热等静压Cr3 C2/Ni3 Al复合材料的微观组织及相组成

采用热等静压技术(HIP)在1160℃、100 MPa 条件下制备出 Cr3 C2/Ni3 Al 复合材料,研究了 Cr3 C2/Ni3 Al复合材料的微观组织和相组成。结果表明,Cr3 C2初始颗粒首先溶解成 Cr 和 C 原子,并往基体中扩散;冷却过程中,溶解的Cr和C原子转化为稳定的Cr7 C3结构;由于 Ni3 Al合金中的 Fe易与 C形成稳定碳化物,促使Fe原子从基体中往Cr7 C3结构中发生上坡扩散,并取代Cr7 C3结构中的部分Cr原子形成 M7 C3(M为 Cr、Fe,余同)结构的扩散相。当Cr3 C2初始颗粒较大时,在高温过程中,Cr3 C2颗粒未能全部溶解,而未溶解的 Cr3 C2颗粒芯部在冷却过程中仍保持为Cr3 C2结构。该条件下制备的Cr3 C2/Ni3 Al复合材料主要由Cr3 C2硬芯相、M7 C3扩散相和γ′-Ni3 Al基材相组成,其中Cr3 C2硬芯相和γ′-Ni3 Al基材相通过M7 C3扩散相形成良好的扩散连接;该结构的复合材料磨损后表面Cr3 C2颗粒末发生剥落且沟槽在铬碳化物处发生中断,表现出良好的耐磨性。     

0Cr20Ni65Ti3AlNb合金平衡析出相热力学计算

利用JMatPro热力学计算软件,对0Cr20Ni65Ti3AlNb合金的平衡析出相和非平衡凝固过程进行了模拟计算。结果表明：合金的主要平衡析出相有γ相、γ′相、MC和M₂₃C₆型碳化物相、η相,合金的非平衡凝固过程中Nb、Ti元素偏析比较严重,会降低合金的初、终熔点;Al含量对γ′相析出温度和析出量影响最大;C是MC和M₂₃C₆型碳化物相主要形成元素,对其析出温度和析出量起决定作用;η相的开始析出温度和析出量主要受Ti含量影响,过多的η相析出会影响合金的机械性能,因此,在成分设计过程中需合理控制合金的Ti含量。     

内氧化制备Cu-Al2O3复合材料新工艺的研究

提出了一种在低真空下内氧化制备Ｃｕ－Ａｌ２Ｏ３合金粉,以热锻为后续致密化手段,辅以其它工序制备Ｃｕ－Ａｌ２Ｏ３复合材料的新工艺,并进行了初步的试验研究与理论分析,研究结果表明,在低真空度下内氧化,有助于增大内氧化速率,细化Ａｌ２Ｏ３粒子并有助于Ａｌ２Ｏ３粒子的弥散分布;热锻具有显著的致密化作用,可代替冷变形作为致密化手段,与现有的内氧化制备工艺相比,本文提出的新工艺具有工艺简单,成本低,有利于规模花生产的优点。     

制备工艺对无钴AB5型贮氢合金的相结构和电化学性能的影响

用真空熔炼、快淬工艺以及球磨工艺制备稀土基无钴AB5型La（NiMnAlFe）5贮氢合金，用XRD测试了合金的相结构，并测试了不同制备工艺下合金的电化学性能。研究了制备工艺对无钴合金的相结构和电化学性能的影响。结果表明，由真空熔炼和快淬工艺制备的合金为CaCu5型单相结构，球磨合金由CaCu5型相和游离Ni相组成，并出现了非晶化趋势。快淬和球磨均使合金的放电容量降低，循环稳定性提高，但球磨工艺的影响更为显著，主要原因是球磨后合金中出现非晶化趋势。     

专利名称：γ相U—Mo合金粉末的制备工艺

专利申请号：CN200710111398．6 公开号：CN101058118 申请日：2007．06．20 公开日：2007．10．24     

SPS工艺制备SiCp/Si3N4复相陶瓷及其力学性能的研究

使用Si3N4、SiC陶瓷微粉为原料,氧化铝(Al2O3)和氧化钇(Y2O3)为烧结助剂,通过放电等离子烧结(SPS)技术快速制备了SiC/Si3N4复相陶瓷,并研究了SiC的添加量、SPS的 烧结温度、压力和保温时间等参数对烧结试样相对密度、力学性能及显微结构的影响.结果表明,SiC颗粒补强增韧Si3N4陶瓷的最佳添加量为15%,相对与单相Si3N4陶瓷,维氏硬度提高了6.6%,断裂韧性提高了5%,抗弯强度提高了24%,样品晶粒比较均匀,SiC颗粒诱发穿晶断裂和钉扎效应提高了基体的断裂韧性.     

镍铝基高温结构材料的研究进展

综述了镍铝(NiAl,Ni3Al)基高温结构材料在室温下具有的综合性能指标:抗高温氧化性能好,有较高的高温强度和蠕变抗力以及强度大等特点,而且在一定的温度范围内,其屈服强度反而随温度的上升而提高,通过添加其他元素,其性能得到改善.总结了金属间化合物的各种制备方法,如定向凝固法,快速凝固法,白燃烧高温合成法,超塑性成型等.探讨了进一步降低脆性,提高塑性等问题,以及在不远的将来取代一部分正在使用的比强度较差的结构材料.     

快速凝固Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金的显微组织和析出过程

利用X射线衍射、DSC、透射电镜和能谱分析研究了快速凝固Al 4Cu Mg 3Fe 4Ni (质量分数 )合金急冷态和退火态的显微组织 ,同时测定了该合金的显微硬度。结果表明 :快凝合金急冷态组织为过饱和α Al基固溶体和Al3 Ni相 ;当快凝合金经 4 0 0℃× 1h处理后 ,有少量S相 (CuMgAl2 )析出 ;快凝合金经 4 0 0℃× 9h处理后 ,出现了FeNiAl9弥散相 ;在合金组织中未见Al Cu Fe和Al Cu Ni相。随时效时间的增加 ,快凝合金的显微硬度不断增加 ,达到峰值后硬度缓慢下降 ,之后随FeNiAl9析出硬度又重新增加。     

Ti-C-3Ni-Al体系热爆合成反应及产物形态的研究

采用SEM和EDS分析对Ti—C-3Ni—Al体系热爆合成反应进行了研究。结果表明，由Ni和Al的放热反应引发Ti和C的强放热反应，体系生成了TiC／Ni3Al复合产物。体系成分和热爆温度是影响反应及产物形态的主要因素。TiC含量愈高，反应愈剧烈，TiC颗粒粒度愈大，产物致密性则先降低后升高。热爆温度愈高，反应愈剧烈，产物致密性相对愈好；TiC颗粒粒度随温度的升高而增大，形状从近球形发育成多边形。     

烧结法制备中间合金Al3Ti相

采用TiO2粉、CaO和Al粉为原料,经混匀、压制和烧结后,制备出中间合金Al3Ti相,利用XRD、SEM-EDS、XPS等手段,对反应后样品的物相组成、微观形貌和原子价态进行分析表征。结果表明,在烧结温度1 400 ℃、烧结时间30 min、铝钛比1.3和钙铝比1.6的条件下,烧结产物主要物相为Al3Ti、Al和CaAl2O4,烧结产物形貌呈现相间分布,TiO2存在逐级还原的现象,烧结法制备中间合金Al3Ti相是可行的。     

NiAl应力诱发马氏体相变的分子动力学模拟

利用ＮｉＡｌ合金的嵌入原子势，通过分子动力学模拟方法研究了标准化学计量比ＮｉＡｌ合金中应力诱发马氏体相变的微观机理。系统径向分布函数的变化表明，模拟中发生了Ｂ２结构奥氏体逐渐转变为四方Ｌ１０结构马氏体的相变，分析了马氏体形核和长大过程中系统微观结构的变化规律。通过分析形核前后系统应变的变化过程，探讨了应力诱发马氏体形核的微观机理。     

MEAM在Ni3Al合金研究中的应用

介绍了一种新的 EAM势。它表述简单 ,可用于大原子团的分子动力学研究。参数用结合能、弹性常数、空位形成能等实验值确定。并给出了 L 12 结构 Ni3Al的势。     

IC-218合金液态轧制薄带中锆的分布

鉴于Ｚｒ含量对Ｎｉ３Ａｌ基合金高温性能的重要影响，对ＩＣ－２１８合金液态轧制薄带中Ｚｒ的分布进行了研究。结果表明，Ｚｒ在γ＇和γ两相中明显偏取于γ＇，在江带内部存在直径不到０．５μｍ的Ｎｉ７Ｚｒ２和ＺｒＣ颗粒，而在近表层区域存在直径可达１０～３０μｍ的ＺｒＡｌ３颗粒，薄带表面出现Ｚｒ富集，其浓度可达薄带内部的３．８倍。此外，结合液态轧制工艺的快冷条件对锆化合物颗粒及钎表面富集的可能机制进行了讨论。     

快速凝固Cu-30%Fe合金的液相分解行为

液相分解是一些合金在快速凝固时产生的特殊相变行为。研究了不同冷却速度下Cu-30%Fe合金的凝固过程。Cu-30%Fe二元合金铸锭的微观组织是由铜基体和铁枝晶所组成。当过冷度较大时,位于样品自由表面区域比接近冷却铜板区域的冷却速度小,铁枝晶的存在是该区域微观组织的最大特征,它反映了该区域的凝固方式为正常的凝固方式。样品中心层微观组织的最大特征是存在着尺寸较大的铁球形粒子,它反映了在该区域Cu-30%Fe熔体的凝固过程中过冷液相经历了液相分解过程。数量众多的直径约为几微米的铁粒子和铜基体组成了冷却表面的微观组织。这些铁粒子是被细化了的液相分解铁粒子。液相分解会使合金微观组织产生一定程度的粗化,但提高凝固过程的冷却速度可以显著细化液相分解组织。     

Effect of Zirconium on Tensile Property,Microstructure and Fracture Behaviour of Cast Ni_3Al Based Alloy

ＥｆｅｃｔｏｆＺｉｒｃｏｎｉｕｍｏｎＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｙ，ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＦｒａｃｔｕｒｅＢｅｈａｖｉｏｕｒｏｆＣａｓｔＮｉ３ＡｌＢａｓｅｄＡｌｏｙＹｅＷｕｊｕｎ，ＦｅｎｇＤｉ，ＨａｎＧｕａｎｇｗｅｉ，ＬｕｏＨｅｌｉ①Ａ...     

Ti-22Al-27Nb 合金平衡相结构预测

在Ti Al Nb三元系热力学数据库基础上 ,运用相图计算技术预测了Ti2 AlNb基合金Ti 2 2Al 2 7Nb的相比例和相组成等平衡相结构信息 ,并揭示了该合金相结构的演化过程 ,与实验结果吻合较好。随着温度的变化 ,该合金中存在的平衡相也随之变化 :在 10 5 0℃以上全部转变为B2相 ,在 10 0 0～ 15 0 0℃之间α2 B2两相共存 ,在 843～ 10 0 0℃之间为α2 B2 O1三相共存 ,在 75 0～ 843℃之间为α2 B2 O2三相共存 ,在 72 7～ 75 0℃之间为O2 B2两相共存 ,在 72 7℃以下全部转变为O2相。