激光快速熔凝Ni-Sn共晶合金的组织演变

采用Ni 28%Sn,Ni 30%Sn,Ni 33%Sn和Ni-35%Sn(质量分数)共4种成分的亚共晶和过共晶合金,考察了Ni Sn共晶合金在激光快速熔凝过程中的组织演化过程.当激光扫描速率较低时,Ni 28%Sn亚共晶合金和Ni-35%Sn过共晶合金的熔凝组织主要由细化的初生枝晶(亚共晶合金为α-Ni相,过共晶合金为Ni3Sn相)和枝晶间共晶(α-Ni+Ni3Sn)组成;近共晶合金Ni-30%Sn和Ni 33%Sn的熔凝组织基本相似,熔池从底部到顶部存在柱状共晶团向等轴状共晶团的转变.Ni-Sn亚共晶和过共晶合金熔池底部皆存在少量粗大的残留初生相.激光快速熔凝后,相比基材中所存在的层片和棒状共晶的混合组织,熔池内的共晶组织皆为层片状共晶,层片间距相比基材明显减小,并呈现垂直于熔池底部外延生长的特征.通过对比4种成分合金在不同激光扫描速率下的熔凝组织,获得了激光快速熔凝条件下Ni-Sn合金共生生长区的成分范围以及临界激光扫描速率.应用描述快速枝晶生长的KGT模型和快速共晶生长的TMK模型对熔凝组织进行了分析,模型计算结果与实验结果符合良好.     

激光高速熔凝Ni-33%Sn过共晶合金组织演化

分别采用连续激光及脉冲激光高速熔凝Ni-33%Sn过共晶合金。结果表明,经连续激光熔凝后熔池内组织由α-Ni+β-Ni3Sn规则层片共晶、未完全熔化的β-Ni3Sn颗粒,以及部分重熔的β-Ni3Sn枝晶组成,经脉冲激光熔凝后熔池内为完全的α-Ni+β-Ni3Sn规则层片共晶。两种方式熔凝后,熔池内组织较基材均明显细化,随着激光扫描速度的增大,共晶层片间距逐渐减小。当激光扫描速度达到1 000 mm/s时,仍未出现规则层片共晶向非规则反常共晶组织的转变,结合TMK模型分析,同时与相同生长速度下的深过冷实验对比,揭示快速生长并非产生反常共晶形成的充分条件。     

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.     

过冷Ni-P共晶合金中反常共晶的形成（英文）全文替换

为研究初生相重熔与反常共晶形成之间的关系，在一定过冷度范围内制备温度再辉被抑制的Ni-19.6%P(摩尔分数)共晶合金薄片试样，得到完全规则的共晶组织。随后将薄片样品快速加热到介于凝固形核与共晶反应之间的特定温度，观察到反常共晶结构的形成，并且反常共晶组织的体积分数随着加热温度的升高而增大。此外，在快速加热后所获得的反常共晶组织中α-Ni的取向随机，而β-Ni3P相则呈现共同的取向。α-Ni为固溶体，但是β-Ni3P为具有一定化学计量比的金属间化合物，充分说明初生规则共晶的重熔正是反常共晶组织的成因。     

Ni-B共晶合金非平衡凝固组织形态研究

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷技术,研究共晶合金Ni-3.6%B在不同的冷却速率和过冷度下凝固的室温组织变化规律。结果表明,过冷度和冷却速度都对凝固组织形态有重要影响,过冷度从16 K逐渐增加到301 K,熔断后的初生相-αNi由棒状晶转变为粒状晶,共晶组织从层片状转变为非规则点状组织;在大过冷条件下,改变冷却条件,冷却速率由真空炉中空冷、水淬、Ga-In合金淬冷和铜模激冷逐次增加,则所得室温共晶组织形态会由非规则点状转变为规则层片状。进一步理论分析表明,在小过冷条件下,共晶合金Ni-3.6%B的室温组织形态主要由过冷度决定,而在大过冷条件下,共晶组织形态则由冷却速率决定。     

快速凝固Ni-Sn共晶合金的组织与力学性能

采用单辊实验技术研究了Ni-32.50%Sn共晶合金的急冷快速凝固组织,测试了合金的抗拉强度和伸长率,分析了冷却速率与合金组织及力学性能之间的关系.研究结果表明,在急冷快速凝固条件下,Ni-32.5% Sn共晶合金形成了全部的不规则共晶组织.随着冷却速率的增大,合金组织明显细化,均匀性提高,不规则共晶和等轴晶的数量增多,细晶强化作用增强,NiSn共晶合金的抗拉强度增大,伸长率降低.     

过共晶Cu-Cr合金定向凝固组织中α相的形成机制研究

考察了Cu-1.7%Cr过共晶合金的定向凝固组织,对过共晶组织中出现亚共晶合金的初生α相的生长进行了探讨.研究表明:Cu-1.7%Cr过共晶合金定向凝固组织由初生β相、α相和(α-β)共晶组成;α相和(α+β)共晶的成分较大偏离平衡相图中的各相成分;初生β相分布在α相基体上.Cu-1.7%Cr凝固组织中α相的形成是非平衡凝固过程中枝晶α相和共晶相之间竞争生长的结果.α相是一种非平衡凝固组织,(α+β)共晶是偏离了平衡共晶成分的伪共晶组织.随着冷却速率的增加,α相的形貌尺寸减小,而数量有所增加.     

Fe-Ni-P-B共晶合金的深过冷凝固组织演化

采用玻璃熔覆法使Fe-Ni-P-B共晶合金在不同过冷度条件下凝固,研究了其组织随过冷度的演化规律.结果表明,随着过冷度的增加,凝固组织形态逐渐从棒状规则共晶向不规则的粒状共晶组织转化.当T＜35 K时,棒状规则共晶组织随过冷度增加而逐渐细化;当35 K＜ T＜150 K时,凝固组织由团状非规则共晶与棒状规则共晶构成,且随着过冷度增加非规则共晶逐渐增多,规则共晶组织减少,共晶间距增大;当T＞150K时,获得完全非规则共晶组织.应用Jackson-Hunt共晶生长模型和枝晶熔断理论,对Fe-Ni-P-B共晶合金凝固组织形成机制进行了分析讨论.     

激光熔覆和熔铸Ni-Cr-B-Si-C合金微观组织结构的比较

使用XRD、SEM和TEM对比研究了激光熔覆和熔铸Ni-Cr-B-Si-C合金的显微组织。结果表明：激光熔覆组织由块状CrB型硼碳化物,正交结构的树枝状Cr7C3型碳化物,胞枝状γ-Ni固熔体、共晶产物以及非晶相等组成。依局部成分条件,形成γ-Ni M23C6共晶和γ-Ni 镍硼化物共晶。熔覆过程的非平衡性质导致层状γ-Ni Ni3B稳定凝固和非规则γ-Ni Ni2B亚稳定凝固并存。熔化炉冷后的熔铸组织粗大,由六方结构的六棱柱状Cr7C3型碳化物γ-Ni基固溶体等轴晶、Ni/Ni3B类层状共晶以及近球形Ni3B化合物组成。前者组织较后者细化约1～2个数量级。     

深过冷Ni-P共晶合金凝固组织的形成和转变

采用玻璃熔覆法使Ni—P共晶合金实现了深过冷。随着过冷度的增加，其凝固组织发生了一系列的变化：晶粒逐渐细化，凝固组织从规则棒状共晶向异常粒状共晶组织转化，最后得到显微结构细小的胞状共晶团组织。利用单相枝晶状共晶的熔断模型，解释了过冷熔体形成异常粒状共晶团的形成原因。熔体在深过冷条件下形成的胞状共晶组织则可以固／液界面稳定性理论来描述。