激光悬浮区熔定向凝固Al2O3/YAG/ZrO2三元过共晶合金的微观组织

利用自行研制的激光悬浮区熔设备制备了Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元过共晶自生复合材料.在过共晶成分下获得了不含初生相的全共晶层片状组织.详细分析了固/液界面形貌形成原因,并由界面形貌出发阐述了Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元过共晶组织织构化趋势.结果表明,低凝固速率下,三元过共晶成分下层片间距大于三元共晶成分下层片间距,而在高凝固速率下则相反,这主要是由于ZrO₂的加入影响了体系的传热及传质条件,通过经典非规则共晶模型综合分析了传输条件对层片间距的影响.过共晶平均层片间距(λ_av)与凝固速率（V）满足λ_avV^0.5=14.7μm^1.5·s^-0.5,符合JH模型.对于激光加工中经常出现的带状组织形成机理也进行了讨论.     

激光双面区熔Al2O3/Y3Al5O12共晶自生复合陶瓷的制备与表征

采用激光区熔凝固技术制备大尺寸Al2O3/Y3Al5O12(YAG)共晶自生复合陶瓷,考察双面区熔条件下大尺寸氧化物共晶陶瓷的熔化及凝固成形规律,采用扫描电镜、能谱和X射线衍射对其凝固组织特征进行了表征和分析.研究结果表明:在优化的凝固工艺下,激光双面区熔增加了熔凝层的厚度,获得了熔凝层厚度8.2 mm,长度65.0 mm,致密度达98.5%±1%的Al2O3/YAG共晶陶瓷;共晶熔凝层厚度随激光扫描速率的减小而增加,随激光功率的增大而增大,并且致密度随着激光功率的增大呈现先增大后减小的趋势;双面区熔后的Al2O3/YAG共晶陶瓷微观组织由均一分布、相互交织的Al2O3和YAG共晶相组成,共晶层片间距较小(1.0~3.5μm),且与凝固速度满足Jackson-Hunt公式;共晶间距随扫描速率的增大逐渐减小;双面区熔界面处共晶组织生长具有连续性,界面结合良好;共晶陶瓷的Vickers硬度为(18.6±1.0)GPa.     

铌在铀熔体中的溶解扩散行为研究

铀铌合金具有优异的抗腐蚀性能和良好的综合力学性能，是核工程中重要的结构与功能材料。通过直接真空感应熔炼的方式实现铀铌合金的合金化，可大幅度提高铀铌合金的生产效率。然而，铀铌合金的真空感应熔炼合金化过程易出现合金化不充分的现象，该问题主要与固态铌在铀熔体中的溶解扩散过程有关。为了提高对固态铌在铀熔体中的溶解扩散的认识，精确优化铀铌合金的真空感应熔炼工艺，提升铀铌合金材料质量，本文对固态铌在铀熔体中的溶解扩散行为进行了研究。通过溶解扩散实验获得铌在铀熔体中的溶解速率v与熔体温度T存在v=0.3651exp(-21150[K]/T)[m/s]关系；对U/Nb溶解扩散界面进行了表征，结果显示铌溶解于铀熔体的过程中，U/Nb溶解扩散界面形成了与固态Nb存在位向关系的片状结构；对比有无电磁搅拌情况下铌在铀熔体中的溶解行为及U/Nb界面结构，结果表明电磁搅拌提高了铌在铀中的溶解速率并改变了U/Nb界面的片状结构。     

激光区熔Al2O3/Er3Al5O12共晶自生复合陶瓷的组织与断裂韧性

采用激光区熔快速定向凝固技术制备出Al2O3/Er3Al5O12(EAG)共晶自生复合陶瓷,研究了不同激光扫描速率下材料的凝固组织特征及其演变规律,并对其力学性能和增韧机制进行了分析.结果表明:激光区熔Al2O3/EAG由连续的Al2O3和EAG两相组成,两相相互交错分布,形成均匀的三维网状结构;共晶间距细小,在0.2～2.1μm之间,并随着扫描速率的增加规律性地减小.在低的扫描速率下,微观组织呈现典型的层片状非规则共晶组织;当扫描速率增至800μm/s时,出现了胞状及EAG树枝晶.共晶陶瓷的硬度和断裂韧性分别为18.7GPa和2.45MPa.m1/2.微观组织高度细化以及裂纹扩展过程中沿两相界面偏转、分叉等机制提高了材料的韧性.     

激光悬浮区熔Al2O3基共晶自生复合材料微观组织与力学性能

采用激光悬浮区熔定向凝固方法制备了高致密度Al₂O₃/YAG/ZrO₂共晶自生复合陶瓷材料,研究多元复相陶瓷在高温度梯度、不同生长条件下的凝固组织形态演化规律,定量表征凝固速率与氧化物陶瓷共晶间距的关系,在此基础上,考察其力学性能并分析凝固组织与断裂韧性的关系.研究结果表明:激光悬浮区熔Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元自生复合材料呈现与热流方向平行、定向性良好的非规则层片共晶形貌,共晶组织随凝固速率的增大而快速细化,凝固速率为200μm/s时,最小层片间距达到0.46μm.平均层片间距λav与凝固速率V之间符合关系:λ_avV^0.5=12.4μm^1.5·s^-0.5,且明显小于同等凝固速率条件下Al₂O₃/YAG二元共晶的平均层片间距.Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元共晶平均硬度为（19.0±1.0）GPa,室温断裂韧性为（3.31±0.2）MPa·m^1/2.与二元共晶相比,裂纹捕获、偏转以及共晶相热胀系数失配是三元共晶室温断裂韧性提高的主要原因.