Mo−Re合金拉伸性能：（a）抗拉强度及屈服强度；（b）断后伸长率及断面收缩率
Figure 6. Tensile properties of the Mo−Re alloys at the different temperatures: (a) tensile strength and yield strength; (b) elongation and area shrinkage after fracture
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图 7 Mo−Re合金拉伸断口形貌：（a）、（b）Mo−14Re合金，室温；（c）Mo−14Re合金，1100 ℃；（d）Mo−14Re合金，1300 ℃；（e）Mo−14Re合金，1500 ℃；（f）、（g）Mo−42Re合金，室温；（h）Mo−42Re合金，1100 ℃；（i）Mo−42Re合金，1300 ℃；（j）Mo−42Re合金，1500 ℃
Figure 7. Tensile fracture morphology of the Mo−Re alloys: (a), (b) Mo−14Re alloys at room temperature; (c) Mo−14Re alloys at 1100 ℃; (d) Mo−14Re alloys at 1300 ℃; (e) Mo−14Re alloys at 1500 ℃; (f), (g) Mo−42Re alloys at room temperature; (h) Mo−42Re alloys at 1100 ℃; (i) Mo−42Re alloys at 1300 ℃; (j) Mo−42Re alloys at 1500 ℃
表 1 Mo−Re合金棒材成分及密度
Table 1 Composition and density of the Mo−Re alloy bar
编号 质量分数 / ×10−6 密度 /
(g·cm−3)理论密度 /
(g·cm−3)相对密度 / % H N O Fe Ca K Al Si Mo−14Re 10 30 20 2.10 0.69 ＜0.005 0.62 0.22 10.99 11.01 99.8 Mo−42Re 10 30 20 0.39 2.10 1.500 4.20 3.10 13.00 13.05 99.6 
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表 2 Mo−Re合金晶面间距及晶格常数
Table 2 Interplanar spacing and lattice constant of the Mo−Re alloys
材料 (110) 晶面 (200) 晶面 (211) 晶面 (220) 晶面 晶格常数，
a / Å衍射角，
θ / (°)晶面间距 / Å 衍射角，
θ / (°)晶面间距 / Å 衍射角，
θ / (°)晶面间距 / Å 衍射角，
θ / (°)晶面间距 / Å Mo* 20.258 2.2247 29.304 1.5738 36.841 1.2847 43.798 1.1129 3.1472 Mo−14Re 20.313 2.2192 29.379 1.5701 36.912 1.2826 43.903 1.1109 3.1384 Mo−42Re 20.364 2.2135 29.471 1.5657 37.065 1.2781 44.087 1.1071 3.1304 注：Mo*标准衍射参数来自于2004版粉末衍射卡片（PDF）数据库，卡片号42-1120。
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[1] 王东辉, 袁晓波, 李中奎, 等. 钼及钼合金研究与应用进展. 稀有金属快报, 2006, 25(12): 1 Wang D H, Yuan X B, Li Z K, et al. Progress of research and applications for Mo metal and its alloys. Rare Met Lett, 2006, 25(12): 1
[2] 谭强. 钼−铼合金的制造及应用. 中国钼业, 1998, 22(1): 27 Tan Q. Manufacture and application of molybdenum rhenium alloy. China Molybd Ind, 1998, 22(1): 27
[3] 刘仁智, 安耿, 杨秦莉, 等. 钼−铼−镧合金微观组织及力学性能研究. 粉末冶金技术, 2018, 36(6): 429 Liu R Z, An G, Yang Q L, et al. Microstructures and mechanical properties of Mo−Re−La alloy. Powder Metall Technol, 2018, 36(6): 429
[4] Fabritsiev S A, Pokrovsky A S. The effect of rhenium on the radiation damage resistivity of Mo−Re alloys. J Nucl Mater, 1998, 252(3): 216 DOI: 10.1016/S0022-3115(97)00297-3
[5] 胡彬和, 李龙, 吴晓春, 等. 钼铼合金对掉落临界安全的影响. 原子能科学技术, 2016, 50(10): 1813 DOI: 10.7538/yzk.2016.50.10.1813 Hu B H, Li L, Wu X C, et al. Effect of Mo−Re alloy on drop critical safety. At Energy Sci Technol, 2016, 50(10): 1813 DOI: 10.7538/yzk.2016.50.10.1813
[6] 黄洪涛, 王卫军, 钟武烨, 等. 钼铼合金在空间核电源中的应用性能研究进展. 原子能科学技术, 2020, 54(3): 505 Huang H T, Wang W J, Zhong W Y, et al. Research progress on application of Mo−Re alloy in space nuclear power. At Energy Sci Technol, 2020, 54(3): 505
[7] Alexander K, Fumio M, Mykola D. Rhenium effect in irradiated Mo−Re alloys and welds. Univ J Mater Sci, 2014, 2(2): 19
[8] El-Genk M S, Tournier J M. A review of refractory metal alloys and mechanically alloyed-oxide dispersion strengthened steels for space nuclear power systems. J Nucl Mate, 2005, 340(1): 93 DOI: 10.1016/j.jnucmat.2004.10.118
[9] 赵虎. 钼及钼合金烧结技术研究及发展. 粉末冶金技术, 2019, 37(5): 382 Zhao H. Research and development on the sintering techniques of molybdenum and molybdenum alloys. Powder Metall Technol, 2019, 37(5): 382
[10] 邢英华. 热处理对钼铼合金性能与组织的影响. 稀有金属材料与工程. 1998, 27(增刊): 148 Xing Y H. Effect of heat treatment on properties and microstructure of molybdenum rhenium alloy. Rare Met Mater Eng, 1998, 27(Suppl): 148
[11] 张军良, 李中奎, 张小明, 等. 制备方式对MoRe合金组织性能的影响. 稀有金属材料与工程, 2007, 36(增刊3): 355 Zhang J L, Li Z K, Zhang X M, et al. Effect of preparation methods on the microstructure and mechanical properties of the Mo−Re alloy, Rare Met Mater Eng, 2007, 36(Suppl 3): 355
[12] Mao P l, Han K, Xin Y. Thermodynamic assessment of the Mo−Re binary system. J Alloys Compd, 2008, 464(1-2): 190 DOI: 10.1016/j.jallcom.2007.10.060
[13] Mannheim R L, Garin J L. Structural identification of phases in Mo−Re alloys within the range from 5 to 95% Re. J Mater Proc Technol, 2003, 143-144: 533 DOI: 10.1016/S0924-0136(03)00342-X
[14] 谭拴斌, 郭让民, 杨升红, 等. 钼铼合金的结构和性能. 稀有金属, 2003, 27(6): 788 DOI: 10.3969/j.issn.0258-7076.2003.06.028 Tan S B, Gu R M, Yang H S, et al. Structure and properties of molybdenum-rhenium alloys. Rare Met, 2003, 27(6): 788 DOI: 10.3969/j.issn.0258-7076.2003.06.028
[15] Yang Y, Zhang C, Chen S L, et al. First-principles calculation aided thermodynamic modeling of the Mo−Re system. Intermetallics, 2010, 18(4): 574 DOI: 10.1016/j.intermet.2009.10.012
[16] 林小辉. 微量硅强化钼合金板材的微观组织与力学性能[学位论文]. 西安: 西安理工大学, 2010 Lin X H. The Microstructure and Mechanical Property of Minim Silicon Strengthened Molybdenum Sheet Alloys [Dissertation]. Xi’an: Xi’an University of Technology, 2010
[17] 郑修麟. 材料力学性能. 2版. 西安: 西北工业大学出版社, 2000 Zheng X L. Mechanical Properties of Materials. 2nd Ed. Xi’an: Northwestern Polytechnical University Press, 2000
[18] 杨尚磊, 陈艳, 薛小怀, 等. 铼(Re)的性质及应用研究现状. 上海金属, 2005, 27(1): 45 Yang S L, Chen Y, Xue X H, et al. The property and application research situation of rhenium (Re). Shanghai Met, 2005, 27(1): 45
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