深过冷Ni-Sn合金非规则共晶的形成机制

采用熔融玻璃净化配合循环过热使Ni-32.5%Sn(质量分数)共晶合金实现了深过冷快速凝固.当过冷度大于某一临界值时,非规则共晶在凝固组织中出现.随着过冷度的提高,最终得到完全的非规则共晶组织.通过分析Ni-Sn共晶合金中各相形核、生长、以及枝晶熔断机制随过冷度的变化,解释了非规则共晶的形成机制.在深过冷条件下熔体中初生相率先形核并长入过冷熔体中,形成枝晶骨架,再辉重熔后次生相从残余熔体中析出并包围初生相,形成非规则共晶.     

Fe-B-Si共晶合金的微观净化及净化机制

采用熔融玻璃与循环过热相结合的净化方法,系统研究了Fe-B-Si共晶合金的净化规律及其净化机制,提出了该合金大体积液态金属获得深过冷的优化工艺,采用该工艺可快速,稳定地使6－70gFe82B17Si1,Fe80.5B15.5Si4,Fe76B12Si12,Fe76B12Si10C2别获得343K、358K、367K和412K大过冷度,并首次成功地制备了Fe76B12Si12及Fe76B12Si10C2合金的块状纳米软磁材料,研究结果表明,净化玻璃的化学成分、循环过热温度及净化过程中熔融玻璃和合金液的良好排气条件是影响净化效果的主要效果。     

深过冷Ni-Si共晶合金晶粒细化机制

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法,在Ni-Si共晶合金中取得了最大330K的大过冷度.研究了大块过冷Ni-Si共晶合金晶粒细化,发现在某一关键过冷度(△T*=184K)以上,合金晶粒尺寸明显细化.实验证实在过冷Ni-Si共晶合金中枝晶重熔和碎断是晶粒细化的主要原因.为了更好地分析其晶粒细化机制,基于枝晶生长LKT-BCT模型完成了相关的计算.     

深过冷Fe-B-Si共晶合金凝固组织纳米化机制探讨

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16mm,高为15mm,组织中晶粒平均尺寸小于120nm的Fe76B12Si12合金块体纳米材料。理论分析与实际计算结果表明：该合金凝固组织纳米化的主要原因在于,其共晶两相的生长速度小、组织粗化速率小、溶质平衡分配系数低以及具有相对较低的熔化焓;深过冷Fe-B-Si合金块体纳米软磁材料制备的理想条件是：获得超过冷、选择主要由溶质扩散控制生长的共晶合金成分、获得Fe2B(Si)相为完全准球状形态的二次粒化非规则共晶组织。     

熔体深过冷过共晶铝硅合金的凝固组织研究

本工作采用熔体急冷装置对过共晶铝硅熔体进行深过冷处理,采用光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪等手段,研究了硅含量和熔炼工艺对熔体深过冷过共晶铝硅合金凝固组织的影响。研究结果表明,合金在800℃熔炼,保温时间为30 min时,熔体深过冷处理可抑制Al-(14～18) Si合金熔体在凝固过程中初晶硅的析出。当Al-18Si合金在800℃熔炼,保温时间超过30 min时,深过冷Al-18Si合金熔体在室温金属模型中凝固时可完全抑制初晶硅的析出,获得无初晶硅的凝固组织。     

深过冷Ni80.3B19.7合金的再辉和非规则共晶的形成

采用熔融玻璃净化结合气体保护的方法,使Ni80 3B19 7过共晶合金获得了407 K的大过冷度,研究了其在不同过冷度下快速凝固过程中的再辉行为.结果表明,Ni80 3B19.7过共晶合金在0～112 K过冷度范围内无明显再辉,在112～323 K过冷度范围内,其再辉曲线表现为两个再辉峰,而在323～407 K过冷度范围内,其再辉曲线为一个再辉峰.初生固相含量的随着过冷度的增大而增大,导致一次再辉度随着过冷度的增大而增大.深过冷Ni80 3B19.7合金凝固组织中非规则共晶的形成,归因于共晶两相在快速凝固阶段以自由枝晶的形式进行的非耦合生长和再辉后的慢速凝固阶段两相枝晶所发生的形态上的转变.     

过冷对亚共晶Fe-C-Si合金凝固组织的影响

利用玻璃包熔在悬浮熔炼装置上,通过多次热循环的方法,使处于真空条件下的亚共晶 Fe-C-Si 合金熔体获得深过冷。试验结果表明:随着循环次数的增加,过冷度增大,而凝固组织中的初生相二次臂间距(DAS)减小,r-Fe_3C 共晶形态由蜂窝状向板片状转变且片间距减小。     

铝硅共晶合金的生长—固液界面过冷共晶片间距和生长速度间的关系

本文对铝硅共晶生长过程进行了讨论,在此基础上对Jackson—Hunt公式进行了修正。在生长速度于10 m/s/～200m/s内变化时所提出的修正式同实验结果吻台得很好。对修正公式也进行了讨论。     

深过冷Ni—Sn共晶合金的快速凝固机制

本文通过净化法使 Ni-32.5wt-%Sn 共晶合金液获得深过冷,对该合金液在不同过冷条件下的凝固机制和组织进行了研究。结果表明:当过冷度小于约10K 时,该合金液凝固生成 Ni_3Sn相和 Ni(α)相层片共晶。在深过冷条件下,由于 Ni_3Sn 枝晶的自由生长速度远大于 Ni(α)枝晶的自由生长速度,再辉过程中,Ni_3Sn 相和 Ni(α)相不能以匹配方式生长,而由 Ni_3Sn 相作为领先相以枝晶簇方式生长。再辉过程中形成的枝晶簇,其内部 Ni_3Sn 枝晶进一步熔断粗化及 Ni(α)相在Ni_3Sn 枝晶间形成生长,最后形成非规则共晶组织。当过冷度小于130K 时,再辉之后,枝晶簇间存留有较大体积的成分仍为 Ni-32.5wt-%Sn 的合金液,这部分合金液在共晶平台阶段以层片共晶方式凝固,所以试样内部的组织由非规则共晶区和层片共晶区组成。     

Cu—Ni—Fe合金在特殊涂层中的深过冷及其遗传性

以（８０％石英砂＋２０％石英玻璃粉）＋３％Ｈ３ＢＯ３（均为质量分数，下同）为坩埚涂层材料，烧结后获得厚３ｍｍ的表面光洁，无裂纹玻璃态涂层，在该涂层中熔炼Ｃｕ－３９Ｎｉ－６Ｆｅ和Ｎｉ－３０Ｃｕ－５Ｆｅ合金，分别获得了１９０Ｋ和２１０Ｋ的大过冷度，超过了晶粒骤然细化的临界过冷度△Ｔ２，以硅溶胶为粘结剂，石英玻璃粉为面涂层的铸型，浇铸后进行一次过热，使Ｎｉ－３０Ｃｕ－５Ｆｅ合金获得了１００过冷度，超过了     

金属凝固过冷度与热物性参数的关系

本文建立了金属在均质形核和非均质形核及压力作用下凝固时的过冷度与热物性参数之间的关系方程。从而在通常给出的金属热物性参数的基础上,解释了 Flemings给出的金属过冷度的实验结果,并预测了最大过冷度极值为2/3T_m。本文讨论了热物性参数、形核剂、压力作用对过冷度的影响,以及获得深过冷液态金属的途径。本文还给出间接确定固-液界面能或扩散激活能的方法。     

大块深过冷Al-Mn-(Si,B)合金准晶相的初生凝固

用“玻璃覆盖、熔盐净化及热循环”复合方法实现了大块Al－Mn－（Si;B）熔体的深过冷,获得了100K的过冷度,并自发生成准晶相．研究了准晶相的形核及生长形貌特点,结果表明,准晶相为初生凝固相．初生准晶相的形成归因于推晶相的固液界面能低于竞争晶体相.     

奥氏体─贝氏体抗磨钢中共晶体的团球化

用扫描电镜、透射电镜和电子探针研究Mg－Al复合变质奥─贝钢中共晶体的团球化结果表明，团球状共晶体是由于C、Mn、Si偏析，于凝固后期在奥氏体校晶间形成的渗碳体和奥氏体伪共晶组织，共晶体结晶时的异质核心是MgS．团球化是异质核心和变质元素影响共晶体的结晶方式     

超重力对铅锡共晶凝固组织的影响

采用臂长为1．3m的离心机实现1、5、10、15g（1g=9．8m·s-2）四个重力水平；利用Bridgman法使Ph－Sn共晶单向凝固，以观察重力对凝固组织的影响结果表明，随重力水平的提高，共晶晶团尺寸减小，而共晶相间距不变，表明浮力才流不影响并晶相间的溶质交换     

奥氏体—贝氏体抗磨钢中共晶体的团球化

用扫描电镜、透射电镜和电子探针研究Ｍｇ－Ａｌ复合变质向－贝钢中共晶体的团球化。结果表明，团球状共晶体是由于Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ偏折、于凝固后期在奥氏体枝晶间形成的渗碳体和奥氏体伪共晶组织，共晶体结晶时的异质核心是ＭｇＳ。团球化是异质核心和变质元素影响共晶体的结晶方式。     

超重和对铅锡共晶凝固组织的影响

采用臂长为１．３ｍ的离心机实现１、５、１０、１５ｇ（１ｇ＝９．８ｍ·ｓ＾－２）四个重力水平，利用Ｂｒｉｄｇｍａｎ法使Ｐｂ－Ｓｎ共晶单向凝固。以观察重力对凝固组织的影响。结果表明，随重力水平的提高，共晶昌团尺寸减小，而共晶相间距不变，表明浮力对流不影响共晶相间的溶质交换。     

铝镁锌共晶合金的热分析研究

利用差示扫描量热仪(DSC)和H-90型膨胀仪,对潜热储能材料Al-34%Mg-6%Zn和Al-28%Mg-14%Zn合金的热物性参数--固液态时的比热容、30～500℃间的质量密度、熔化温度和熔化潜热等进行了测定.测试结果表明,两种合金的熔化温度和熔化潜热分别为454和447℃及314.4和303.2kJ/kg.从室温加热到熔化温度时,两种合金的密度分别减少1.05%和1.09%.在相变之前,两种合金的比热容随温度的升高而增大,在445℃时,分别为1 368.5和1 203.6 J/(kg·K).在相变过程中,由于熔化潜热的原因,合金的比热容变化很大.对合金组元和合金相对热物性参数的影响进行了讨论.