超过冷条件下Fe83B17共晶合金的凝固行为及显微组织演化

采用深过冷技术研究了块体Fe83B17共晶合金在超过冷度条件下的凝固行为.该合金的组织演化规律为当过冷度达到理论临界超过冷度(300 K)时,组织为α-Fe相和Fe2B相组成的共晶组织;当过冷度大于临界值达到386 K时,组织粗化,为完全的非规则共晶,稳定相Fe2B消失,亚稳相Fe3B出现并且在室温下也不会分解;获得了460 K的超过冷度以及亚稳相组织.并讨论了这些结果产生的原因.     

超过冷条件下Fe_(83)B_(17)共晶合金的凝固行为及显微组织演化

采用深过冷技术研究了块体Fe_(83)B_(17)共晶合金在超过冷度条件下的凝固行为.该合金的组织演化规律为:当过冷度达到理论临界超过冷度(300K)时,组织为α-Fe相和Fe_2B相组成的共晶组织;当过冷度大于临界值达到386K时,组织粗化,为完全的非规则共晶,稳定相Fe_2B消失,亚稳相Fe_3B出现并且在室温下也不会分解;获得了460K的超过冷度以及亚稳相组织.并讨论了这些结果产生的原因.     

快速凝固Cu83Fe17合金的显微组织

通过采用扫描电镜(SEM)研究了真空感应熔炼和单辊旋铸Cu83Fe17合金的显微组织和凝固行为.结果表明,真空感应熔炼Cu83Fe17合金的显微组织主要以初生的富Fe枝晶形式存在于Cu基体中,单辊旋铸Cu83Fe17合金的显微组织呈现富Fe枝晶和富Fe球状并存的两种形貌.富Fe相的形貌和大小随着条带厚度的变化而变化.富Fe球的大小分布不均,靠近自由面的富Fe球直径比接触面要大.分析表明,合金快速凝固过程中发生了亚稳态的液相分离.此外,采用一维热传导方程对Cu83Fe17合金的冷却速度进行模拟,计算得到合金条带自由侧在凝固时的冷却速度为1.5×106 K/s.     

非平衡凝固下Nd8Fe86B6合金的显微组织及凝固行为

研究非平衡凝固条件下Nd8 Fe86 B6合金显微组织和凝固行为的变化规律.结果表明,Nd8 Fe86 B6合金随着冷却速度的增大,组织发生明显变化.当冷却速率低于1.3×103 K/s,组成相为Nd2 Fe14 B、α-Fe和富B相;冷却速率介于1.3×103～3.95×105 K/s之间组成相为Nd2 Fe14B和α-Fe相;当冷却速率介于3.95×105～4.51×105 K/s时,相组成为Nd2 Fe14 B相和非晶相;冷却速率大于5.39×105 K/s时组织为完全的非晶相.随着冷却速率的增大,各个相的尺寸由微米级别减小到纳米级别.     

深过冷Fe—B—Si共晶块体纳米材料的凝固组织特征

在大气中利用循环过热与熔融玻璃净化相结合的方法,使６－２０ｇＦｅ７６Ｂ１２Ｓｉ１２合金液获得了３６７Ｋ的大过冷度,采用深过冷及深过冷加水淬的方法,成功地制备了样品直径为１１ｍｍ,高为１０ｍｍ,组织中颗粒平均尺寸约为２００ｎｍ的Ｆｅ７６Ｂ１２Ｓｉ１２合金块体给米材料,研究结果表明,在△Ｔ＝３６７Ｋ再辉后自然冷却室浊及△Ｔ＝３２９Ｋ再辉后水淬条件下,凝固组织为在细化的Ｆｅ２Ｂ（Ｓｉ）基体中分布的３０－     

快淬Fe83Ga17合金薄带的显微组织和磁致伸缩性能

采用熔体快淬方法制备4种厚度的Fee83Ga17合金薄带,研究了不同厚度薄带的组织结构和磁致伸缩性能.合金薄带的组织结构和磁致伸缩性能与快淬时的冷速密切相关,12 m/s制备的75 μm厚薄带的磁致伸缩系数λ值最高,达到了-2100×10-6;XRD和DSC分析确定了在厚度为45,55和75 μm薄带中出现了有序的D03结构相,75 μm厚薄带在669℃发生A2+D03→A2的相转变;对薄带组织形貌的观察发现,提高快淬的冷速有利于抑制富Ga相的析出.薄带样品大的磁致伸缩效应主要来源于析出的特殊D03结构相和薄带样品大的形状各向异性.     

深过冷Fe—30Co合金中亚稳相形成与组织演化

采用熔融玻璃净化法,在Ｆｅ－３０Ｃｏ（原子分数,％,下同）合金中获得了３０８Ｋ的过冷度,借助光学显微镜和透射电子显微镜观察了过冷度与组织演化的关系以及ｂｃｃ亚稳相的微观结构。     

定向凝固条件下AI-5％Fe过共晶合金的组织演化

利用定向凝固技术研究了生长速度和合金元素Cr对过共晶Al-Fe合金初生Al3Fe相生长过程的影响。结果表明：随着生长速度的增加,初生Al3Fe相将发生粗大板片状→厚片状→薄片状→分枝片状的转变。当加入合金元素Cr后,初生Al3Fe相的形貌由粗大板片状、厚片状、薄片状、分枝片状变成块状和片状。同时,讨论了各种形貌组织的形成机理。     

Fe-B共晶合金的净化及超过冷的获得

通过真空熔炼和气体保护,采用熔融玻璃与循环过热相结合的深过冷快速凝固技术,研究了影响富Fe端Fe-B共晶合金熔体净化效果的主要因素,确定了该合金熔体获得超过冷的净化方法,并使Fe83B17共晶合金熔体稳定获得了300-460 K的超过冷度,使Fe80B20过共晶合金熔体的过冷度达到了485 K,从而使Re-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了0.3Tm-0.4Tm的水平.通过对冷却曲线的分析,讨论了表征超过冷快速凝固的热力学特征.     

SOLIDIFICATION BEHAVIOR AND MICROSTRUCTURE EVOLUTION OF Si BEARING TiAl ALLOY

１　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＴｉＡｌａｌｌｏｙｓｈａｖｅｂｅｅｎｒｅｃｅｉｖｉｎｇａｎｉｎｃｒｅａｓｉｎｇａｔｔｅｎｔｉｏｎｂｅｃａｕｓｅｏｆｔｈｅｉｒｈｉｇｈｓｐｅｃｉｆｉｃｓｔｒｅｎｇｔｈ,ｅｘｃｅｌｌｅｎｔｓｔｉｆｆｎｅｓｓ,ｇｏｏｄｏｘｉｄａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ,ａｎｄｃｒｅｅｐｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ［１－３］．Ｈｏｗｅｖｅｒ,ｔｈｅｓｅａｌｌｏｙｓｓｕｆｆｅｒｆｒｏｍａｌｏｗｄｕｃｔｉｌｉｔｙｕｐｔｏａｂｏｕｔ６００℃．Ｅｘｔｅｎｓｉｖｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｆａｌｌｏ…     

Ti2448合金高温变形行为及组织演变机制的转变

研究了多功能亚稳β型Ti2448（Ti 24Nb-4zr-8Sn,质量分数,%）合金在β单相区的高温变形行为.结果表明.在低应变速率(≤0.1 s^-1和高应变速率(≥1 s^-1)条件下,真应力和应变速率的双对数关系可以通过2个线性关系分别表征,平均应变速率敏感值（mavg）分别为0.265和0.032,这不同于常规β钛合金随着应变速率的增大而逐渐降低的应变硬化规律,即Sigmoidal曲线特征.微观组织演化和动力学分析显示,这种特殊的双线性关系与高应变速率导致的局域化非均匀塑性变形行为和动态再结晶（DRX）相关联.尽管动态回复（DRV）是该合金高温塑性变形的主要组织演变机制,高应变速率使得组织演变从DRV向DRX转变,并在交错的变形带内形成小于3μm的细晶组织.因此,高应变速率条件下的DRX是实现Ti2448合金高温变形过程中细化组织的主要机制.     

连续凝固偏晶合金薄带凝固组织进化过程模拟

分析了偏晶合金薄带垂直连续凝固过程,发展了描述该条件下偏晶合金凝固组织演变的数学模型,将计算的温度场和浓度场与凝固组织演变的控制方程相耦合,模拟了Al-5Pb(质量分数．%)合金的凝固过程．结果表明．在固/液界面前存在一过冷区、弥散相液滴在此区间内形核,这些液滴在移向凝固界面的过程中进行扩散长大,随着凝固速度的提高,形核率升高,弥散相液滴的数量密度增大．平均半径减小。     

Zr-sn-Nb新型锆合金板材加工过程中不均匀组织与织构演变

利用XRD,SEM-ECC,TEM和EBSD技术,研究了Zr-Sn-Nb系新型锆合金板材加工过程的微观组织及织构演变.结果表明,β相淬火得到的随机织构经热轧后形成沿横向倾斜的基面织构,随后的加工过程均保留该织构;热轧及两次冷轧后的基面织构都为(1010)方向平行于轧向((1010)∥RD),而退火后转变为(1210)方向平行于轧向((1210)∥RD).淬火形成的网状魏氏组织经热轧转变为不均匀形变组织,两次冷轧使组织的不均匀性更显著,最终退火得到完全再结晶组织;轧制形成的难变形晶粒多为晶粒C轴平行于轧板法向(C∥ND)的取向;最终退火板材的大晶粒多为(1210)∥RD的基面织构,小晶粒则以(1010)∥RD为主.结合锆合金的变形及再结晶机制对轧制时产生的不均匀组织及再结晶过程的织构转变进行了分析.     

Zr-Sn-Nb新型锆合金板材加工过程中不均匀组织与织构演变

利用XRD,SEM-ECC,TEM和EBSD技术,研究了Zr-Sn-Nb系新型锆合金板材加工过程的微观组织及织构演变.结果表明,β相淬火得到的随机织构经热轧后形成沿横向倾斜的基面织构,随后的加工过程均保留该织构;热轧及两次冷轧后的基面织构都为〈1010〉方向平行于轧向(〈1010〉//RD),而退火后转变为〈1210〉方向平行于轧向(〈1210〉//RD).淬火形成的网状魏氏组织经热轧转变为不均匀形变组织,两次冷轧使组织的不均匀性更显著,最终退火得到完全再结晶组织;轧制形成的难变形晶粒多为晶粒C轴平行于轧板法向(C//ND)的取向;最终退火板材的大晶粒多为〈1210〉//RD的基面织构,小晶粒则以〈1010〉//RD为主.结合锆合金的变形及再结晶机制对轧制时产生的不均匀组织及再结晶过程的织构转变进行了分析.     

深过冷Ni-21.4%Si共晶合金的凝固特性研究

对熔融玻璃净化后深过冷Ni-21.4%Si（原子分数,下同）共晶合金的凝固特性进行了实验研究,并对其均质形核过冷度进行了理论预测.结果发现,采用熔融玻璃净化可使Ni-21.4%Si共晶合金获得318 K的过冷度.理论计算表明,此过冷度达到了Ni-21.4%Si共晶合金的均质形核过冷度.Ni-21.4%Si共晶合金凝固特性与过冷度△T有关:当过冷度小于250 K时,冷却曲线有2个再辉峰,其中当过冷度小于206 K时,凝固组织由Ni3Si相和规则共晶组成,当过冷度在206 K到250 K之间时,凝固组织由α-Ni相和规则共晶组成;过冷度大于250 K后,冷却曲线只有1个再辉峰,凝固组织为反常共晶.过冷度会影响初生相Ni3Si的生长方式.随着过冷度的增大,初生相Ni₃Si的生长会由小平面生长方式转为非小平面生长方式.     

定向凝固Al-40%Cu合金三维微观组织重构及共晶间距演变

本文利用连续切片技术研究了定向凝固Al-40%Cu过共晶合金中金属间化合物Al₂ Cu初生相的三维微观组织,以及抽拉速率跃迁下,三维共晶组织形态的演变和间距调整.结果表明:抽拉速率为5μm/s时,初生Al₂Cu三维组织沿生长方向存在棱面和棱角,表现出明显的棱面相生长形态;凝固过程中初生Al₂Cu相释放的结晶潜热使得生长界面发生局部重熔,三维组织中出现孔洞,形成拓扑缺陷.在Al-40%Cu合金三维共晶组织中,Al₂Cu相和Al相的体积分数分别为56.8%和43.2%,且Al₂Cu相的生长方向与试样轴向夹角为5.1°.当抽拉速率从2μm/s突然跃迁到500μm/s时,三维共晶组织形态从层片向棒状转变,这种转变不是由合金中两相体积分数变化造成的.三维共晶组织间距调整机制不同于二维组织中的分叉、内凹和界面重新形核,而是通过三维空间非同一平面连续的分叉、分枝进行,在三维下并没有观察到二维下的重新形核共晶间距调整机制.