粉末冶金超细晶医用Ti-Mo-Fe合金的制备与表征

以元素粉末为原料,采用机械合金化方法结合放电等离子烧结工艺制备了Ti-8Mo-(0~9)Fe合金材料,并探讨了制备工艺对球磨粉体及烧结态合金性能的影响规律。结果表明,当铁含量为3%~9%(质量分数)时,球磨10 h粉体经900℃烧结可获得高致密度、并具有超细晶结构的钛合金材料,其显微组织主要由β-Ti相基体及fcc-Ti颗粒组成,其晶粒尺寸为130~490 nm,这是在钛合金块体材料中首次制备出fcc结构Ti相。在机械合金化过程中,Fe元素的加入可显著提高合金体系的非晶形成能力,并随Fe含量增加体系非晶形成能力增强,粉末非晶相比例增加,经10 h高能球磨后,即可合成具有良好的热稳定性的非晶/纳米晶Ti-Mo-Fe复合粉末。     

机械合金化制备W-Ni-Fe纳米-非晶材料

按照80．7W-13．2Ni-6．1Fe的原子分数．采用机械合金化(MA)方法，制备了W-Ni-Fe合金纳米晶和非晶相的混晶结构。结合XRD，利用近似内标法计算了球磨不同时间球磨粉中残留晶体W的体积分数和非晶相中的W含量，并分析了球磨过程中非晶形成的机制。结果表明：随球磨时间的延长，W晶粒不断细化．球磨60h，钨晶粒尺寸可达到10nm-20nm，非晶相的形成过程主要是Ni(Fe)首先溶入W中形成过饱和固溶体，球磨20h后形成W-Ni(Fe)非晶。过饱和固溶体的形成是由于携带较大晶界存储能的小粒子不断溶入W中，计算得到可固溶的临界Ni粒子尺寸约为3nm。由于Fe污染不断溶入W中，在球磨过程中，残留晶体W的体积分数不断减少．而非晶相中的W-Ni(Fe)比例基本保持恒定，为63W-37Ni(Fe)。     

机械合金化法制备不同Cr含量的W-Cr纳米合金粉末

采用机械合金化法制备Cr含量为8%、12.5%、20%（质量分数）的纳米W-Cr合金粉,对不同球磨时间粉末进行X射线衍射分析,以确定物相、晶粒尺寸及微应变,并采用扫描电子显微镜观察粉末形貌及粒度的变化。结果表明,采用机械合金化法可以制备不同Cr含量的纳米W-Cr合金粉。随着Cr含量的增加,制备纳米W-Cr合金粉所需球磨时间越长,其中W-8%Cr、W-12.5%Cr和W-20%Cr粉末的最佳球磨时间分别为72、84和96 h,晶粒尺寸小于30 nm。随着球磨时间的增加,晶粒尺寸不断减小,微应变逐渐增加,使常温下Cr在W中的固溶度增加,形成W的过饱和固溶体。Cr含量不同的W-Cr粉末完全合金化均经过4个阶段。     

机械合金化制备Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体

利用机械合金化的方式制备了组成为Ta-10%Al(质量比)的纳米晶过饱和固溶体。以XRD和SEM为表征手段,研究了球磨时间对Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体产生的影响,并对Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体形成的热力学机理进行了研究。结果表明,随球磨时间增加,Al逐渐溶入Ta中。当球磨时间达到48 h后,Al完全固溶进Ta中形成Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体,晶粒尺寸和微观应力分别为84.3 nm和0.285%。延长球磨时间导致Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体晶粒细化且微观应力增加,过长的球磨时间可能引发合金粉末的团聚。以Miedema半经验模型为依据,建立了机械合金化过程中的热力学模型,计算结果显示,以机械合金化为手段制备Ta-10%Al纳米晶过饱和固溶体的主要驱动力来源于热力学驱动。     

机械合金化过程中Al-Pb相变的热力学和动力学研究

将Al、Pb粉末按照Al 2 2 5Pb(at% ,下同 )的配比进行了机械合金化 ,并对Al Pb合金的物相、晶粒尺寸、点阵常数作了测定和分析。结果表明 ,机械合金化可以获得Al Pb纳米晶超饱和固溶体。参照Miedema半经验理论模型 ,计算了该合金系的相变驱动力 ,分析指出当Pb含量为 86 8%～ 98 4 %时 ,该合金系存在发生非晶的化学驱动力。利用机械合金化动力学机制分析了Al Pb形成过饱和固溶体和非晶的可能性 ,其中Al 2 2 5Pb形成固溶体的自由能要低于形成非晶的自由能 ,但都大于零     

Ti-Mo合金氢化物脱氢过程的原位X射线衍射分析

利用原位XRD及Rietveld法对Ti—Mo合金fccδ相氢化物在293-1173K脱氢过程中的晶格参数、晶粒尺寸及微观应变进行了分析．在退火过程中,δ相逐渐脱氢转变为bccδ相固溶体．两相晶格参数的变化大体随Mo含量的增加和温度的升高而缩小,且β相的变化率大于δ相的变化率．两相的晶粒尺寸和微观应变在温度升高时都显示了先变大再变小的趋势．从微观结构对上述现象进行了解释和讨论．     

纳米晶(Ag-Cu28)-25Sn合金粉末的制备及表征

采用机械合金化法制备纳米晶(Ag-Cu28)-25Sn合金粉末.用X射线衍射(XRD)仪、扫描电镜(SEM)、高分辨透射电镜(HRTEM)和差示扫描量热分析仪(DSC)等分析手段,对合金化过程中物相组成、微观结构及熔化特性进行表征.结果表明:(Ag-Cu28)-25Sn纳米晶合金粉末的物相组成为Cu3Sn和Ag4Sn.球磨 40 h,合金化完全,其熔化温度为548.5 ℃;球磨至60 h,合金明显非晶化,其熔化温度为554.0 ℃,熔程变小且在186.3和399.5 ℃处出现明显放热峰.HRTEM表明,纳米晶的尺寸约为5～10 nm,合金中有非晶态物质出现和晶格缺陷产生.200和400 ℃退火后,合金的平均晶粒尺寸分别为21.3和33.9 nm.     

机械合金化过程中A1-Pb相变的热力学和动力学研究

将Al、Pb粉末按照Al-2．25Pb(at％，下同)的配比进行了机械合金化，并对Al-Pb合金的物相、晶粒尺寸、点阵常数作了测定和分析。结果表明，机械合金化可以获得Al-Pb纳米晶超饱和固溶体。参照Miedema半经验理论模型，计算了该合金系的相变驱动力，分析指出当Pb含量为86．8％～98．4％时，该合金系存在发生非晶的化学驱动力。利用机械合金化动力学机制分析了A1-Pb形成过饱和固溶体和非晶的可能性，其中A1-2．25Pb形成固溶体的自由能要低于形成非晶的自由能，但都大于零。     

机械合金化法制备Al-Ru合金

采用纯Al粉和纯Ru粉通过机械合金化(MA)和热处理制备了含Ru50%(质量分数, 下同)的铝钌合金.利用扫描电镜、差热分析和X-射线衍射等手段观察了复合粉体在MA和热处理后粉体的相组成和晶粒尺寸的变化.结果表明,MA30 h后Al溶入Ru中形成无序过饱和固溶体,晶粒尺寸细化到了20 nm左右.经550 ℃退火处理后,发生烧结现象,固溶体发生有序转变生成以Al2Ru为主的合金相,晶粒尺寸在50～60 nm,保温时间对合金组成和晶粒尺寸没有太大影响.     

(Zr-Cu-Al-Dy)-Ta非晶/结晶复合材料及其力学性能

在Zr-Cu-Al-Dy合金中添加难熔金属Ta,利用铜模铸造法制备出Zr基非晶/结晶复合材料。复合材料的形成过程可描述如下:在凝固过程中,熔体中首先析出富Ta固溶体,剩余熔体的成分逐渐接近原始非晶合金成分,且非晶形成能力随着富Ta固溶体的析出而提高,最终形成非晶基体。富Ta固溶体多呈树枝晶状分布于非晶基体中,多数树枝晶状的固溶体尺寸大于10μm,远大于剪切带的平均厚度(约10～20nm)。压缩试验结果:非晶/结晶复合材料的宏观塑性变形量从几乎为零提高到13.5%,断裂强度也从1850MPa提高到2050MPa。     

Nb-V-Ti微合金钢中奥氏体两相区变形过程组织演变

利用循环加热-淬火工艺制备超细晶奥氏体的基础上,将超细晶奥氏体快冷至两相区实施不同应变速率下的单道次变形,分析其在两相区的动态组织演变特征。结果表明:奥氏体晶粒尺寸为1～3μm的Nb-V-Ti微合金,在两相区不同应变速率变形下可获得尺寸小于500 nm铁素体晶粒,且变形过程中铁素体由初始的不均匀条带状分布逐渐演变为均匀弥散化分布。     

稀土Ce及热处理对锡青铜组织和硬度的影响

通过OM、SEM、EDS、硬度测试等分析手段,研究了Ce及热处理工艺对ZQSn10-2合金组织和性能的影响。结果表明,加入0.06%的Ce后,ZQSn10-2合金晶粒细化,二次枝晶间距减小,基体中Sn偏析程度减弱,硬度有所提高。随着热处理温度的升高,合金中δ相减少,α-Cu固溶体中Sn含量增大,ZQSn10-2合金晶粒转变为细小的等轴晶。合金硬度也随热处理温度的升高而提高。     

高熵合金显微结构的热力学分析(英文)

对高熵合金系的液相与晶态相、金属间化合物相及非晶相之间的吉布斯自由能之差这几个热力学参数进行了分析,发现ΔSrΔHh(sol.)值的大小对高熵合金的显微结构有重要影响。结果表明:ΔSrΔHh(sol.)值较低的高熵合金倾向于形成单相fcc或bcc固溶体,而ΔSrΔHh(sol.)值较大的高熵合金通常形成相对复杂的结构。     

Thermodynamic Analysis for Microstructure of High-Entropy Alloys

对高熵合金系的液相与晶态相、金属间化合物相及非晶相之间的吉布斯自由能之差这几个热力学参数进行了分析,发现△Sr△Hh(sol.)值的大小对高熵合金的显微结构有重要影响.结果表明:△Sr△Hh(sol.)值较低的高熵合金倾向于形成单相fcc或bcc固溶体,而△Sr△Hh(sol.)值较大的高熵合金通常形成相对复杂的结构.     

深冷轧制制备纳米6061铝合金的热稳定性评估（英文）

研究深冷轧制时效态纳米6061铝合金在100~500°C下等温热处理过程的晶粒生长。透射电子显微镜观察结果表明经深冷轧制及在130°C时效30 h,合金显微组织中含有61 nm的晶粒和50~150 nm的析出相,以及0.248%的点阵畸变。此外,由于形成细小的强化相和纳米晶粒,合金的拉伸强度达到362 MPa。在100~500°C下进行热稳定研究,结果表明,点阵畸变得到减弱,析出相溶解,晶粒长大。X射线衍射结果表明,当退火温度高于300°C时,Mg2Si相将消失。当退火温度低于200°C时,晶粒长大不明显,力学性能下降也不明显。但在300~500°C时,晶粒长大,析出相溶解和力学性能下降都比较明显。在100~200°C时,晶粒长大的活化能为203.3 k J/mol,在300~500°C时,活化能为166.34 k J/mol。讨论了析出相溶解对铝点阵常数和XRD(111)面峰位位移的影响,也讨论了PLC对应力应变曲线的影响。     

低频脉冲磁场处理非晶合金Fe78Si9B13低温纳米晶化的穆斯堡尔谱研究

用低频脉冲磁场处理非晶Fe78Si9B13合金,处理过程中的温升用LRSC型红外非接触测温仪测量,处理前后的试样用M?ssbauer谱结合透射电镜进行了微结构分析.结果表明,在低频脉冲磁场处理下,非晶Fe78Si9B13合金在低温下即发生了纳米晶化,试样温升小于7 ℃时,晶化析出相为体心立方α-Fe(Si),析出量介于2.18%～9.43%之间,晶粒尺寸约10 nm,且所形成的非晶/纳米晶双相纳米合金的平均超精细磁场较原始非晶合金的均有所增强.     

Al_xCrMnFeCoNi高熵合金的显微结构、拉伸性能及锯齿流变形为（英文）

研究双相Al_xCrMnFeCoNi (x=0.4,0.5,0.6,摩尔分数,%)高熵合金的显微结构、拉伸力学性能与锯齿流变形为。经热力学处理后合金的显微组织由铸态树枝晶演化为由fcc和bcc组成的等轴晶。随A1含量增加,bcc相体积分数增大,fcc晶粒尺寸减小,合金强度得到显著提高。在中温区间,随试验温度升高,锯齿流变类型发生A+B→B+C(C)转变。因Al原子对位错的钉扎作用较强,含Al合金的平均锯齿应力振幅明显高于不含Al的CoCrFeNiMn合金。早期的小变形使fcc晶粒产生较低密度位错列和弯曲位错,而bcc晶粒中位错的攀移和剪切机制占主导地位。较大塑性变形后,位错的交滑移和扭折现象频繁发生,而高密度的位错缠结形成位错胞结构。     

机械合金化制备Ni-W(B)非晶-纳米晶的粉末特性

利用机械合金化(MA)制备了Ni-20.7W和Ni-17.9W-27B(at%)非晶-纳米晶粉末,分别采用扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)仪分析了不同球磨时间粉末的微观形貌和结构参数,探讨了B的添加对非晶化过程的影响。研究结果表明:MA过程中,Ni-20.7W样品没有明显发生非晶化,而Ni-17.9W-27B样品在40 h时发生了非晶化,说明B提高了Ni-W合金体系的非晶化形成能力;非晶化过程为W/B首先固溶于Ni中生成Ni(W,B)过饱和固溶体,然后转变为非晶;Ni-20.7W样品球磨30 h后Ni的晶粒尺寸为32.9 nm,晶格畸变为0.48%,而Ni-17.9W-27B样品球磨10 h后的晶粒尺寸为9 nm,晶格畸变为0.62%。     

共晶高熵合金形成的热力学基础研究

通过收集并总结已报道的18种共晶高熵合金的整体成分和各相成分等信息分别计算了反映其性质的一些参数,包括混合焓、混合熵、吉布斯自由能、原子尺寸失配度、电负性差和价电子数,并从热力学角度分析了这些参数对合金结构的影响规律。发现共晶高熵合金整体成分计算出的混合熵等值均基本满足传统高熵合金形成单相固溶体的结构判据要求(即?Smix11 J/(mol×K)、-15 kJ/molΔH_(mix) 5 kJ/mol,δ6.6%等),但是由于其共晶相的平均自由能低于其整体形成单相时的总自由能,这使得共晶高熵合金在凝固过程中发生共晶反应,形成多相结构。     

微量Sr、Sn对Mg-Zn-Ca-Mn合金力学和腐蚀性能的影响

目的研究Sr、Sn元素对快速凝固制备的Mg ZnCaMn合金室温力学性能和生物腐蚀性能的影响规律。方法采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、差热分析仪、万能力学实验机、静态浸泡、电化学测试等实验手段,分别研究添加Sr/Sn元素对MgZnCaMn合金结构、微观组织变化、热学性能、室温强度、塑性变形及体外降解行为的影响。结果添加Sr元素后,MgZnCaMn合金中的非晶相数量增加,尤其是Mg64.7Zn30Ca4Mn0.8Sr0.5合金浸泡析氢量显著降低,自腐蚀电流密度为1.61×10~(-4)A/cm~2,平均腐蚀速率为0.35 mm/a,抗压强度为621MPa,塑性压缩应变为0.8%。添加Sn元素后,MgZnCaMn合金中的非晶相近乎完全消失,合金组织中主要为雪花状的Mg2Sn相及MnZn13相,合金的析氢量无显著变化,其与Mg65.2Zn30Ca4Mn0.8合金的自腐蚀电流密度皆在10~(-4)数量级,其抗压强度为412 MPa,压缩塑性应变为1.6%。结论添加Sr元素可以提高MgZnCaMn合金的非晶形成能力,增加非晶相体积分数,同时提升了合金的强度和腐蚀性能。添加Sn元素则降低了MgZnCaMn合金的非晶形成能力,合金主要由延性相构成,其室温塑性得到明显改善,与初始合金相比,耐蚀性略有降低,但仍然优于常规的生物医用镁合金(如高纯镁、Mg-Zn-Ca等),具有较好的耐蚀性。