快速凝固Al—3.18Ti—0.65C合金中TiC相的形成和分布特征

采用快速凝固技术在Ａｌ－３．１８Ｔｉ－０．６５Ｃ（ｗｔ－％）合金中获得了呈弥散分布的单一ＴｉＣ相颗粒，尺寸为３０－１００ｎｍ，原子组成为ＴｉＣ０．７６，结合常规和快速凝固组织的分析对比，并以热力学分析为基础，研究和探讨了ＴｉＣ相的形成过程和机制。     

Al─Ti─C─B中间合金细化剂的研究

研究了新近开发的Ａｌ－Ｔｉ－Ｃ－Ｂ中间合金细化剂，检查了其显微组织及细化工业纯铝及含Ｚｒ铝合金的性能，并与Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ中间合金细化剂进行了对比。结果表明：Ａｌ－Ｔｉ－Ｃ－Ｂ中间合金细化剂含有Ａｌ３Ｔｉ、ＴｉＢ２和ＴｉＣ三种第二相，它们形成尺寸细小弥散分布的多相粒子团，其细化工业纯铝晶粒的能力明显优于Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ中间合金细化剂，并克服了Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ中间合金细化剂易被Ｚｒ原子毒化的弱点。分析认为，Ａｌ－Ｔｉ－Ｃ－Ｂ中间合金优异的细化性能归功于多相粒子团表面凹陷处的物理化学作用     

快速凝固Al─Fe基合金条带中准晶相的形成及稳定性

对快速凝固Ａｌ─Ｆｅ基合金的原始条带及退火组织进行了透射电镜分析．结果表明．原始条带截面组织按准晶形成可分成三个区域：无准晶区；准晶形成区；准晶分解区，在６９８Ｋ保温１ｈ发现中间区的准晶开始晶化．组织形貌类同铸态组织的准晶分解区，说明准晶的晶化是在凝固过程中进行的、并且始于准晶与基体界面处     

快速凝固Ti－55合金中稀土第二相双模型分布的形成

对快速凝固Ｔｉ－５Ａｌ－４Ｓｎ－２Ｚｒ－１Ｍｏ－０．２５Ｓｉ－１Ｎｄ（Ｔｉ－５５）高温钛合金９８０℃，５ｈ处理样品的透射电镜分析表明，稀土第二相在合金中以双模型分布，较小颗粒尺寸为２０－８０ｎｍ，较大颗粒尺寸为２００－３００ｎｍ．在扩散控制第二相粒子长大动力学方程的基础上，运用扰动理论，分析了第二相颗粒尺寸的定态解的稳定性，并验证了双模型分布．     

快速凝固Al—Ti—Fe系合金的组织演化

采用单辊旋铸技术制备Al-2.5Ti-2.5Fe,Al2.5Ti-2.5Fe-2.5V和Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr(at%，下同）合金薄带，利用X射线衍射（XRD）和透射电镜（TEM）分析了这些合金的急冷态和退火态组织。结果表明：快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al5Ti2两种初生相，快凝合金经400℃退火10h后，组织中出现了Al13Fe4相，在450℃退火，组织中析出了弥散Al3Ti相；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5V合金急冷态组织中存在Al11V相和Al80V20相，400℃退火10h后，初生Al11V相转变为Al80V20相，且固溶在α-Al基体中的Ti,Fe以Al23Ti9相和Al13Fe4相的形式析出；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al13Cr2两种初生相，快凝合金经300℃退火10h后，组织中析出了Al13Cr2和Al3Ti两种弥散相，400℃退火10h时后组织中出现了Al13Fe4相。     

快速凝固Al－Fe－Ti－C合金的显微结构及退火过程中的相变

研究了快速凝固Ａｌ－Ｆｅ－Ｔｉ－Ｃ合金的显微结构及退火过程中的相变。初始快凝态组织由α－Ａｌ微胞晶组成，在胞晶边界分布着较大并拉长的非晶相；在胞晶内部则为细小弥散的球状亚稳Ａｌ_６Ｒｅ相（底心正交结构），Ｔｉ和Ｃ全部过饱和固溶于α－Ａｌ中。当７７３Ｋ退火５ｈ时，非晶相转变为α_Ｔ－ＡｌＦｅＳｉ相（斜方结构），Ａｌ_６Ｆｅ相部分转变为片状Ａｌ_３Ｆｅ相（底心单斜结构），部分长大但仍保持球状和底心正方结构过饱和固溶于α－Ａｌ基体中的Ｔｉ和Ｃ则以ＴｉＣ形式弥散析出。     

Ti对Al—Si合金快速凝固组织的影响

本文探讨了Ti对Al-Si合金快速凝固组织特征的影响,结果表明,Ti引入Al-Si合金以后,降低了合金的过冷能力,使合金在较小的初始过冷度下即开始凝固,从而使合金快速凝固条带的起始凝固组织粗化,胞晶间Si的偏析程度加剧。     

快速凝固Al—Zr—Ti合金的组织结构

利用透射电子显微镜研究了快速凝固Al-4Zr-2Ti(原子百分比）合金的组织结构。结果表明：快凝合金的显微硬度与其显微组织密切相关,快凝合金急冷态组织显示出单一相-过饱和Al基固溶体,此时显微硬度为220HV,快凝合金经420℃退火4h ,具有立方结构的亚稳相L12-Al3(Zr、Ti)析出,此时显微硬度达到峰值260HV,而经420℃退火20h,则L12相转为为DO23相,同时,显微硬度下降到150Hv。     

TiC/Ti3AlC/Ti3Al三相自生复合材料热应力分析

根据TiC/Ti3AlC/Ti3Al三相自生复合材料的结构,建立了热应力分析的4层嵌套模型,推导了热应力计算公式.并利用该模型计算了TiC/Ti3AlC/Ti3Al三相复合材料的热应力.计算结果表明各相及对应界面的法向应变和切向应变均较TiC/Ti3Al两相结构材料有所降低,这有利于防止材料发生界面脱粘损坏;在Ti3AlC界相中只产生较小的切向压应力,可大幅度降低Ti3Al基体相中的切向压应力,有利于防止Ti3Al基体发生拉裂破坏.对具有包覆结构的TiC/Ti3AlC/Ti3Al合金的显微力学性能进行了测试,Ti3AlC界相的存在,使增强体中心到基体的显微硬度和弹性模量呈梯度变化,有利于应力传递.     

FORMATION OF QUASICRYSTALLINE PHASE IN RAPIDLY SOLIDIFIED Al-Fe-V-Si ALLOY

The icosahedral quasicrvstalline phase (i-phase)with the chemical composition of 82.4at%Al,8.8at?,3.6at%V and 5.2at%Si in melt spun Al-Fe-V-Si ribbons was found.It is suggested that the temperature and holding time of the melt prior to quenching are the important factors in the formation of the i-phase.     

Al－Fe－V－Si快速凝固热强铝合金中“块状相”的产生条件

通过快凝试验和电镜观察，对Ａｌ－Ｆｅ－Ｖ－Ｓｉ合金中块状相的产生条件进行了分析．结果表明，合金中块状相产生的温度范围为１１７３－１１０３Ｋ，当熔体在该温度区间的冷却速度临界冷却速度，而快凝开始后的时形成块状相加微胞晶的快凝缺陷组织，当在整个快凝过程中时，则形成块状相加粗胞晶的快凝缺陷组织．     

原位生成TiC对快凝Al—Fe—V—Si合金中“块状相”生成的影响

对含有原位生成TiC粒子的快凝Al-Fe-V-Si合金中的显微结构进行了电镜观察。结果表明：在Al6Fe相形成的温度范围内,TiC粒子消除了初生Al6Fe块状相,诱发了初生AlmFe相,AlmFe相以包裹TiC粒子的形成生长成类球状形貌,消除了边角效应。并用连续冷却方式下的形核理论对TiC粒子的原位生成对合金中各相的形核动力学影响进行了分析与计算,与试验结果有较好的吻合。     

PHASE TRANSFORMATION IN RAPIDLY SOLIDIFIED AI-Cu-Fe ALLOY

By means of rapid solidification, two Al_(65)Cu_(20)Fe_(15) powders were prepared with water and liquid N_2 as the respective cooling agent. Both powders are composed of a qnasicrystalline icosahedral phase and a crystalline hexagonal phase, with the water-cooled alloy having a higher crystalline phase content. In the isothermal an nealing process, the crystalline phase in the water-quenched alloy begins to decrease at 500℃ and then disap pears at 600～700℃. At about 800℃, new crystalline phases form, and at 900℃, the quasicrystalline phase disappears. Conversely, in the liquid N_2 quenched alloy, the quasicrystalline phase starts to decrease at about 500℃. and the hexagonal phase decomposes into new crystalline phases. At 700～800℃, the quasicrystalline phase disappears. For the water-cooled sample, the quenching at 100～200C makes the crystalline to quasicrystalline phase transformation start at a lower temperature and the crystallization of the quasicrystal occur at a higher temperature. For the liquid N_2 quenched alloy, the quenching at 100～400℃, did not affect its phase transformation at high temperature.     

NUCLEATION BEHAVIOR OF Al8Fe4Nd PHASE IN RAPIDLY SOLIDIFIED AI-Fe-V-Si-Nd ALLOY

［1］V.K. Vasudevan and H.L.Fraser, Mater. Sci. Eng. 98 (1988)131. ［2］Y.C. Chen, M.E. Fine, J.R. Weertman and R.E. Lewis, Scripta Metall. 21(7) (1987) 1003. ［3］S. Sriram and J. Sekhar, Mater. Sci. Eng. 66 (1984) L9. ［4］G.K Dey., D. Prakash, R.T. Savalia, R.K. Mandal and S. Banerjee, Scr. Metall. 30 (1994) 1073. ［5］R.D. Fried, J.M. Zinded and H.L. Fraser, Scr. Metall. 20 (1986) 415. ［6］W.J. Bottineger, Metall. Trans. 17A (1986) 781. ［7］L.A. Bendersky, M.J. Kaufman, W.J. Bottineger and F.S. Biancaniello, Mater. Sci. Eng. 98 (1988)213. ［8］J.D. Cotton and M.J. Kaufman, Metall. Trans. A 22A (1991) 927. ［9］J. Perepezko, Mater. Sci. Eng. 65 (1984) 125. ［10］D.J. Skinner, R.L. Bye, D. Raybowld and A.M. Brown, Scr. Metall. 20 (1986) 867. ［11］R.E. Frank and J.A. Hank, Scr. Metall. 23 (1989) 113. ［12］L. Kubicar and S. Adamisova, International J. Rap. Solid. 8 (1995) 281. ［13］J.Q. Wang, PhD Dissertation, Northeastern University, Shenyang (1996) p.28. ［14］H.R. Kirchmayer, Z. Metall. 60 (1969) 699. ［15］G. Shao and P. Tsakiraprulos, Acta Metall. Mater. 42(9) (1994) 2937. ［16］Z.Y. Xu, Principle of Phase Transformation (Science Press, Beijing, 1988) p.151. ［17］H. Jones, Mater. Sic. Eng. A133 (1991) 33. ［18］D. Holland-Moritz and J. Herlach, Acta Mater. (5) (1998) 1601. ［19］M.T. Cavaguera-Mora and N. Clavaguerq, J. Alloys and Compounds 247 (1997) p.93. ［20］H. Jones, Phil. Mag. B 61 (1990) 487. ［21］H. Pang, PhD Dissertation, Northeastern University, Shenyang (1999) p.25.     

NUCLEATION BEHAVIOR OF Al_8Fe_4Nd PHASE IN RAPIDLY SOLIDIFIED Al-Fe-V-Si-Nd ALLOY

The microstructure of Al-Fe-V-Si-Nd alloy prepared by rapid solidification (RS) processing was studied by X-ray diffraction (XRD), transmission electron microscopy (TEM) and high resolution electron microscopy (HREM). The phase selection of the alloy during solidification and the nucleation behavior of Al8Fe4Nd phase were analyzed within the framework of time-dependent nucleation theory. The incubation time for Al8Fe4Nd phase was found shorter and the nucleation rate higher than those of α-Al. The results indicate the nucleation of Al8Fe4Nd phase is heterogeneous and the dispersoids of Al8Fe4Nd form as primary particles from the liquid, which is consistent with experimental observation.     

急冷凝固Ni3Al合金中的亚稳相

通过急冷凝固,在Al含量超过化学计量值(25at.—％)的Ni_3Al和Ni_3Al(B)中会出现一种片层状的两相组织。经电子衍射和X射线衍射分析确定为基体γ’相和亚稳相。利用约化胞方法计算表明亚稳相为正交结构(α=0.2355nm,b=0.4157nm,c=0.1683nm),实验结果还表明,硼合金化对片层状组织的形成没有影响。