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Secondly, it has been indicated that broken W-phase has essentially strengthening effect on as-extruded Mg-Zn-Er alloy [20]. Fine W-phase particles exert positive effects on strengthening by effectively retarding the dislocation movement during the tensile test which contributes to the enhanced strength. In this work, a small amount of Er addition lead to formation of fine W-phase that can act as second phase strengthening. However, too much Er addition results in more W-phase which gradually becomes the dominating secondary phase in the LZ105-xEr alloy and is detrimental to the strength of LZ105-xEr alloy. Because too much Er in LAZ105-xEr alloys is likely to cause aggregation of the Wphase which will lead to stress concentration and ultimately fracture initiation at the interfaces between W-phase and matrix during tensile deformation. Thus it is possible that not all second phase precipitates formed contribute to the entire strengthening effects of LZ105-xEr alloys. Not only volume fraction, but also the size, distribution and morphology of precipitates play an important role on mechanical behavior. When the size and volume fraction of W-phase increase to a certain extent, W-phase will be obviously coarsened at the grain boundaries and it is harmful to the strength. Normally, the embedment of the coarse second phase particle into the ductile metal matrix can simultaneously induce high stress concentrations at the interface of particle/matrix that result in low EL. While the EL of LZ105-3.5Er alloy with coarse W-phase is still higher than that of LZ105 alloy because the negative effect of large W-phase particles on the EL is compensated by the coordinating deformation of finer β-Li phase with more Er addition. Thirdly, with Er addition, the Mg-Zn-Er phase is formed that also means the solid solution strengthening effect caused by Zn element is weaker because more Zn is consumed on forming second phase. Thus, there exists a balance between the fine Mg-Zn-Er phase strengthening and solid solution strengthening of Zn element. A suitable amount of Er content can let these two reinforcement ways comprehensively work to the maximum for LZ105 alloy.Thirdly, with Er addition, the Mg-Zn-Er phase is formed that also means the solid solution strengthening effect caused by Zn element is weaker because more Zn is consumed on forming second phase. Thus, there exists a balance between the fine Mg-Zn-Er phase strengthening and solid solution strengthening of Zn element. A suitable amount of Er content can let these two reinforcement ways comprehensively work to the maximum for LZ105 alloy.
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其次,已经表明,断裂W相基本上已经加强对作为挤出的Mg-Zn基合金铒[20]的效果。细W相颗粒加强由拉伸试验这有助于增强的强度有效期间延迟所述位错运动发挥积极作用。在这项工作中,少量尔除了导致形成精细W相的,可以作为第二阶段的强化作用。然而,太多的儿除了会导致更多的W相逐渐成为在LZ105-XER合金占主导地位的第二阶段,不利于LZ105-XER合金的强度。因为在LAZ105-XER合金太多铒有可能的Wphase这将导致应力集中,并最终断裂初始在拉伸变形过程中Wphase和基质之间的界面的原因聚集。因此可能的是,不形成所有的第二相沉淀物有助于LZ105-XER合金的整个加强效果。不仅体积分数,同时也沉淀物的大小,分布和形态上发挥机械性能具有重要作用。当的大小和W相的增加在一定程度上体积分数,W相将明显在晶界粗大化,它是有害的强度。通常,粗第二相粒子引入所述韧性金属基质的嵌入可以同时在颗粒/基质的这种结果在EL低的界面引发高应力集中。虽然LZ105-3的EL。5ER合金粗W相比LZ105合金的更高,因为大W相颗粒在EL的负面影响是由更细的β锂相与更尔除了协调变形补偿。第三,有Er此外,在形成的Mg-Zn的二相,其也指由锌元件的固溶强化作用较弱,因为更多的Zn上形成第二相被消耗。因此,存在微细的Mg-Zn系二相强化和固溶强化的Zn元素之间的平衡。Er含量的合适量可以让这两个加固的方式全面合作,最大限度地为LZ105合金。形成的Mg-Zn的二相,其也指由锌元件的固溶强化作用是较弱的,因为更多的Zn上形成第二相被消耗。因此,存在微细的Mg-Zn系二相强化和固溶强化的Zn元素之间的平衡。Er含量的合适量可以让这两个加固的方式全面合作,最大限度地为LZ105合金。形成的Mg-Zn的二相,其也指由锌元件的固溶强化作用是较弱的,因为更多的Zn上形成第二相被消耗。因此,存在微细的Mg-Zn系二相强化和固溶强化的Zn元素之间的平衡。Er含量的合适量可以让这两个加固的方式全面合作,最大限度地为LZ105合金。<br><br><br><br>第三,有Er此外,在形成的Mg-Zn的二相,其也指由锌元件的固溶强化作用较弱,因为更多的Zn上形成第二相被消耗。因此,存在微细的Mg-Zn系二相强化和固溶强化的Zn元素之间的平衡。Er含量的合适量可以让这两个加固的方式全面合作,最大限度地为LZ105合金。
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其次,表明破碎W相对挤出的Mg-Zn-Er合金[20]具有实质上增强作用。细W相颗粒在拉伸试验中有效延缓错位运动,对增强具有积极作用,有助于增强强度。在这项工作中,少量的Er添加导致形成精细的W相,可以作为第二阶段加强。然而,过多的Er添加导致更多的W相,逐渐成为LZ105-xEr合金中占主导地位的二相,并且不利于LZ105-xEr合金的强度。由于 LAZ105-xEr 合金中的 Er 过多可能导致 W 相聚集,从而导致应力集中,并最终在拉伸变形期间 W 相和基质之间的接口处发生断裂。因此,并非所有形成的二相沉淀都有助于LZ105-xEr合金的整体增强效应。不仅体积分数,而且沉淀物的大小、分布和形态对机械行为起着重要的作用。当W相的大小和体积部分增加到一定程度时,W相在晶粒边界处会明显粗糙,对强度有害。通常,将粗二相粒子嵌入延展性金属基体时,在粒子/基质界面处同时产生高应力浓度,导致低EL。虽然具有粗W相的LZ105-3.5Er合金的EL仍然高于LZ105合金,因为大W相颗粒对EL的负面影响通过更精细的β-Li相的协调变形和更多的Er增加来补偿。第三,通过Er加法,形成Mg-Zn-Er相位,这也意味着Zn元素产生的固体溶液增强效应较弱,因为形成第二阶段消耗的锌越多。因此,在细Mg-Zn-Er相加强和锌元素固体溶液增强之间存在平衡。适量的Er含量可以使这两种加固方式全面工作到LZ105合金的最大。<br><br>第三,通过Er加法,形成Mg-Zn-Er相位,这也意味着Zn元素产生的固体溶液增强效应较弱,因为形成第二阶段消耗的锌越多。因此,在细Mg-Zn-Er相加强和锌元素固体溶液增强之间存在平衡。适量的Er含量可以使这两种加固方式全面工作到LZ105合金的最大。
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其次,研究表明,断裂W相对挤压态Mg-Zn-Er合金具有本质上的强化作用[20]。在拉伸试验中,细小的W相颗粒有效地抑制了位错的运动,对增强起到了积极的作用。在这项工作中,少量Er的加入导致形成细W相,可以作为第二相强化。然而,过多的Er加入会导致更多的W相逐渐成为LZ105-xEr合金的主要第二相,对LZ105-xEr合金的强度不利。由于LAZ105 xEr合金中Er含量过高,易导致wp相聚集,导致拉伸变形过程中W相与基体界面处应力集中,最终导致断裂萌生。因此,并非所有形成的第二相沉淀物都有助于LZ105 xEr合金的整体强化效果。不仅是体积分数,而且沉淀的大小、分布和形貌对力学行为也有重要影响。当W相的尺寸和体积分数增加到一定程度时,W相在晶界处明显粗化,对强度不利。通常情况下,粗大的第二相粒子嵌入到韧性金属基体中,可同时在颗粒/基体界面处产生高应力集中,导致低EL。而含粗W相的LZ105-3.5Er合金的EL仍高于LZ105合金,这是因为大W相颗粒对EL的负面影响是由含Er较多的细β-Li相的协调变形来补偿的。第三,加入Er,形成Mg-Zn-Er相,这也意味着Zn元素引起的固溶强化作用较弱,因为在形成第二相时消耗了更多的Zn。因此,Zn元素的精细Mg Zn Er相强化与固溶强化之间存在平衡。适量的Er含量可以使这两种强化方式对LZ105合金的综合作用最大。<br>第三,加入Er,形成Mg-Zn-Er相,这也意味着Zn元素引起的固溶强化作用较弱,因为在形成第二相时消耗了更多的Zn。因此,Zn元素的精细Mg Zn Er相强化与固溶强化之间存在平衡。适量的Er含量可以使这两种强化方式对LZ105合金的综合作用最大。<br>
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