Ti-Cu固相相界面的扩散研究

采用铆钉法制备了Ti-Cu扩散偶,即将预处理后的铜丝嵌入到块状钛基体中,制备包含准相界面的样品。观察在600～700℃真空烧结不同时间时的钛铜界面的扩散情况,研究了烧结温度和保温时间对扩散层厚度的影响。结果表明,扩散层的厚度随烧结温度的提高和保温时间的延长而增厚。     

Ti-Ni合金界面扩散层厚度与温度的关系

采用"铆钉法"制备了Ti-Ni扩散偶,即将预处理后的镍丝嵌入到块状钛基体中,制备包含"准相界面"的样品。观察在500～700℃真空烧结时钛镍界面的扩散情况,总结了烧结温度对扩散层厚度的影响。研究表明,扩散层的厚度随烧结温度的升高而增厚,且温度与厚度满足指数变化关系。     

Al/Sn二元扩散偶相界面扩散溶解层的形成机理

采用层片式扩散偶制备技术制备Al/Sn扩散偶,在不同热压温度条件下进行热处理,利用金相显微镜、扫描电镜、能谱仪、XRD衍射仪等研究Al/Sn扩散偶扩散溶解层的形貌特征与形成机理。结果表明:在0.5 MPa和230℃烧结条件下,Sn元素优先沿Al晶界扩散,然后沿其表面扩散;随着扩散时间的延长,Al与Sn元素间扩散和溶解程度增大,界面区无新物相生成,最终形成由Al和Sn的离异合金组织组成的界面过渡层且呈锯齿状形态分布;Al/Sn界面冶金结合是Al和Sn固相扩散、溶解与结晶共同作用的结果。     

Al-Cu扩散偶的界面反应

用"铆钉法"制备了界面为曲面的Al-Cu二元扩散偶,将扩散偶于真空退火炉中在不同工艺条件下进行热处理;利用彩色金相、显微硬度测试方法对扩散偶界面区域进行了观察测试。结果表明,Al-Cu扩散偶在500℃下保温25～125h和520℃下保温25～100h的热处理条件下界面形成了厚度均匀的扩散层,扩散层包括3个亚层;在520℃下保温125h时界面扩散层靠近Al基体一侧形成共晶组织,并迅速向Al基体内部扩展;扩散层的显微硬度明显高于Al、Cu基体,说明形成了脆性的金属间化合物。     

Cu/Ni固相扩散界面的研究

采用彩色金相技术对“嵌入式”Cu/Ni扩散偶真空扩散处理时的界面迁移现象进行了观测,并研究了Cu/Ni界面间的扩散行为。结果表明,扩散偶在退火温度1123~1223K、保温时间25~150h(0·9×105~5·4×105s)的工艺条件下反应,Cu/Ni界面间结构由α/β转变为α/α′/β,其中α′为扩散层,实质是成分不均匀的固溶体,Cu/Ni界面间扩散行为是Kirkendall效应的一种显现,即界面上Cu和Ni元素均发生了扩散,但主要是Cu原子向Ni层的扩散。最后在试验数据基础上发现,扩散层厚度L与退火时间t之间满足抛物线L=K(t/t)n关系。     

Ti-CU固相扩散界面研究

采用“铆钉法”制备了界面为曲面的Ti-Cu扩散偶。用光学显微镜和彩色金相技术,研究了真空保温过程中界面的迁移情况及其影响因素。结果表明,界面迁移受原子扩散控制;温度、保温时间是影响扩散的主要因素。     

Ni/Sn固液扩散偶相界面的实验研究

采用"坩埚法"制备了曲面的Ni/Sn同液扩散偶,将扩散偶置于SK2管式电阻炉中在不同的工艺条件下进行热处理,利用光学显微镜和电子探针微区分析技术对相界面的变化和扩散层的成分进行观察和分析.结果表明,Ni/Sn扩散溶解层的厚度和层数随温度的升高和时间的延长而增加,生成金属间化合物的顺序依次为Ni3Sn4、Ni3Sn、Ni3Sn2.     

Ti/Cu固相相界面扩散溶解层形成机制的研究

采用镶嵌式扩散偶,在不同退火处理条件下,对Ti/Cu扩散溶解层的形成机制进行了研究.利用扫描电子显微镜背散射电子像和二次电子像观察和分析扩散溶解层的形态和结构,从扩散、溶解与结晶角度研究扩散溶解层的形成机制.结果表明:在不同的扩散温度和时间下,Ti/Cu相界面扩散溶解层的形成是Ti和Cu固相扩散、溶解与结晶的结果;相界面处将几乎同时结晶出不同层数、厚度和结构的扩散溶解层;Cu或Ti原子百分含量相对较低的Cu-Ti化合物优先形成,究竟形成一个还是几个相层,这主要由Cu在Ti中和Ti在Cu中的的浓度分布决定.Ti和Cu在700℃固相扩散时,原子扩散流为Cu扩散进入Ti,Ti很少扩散进入Cu,因此,除了Cu4Ti相层在Cu丝上形成以外,其余5个相层都在Ti基体上形成;Cu2Ti和Cu3Ti2以及Cu4Ti3和CuTi化合物相层几乎同时形核并以"竹笋状"方式相向长大,互相交错重叠,表现出比较明显的浮凸;另外,Cu4Ti和CuTi2化合物相层以"平面状"方式长大.     

Cu-Ni扩散偶的扩散溶解层

分别在普通和真空热处理炉中对Cu/Ni镶嵌式扩散偶进行退火热处理,利用扫描电子显微镜和电子探针显微分析仪观察和分析了扩散溶解层的形态和结构,并对其形成机理进行了探讨.结果表明,Cu/Ni扩散偶在950℃、100 h退火处理时,Cu/Ni扩散溶解层主要在Ni块上形成,形状依附于原始界面,并逐渐向Ni块基体延伸,与Ni块没有界面,其结构是以Ni为溶剂、Cu为溶质的间隙固溶体;扩散溶解层的形成机理是Cu原子向Ni块扩散,Ni原子几乎不向Cu丝扩散,Cu丝溶解在Ni块里面.     

Al/Co相界面的扩散溶解层

采用镶嵌式扩散偶,在不同退火处理条件下,对Al/Co扩散溶解层进行了研究。利用扫描电子显微镜和电子探针显微分析仪观察和分析了扩散溶解层的形态和形成规律,并对其形成机理进行了探讨。结果表明,当进行600℃保温75h退火处理后,在Al/Co界面处形成了结构为Al/Co2Al9/Co4Al13/Co2Al5/CoAl/Co,并与Al-Co二元合金相图上相的位置顺序一致、厚度约170μm的扩散溶解层。CoAl相层首先在Co基体上形成,然后其余三个相层都在CoAl相层上形成;Co4Al13相层和Co2Al5相层几乎同时呈"柱状"方式分别纵向向Co块和Al丝相向生长,生长到一定的厚度,再从根部转向横向生长,最终层2和层3交错在一起;最后Co2Al9相层在Al/Co4Al13界面处形成。Al-Co扩散溶解层的形成是Al和Co固相扩散、溶解与结晶的结果,由于扩散浓度和固溶度的相互作用,导致了扩散溶解层析出的序列性。     

Cu粉和Sn粉相界面扩散溶解层的研究

采用粉末烧结的方法制备出了Cu/Sn扩散溶解层;利用光学和电子显微镜观察了该扩散溶解层的形貌,用X射线衍射和能谱技术分析了该扩散溶解层的相组成;依据TFDC电子理论对Cu/Sn扩散溶解层的结构进行了讨论.研究发现,Cu粉和Sn粉在200℃,10 h的烧结过程中,Sn原子不断扩散进入到Cu晶体中,在Cu粉和Sn粉颗粒界面处,先后依次形成一定厚度的Cu6Sn5、Cu81Sn22、Cu39Sn11和Cu327.92Sn88.08金属间化合物扩散溶解层,该扩散溶解层的结构为Cu相、界面Cu/Cu327.92Sn88.08、Cu327.92Sn88.08相、界面Cu327.92Sn88.08/Cu39Sn11、Cu39Sn11相、界面Cu39Sn11/Cu81Sn22、Cu81Sn22相、界面Cu81Sn22/Cu6Sn5、Cu6Sn5相、界面Cu6Sn5/Sn;4种金属间化合物相呈"层"状分布.     

(W15Mo)C-GGI固相扩散研究

在WC-Co硬质合金生产中,晶粒抑制剂(GGI)的添加对细、超细及纳米硬质相合金的制备至关重要。本文以硬质合金新型硬质相(W15Mo)C为研究对象,采用通过热压方式合成扩散偶的方法,选择了VC、Cr_3C_2、TaC,TiC,NbC,TiVC,TiNb C,Ta Zr C等抑制剂材料,利用微观结构观察和元素半定量分析,初步探讨了(W15Mo)C与各种晶粒抑制剂之间的固相扩散情况。结果表明:除(W15Mo)C-Ta Zr C扩散偶没有发现扩散层外,(W15Mo)C与这些碳化物之间都存在相互扩散。(W15Mo)C-VC扩散偶的界面反应程度最大,在(W15Mo)C-Cr_3C_2扩散偶中,从界面至(W15Mo)C中15μm左右深度检测到一定量的金属Cr元素,其他扩散偶则在(W15Mo)C内部检测不到大量的金属元素。另外,Mo元素在含Nb碳化物(NbC、TiNbC)扩散层中的含量随距扩散层的距离增加而上升,在其他碳化物扩散层中则刚好相反。     

铁/铝扩散偶界面反应层生长机理分析

在不同的加热温度和保温时间条件下,对铁/铝扩散偶的元素扩散特征和界面反应层形成机理进行了探讨.结果表明,保温时间较短,界面结构为纯铁/FeAlx+Al/FeAl/纯铝,保温时间超过某一临界值,不稳定的FeAlx、准稳定的FeAl将转化为稳定的Fe2Al5和FeAl3金属间化合物,最终界面反应层结构为纯铁/Fe2A15+...     

TiO2/O''''-Sialon界面反应过程

以反应烧结的O'-Sialon和金红石型TiO2为研究对象,设计制备了TiO2/O'-Sialon扩散偶,采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)及电子探针微区分析(EPMA)等方法,对扩散偶的扩散界面及垂直于界面的断面进行了物相分析、形貌观察及元素面分布分析,并在此基础上探讨了TiO2/O'-Sialon界面反应过程.XRD结果表明:TiO2与O'-Sialon在界面处发生反应生成TiN和SiO2,但在1 200℃时扩散反应程度微弱,界面处存在Sm2O3偏析,并且与SiO2生成Sm2Si2O7;SEM照片显示TiO2/O'-Sialon界面处存在不规则硅酸盐熔融层;EPMA元素面分布分析表明Ti、Si等元素富集于硅酸盐熔融层内,只有微量元素扩散至基体内.综合分析结果得出,TiO2/O'-Sialon界面反应过程可分为三个阶段:物理接触阶段、熔融层形成及元素富集阶段、熔融层增长阶段.     

网状结构硬质合金界面钴相扩散过程研究

网状结构硬质合金是一种具有新型微观组织结构的硬质合金复合材料,而界面钴相梯度控制是网状结构硬质合金研究的关键技术。本文以YG20C作为网状合金的基体、YG6X作为团粒制备网状硬质合金试样,结合SEM、EDS等检测手段,研究烧结温度与保温时间对界面钴相扩散的影响。并通过相图计算、第一性原理等理论计算方法对钴相扩散的过程进行进一步研究证明。结果表明,当烧结温度高于1 340℃时,即使很短的保温时间界面钴相也很容易扩散均匀,当温度低于1 320℃,即使延长保温时间,核壳组织两边的钴相含量没有明显的变化,即界面钴相扩散受到了抑制。实验结果与理论计算相符合。     

瞬间液相连接钛钢复合板及微观组织性能

用瞬间液相扩散连接方法,在650 ℃,2 Mpa压力下,真空保温2 h制备Ti-Al-304不锈钢复合板,并与550 ℃, 600 ℃ 真空热压扩散进行对比。采用SEM研究界面连接处的微观结构,选用EDS线扫描分析界面连接处的元素分布,利用XRD检测界面连接处的相组成。研究发现,瞬间液相扩散连接界面出现的位置与真空热压扩散不同,Al中间层可以起到阻止Fe元素向Ti基体中扩散形成Fe-Ti金属间脆性相的作用。该方法为研究钛钢复合板的制备提供了新思路。     

U-10Zr/Zr-4合金界面的微观结构及生长动力学研究

Zr-4合金包壳包覆的U-Zr合金有望发展成为水冷反应堆的金属型核燃料。而燃料与包壳材料之间的相容性是反应堆安全运行的关键,但是,关于U-Zr合金燃料与Zr-4合金包壳材料界面元素扩散和反应的研究很少。为研究U-Zr合金与Zr-4合金之间的相容性和扩散行为,采用真空热压扩散法制备U-10wt.%Zr/Zr-4扩散偶,随后在高真空中580-1100℃高温热处理样品。采用扫描电镜和透射电镜分析检测扩散偶的界面微观结构和元素分布。系统研究了两种合金之间的相容性。δ-UZr₂层和厚约20nm的富铀层形成于热压扩散法制备的样品界面。测量了合金界面扩散系数常数和扩散激活能,分别为4.23(±0.63)×10^-6 m²/s和160.73(±1.67) kJ/mol。结果表明U-10wt.%Zr/Zr-4扩散偶的扩散系数大于U-Zr合金的,特别是在低温段。     

Ni-Al固/液扩散偶的组织结构演变及其形成机理

采用镶嵌式扩散偶技术制备Ni-Al扩散偶,在Al熔点和Ni熔点之间的不同温度保温不同时间进行扩散处理。研究Ni-Al固/液扩散偶的组织结构演变及形成机理。结果表明:在Ni基被完全消耗之前,扩散偶的组织结构为Ni/Ni2Al3/NiAl3/Al+NiAl3,Ni基耗完之后继续保温一段时间,Ni2Al3消失,整个扩散偶均由Al+NiAl3的混合组织组成;Ni2Al3层是保温过程中第一个出现的也是唯一出现的连续单相层,NiAl3层则是在冷却过程中形成的;Al基中存在粗大块状和弥散细小状的NiAl3析出相,在NiAl3析出相之间存在无析出区,从界面附近到远离界面,NiAl3析出相和无析出区的尺寸逐渐变小。     

UO2烧结过程的相场模拟

利用相场模型对UO_2陶瓷粉末的烧结过程进行了模拟。在修正的相场模型中,不仅考虑了表面扩散、晶界扩散和晶格扩散3种各向异性的扩散机制对烧结组织形貌和烧结动力学的影响,而且考虑了不同陶瓷颗粒之间的界面能对烧结形貌的影响。基于实验条件和热力学物性参数,对UO_2陶瓷粉末在2000 K的烧结过程进行了模拟。模拟结果显示:初始形貌为圆形的陶瓷粉末有利于烧结过程的进行;烧结过程中存在大晶粒吞噬小晶粒的现象;晶界扩散机制是UO_2烧结过程中的主导机制;晶界能的改变导致晶界与相界之间的平衡二面角发生改变。在此基础上,模拟了多晶UO_2陶瓷粉末的烧结过程,模拟结果与实验结果吻合较好。     

微米厚U-Al薄片的扩散连接

开展了不同温度、压力和时间条件下微米厚Al片和微米厚U片的真空热压扩散连接实验,并对界面层进行了显微结构分析、元素能谱分析和纳米压痕测试。获得了U-Al机械结合无扩散层的工艺参数:350℃/63 MPa/1 h。保温1 h条件下,U-Al扩散层均匀化的工艺参数为400℃/80 MPa,扩散均匀情况下扩散层成分主要是UAl_2。