NiTiZrAICuSi块体非晶合金等温晶化动力学

利用铜型铸造法制备了Ni42Ti20Zr21．5A18Cu5Si3．5块体非晶合金，采用示差扫描量热计（DSC）对Ni42Ti20Zr21．5A18Cu5Si3．5块体非晶合金的等温晶化动力学进行了研究。利用JMA方程对等温晶化过程进行了分析，结果表明该合金的等温晶化过程始于一维界面控制的形核及长大，等温晶化的主要阶段为Avrami指数大于3．0的三雏形核和长大过程。     

大块非晶合金制备原理与技术

利用形核理论，对人块非晶合金的形成条件、控制因素、合金成分设计思路、制备原理与技术等进行了分忻与讨论。非均匀形核的避免和均匀形核的抑制是大块非晶合金成功制备的充分必要条件，前者要通过外部熔炼条件的有效控制来实现，包括：熔炼提纯、合理的冷却介质和惰性气氛保护等：后者要通过合理的成分设计来实现，包括：多组元、高原子尺寸比、人负混合热、低熔点组元或低熔点共晶。     

淬态晶相对块状Zr-Al-Ni-Cu非晶合金疲劳断裂的影响

研究了带有淬态晶相块体非晶合金的对称循环疲劳断裂。结果表明，粗大的晶相促进疲劳裂纹的萌生，而完全非晶试样及带有细小晶相试样的裂纹萌生于样品的表层。非晶基体断口为典型的非晶疲劳条纹。在晶相处为典型的瞬断断口形貌，非晶基体疲劳条纹的间距远大于晶体疲劳条纹的间距。     

非晶态合金淬态脆性的研究进展

利用快速凝固技术制备的非晶态合金在某些情况下可表现出淬态脆性,给带村的进一步加工造成困难。本文介绍了国内外有关这一问题的研究进展,尤其是从工艺上改善非晶带材韧性的成果。非晶态合金的淬态脆性有多方面原因：一方面,合金元素、玻璃化元素以及杂质的种类、含量和存在形式等均影响带材的玻璃形成能力和微观结构（短程序）,从而影响脆性。另一方面,冷却速率不足会使得合金在制备过程中即发生结构弛豫,是导致淬态脆性的最主要工艺因素,因此工艺参数如冷却辊的冷却能力、带材剥离温度、带材尺寸和表面质量等对淬态脆性有显著影响,此外母合金熔液的处理方式也在一定程度上影响淬态脆性。     

NiTiZrAlCuSi块体非晶合金等温晶化动力学

利用铜型铸造法制备了Ni42Ti20Zr21.5Al8Cu5Si3.5块体非晶合金,采用示差扫描量热计(DSC)对Ni42Ti20Zr21.5Al8Cu5Si3.5块体非晶合金的等温晶化动力学进行了研究.利用JMA方程对等温晶化过程进行了分析,结果表明该合金的等温晶化过程始于一维界面控制的形核及长大,等温晶化的主要阶段为Avrami指数大于3.0的三维形核和长大过程.     

非晶态铝合金晶化过程的形核与长大行为研究

制备了一种具有较宽过冷液态温度范围（△T=17K）的非晶态Al85Ni5Y8Co2（原子分数）合金。利用差热分析、电阻测量及高分辨电镜监测了合金化动力学过程。结果表明，在非晶态铝合金的退火过程中纳米Al粒子的形核与长大过程是可分离的，即首先发生淬态Al晶核的长大，之后在过冷液态温区发生高密度纳米Al粒子的形核，最终是Al晶核 的长大过程。     

Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究

利用差示扫描量热法(DSC)和透射电镜(TEM)对Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5(at％)大块非晶合金的等温晶化过程和析出相进行了研究。结果表明，大块非晶合金在等温晶化过程中表现出多阶段相析出行为，并且在不同的晶化阶段，析出相也有所不同。在第1个晶化阶段，析出相主要是体心四方(b.c．t)结构的Zr2Cu相；而在晶化的第2个阶段，晶化相主要为简单六方结构的ZrBe2相。从一定程度上证实了Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5大块非晶合金在发生晶化时会形成富Zr区和富Be区，即有相分离的趋势。XRD测试的结果也证实了非晶合金在发生完全晶化时，主要的晶化产物为Zr2Cu和ZrBe2相。     

Cu-Ti-Fe大块非晶合金铸态组织的研究

通过电弧熔炼-铜模吸铸法制备了直径为4 mm、长度约为80 mm的Cu60Ti(10+x)Fe(30-x)(x=0,20, 25)的合金圆棒,并通过XRD、SEM和金相显微镜对其进行了表征和分析.结果表明,Cu60Ti10Fe30合金试样的铸态组织中含有大量面心立方结构的Cu晶体;而Cu60Ti35Fe5的基体为非晶结构,但同时也含有一定数量且呈树枝状分布的纳米晶;在Cu60Ti30Fe10中含有极少量的颗粒状纳米晶,其铸态组织几乎为完全的非晶结构.     

大块非晶合金研究进展

非晶合金具备优异的物理化学性能,在电子、机械、化工、国防等领域具有广泛的应用前景。本文从非晶合金体系,非晶形成机理、形成能力、制备方法、性能特点与应用等方面回顾了块体非晶合金的研究进展,分析了推进块体非晶合金应用而当前需要着重努力的方向。     

铸态和快淬态Mm(NiCoMnAl)5合金的电化学性能及相结构

本文研究了铸态和快淬态MmNi3．7Co0．6Mn0．4Al0.3贮氢合金的电化学性能和相结构。电化学测试结果表明：快淬态合金的活化性能比铸态合金差，淬速为10m／s和16m／s的快淬态合金的最大放电容量高于铸态合金，放电电压平台更为平坦。淬速为22m／s和28m／s的快淬态合金的最大放电容量低于铸态合金。随着淬速的增加，合金电极的循环稳定性提高。X射线衍射结果表明：铸态和快淬态合金均由CaCu5型主相和一个第二相组成，快淬使得第二相衍射峰减弱。合金成分更为均匀。快淬态合金的晶格参数大于铸态合金。晶格参数的增加是快淬合金具有良好循环稳定性的一个重要原因。     

Nb添加对Cu-Zr非晶合金等温晶化动力学的影响

采用铜模吸铸法制备了Cu50.3Zr49.7Nbx(x=0,2)块体非晶合金.利用示差扫描量热分析(DSC)研究了2at％Nb的添加对Cu-Zr非晶合金在过冷液相区等温晶化行为的影响.结果显示Cu基合金的等温晶化动力学符合JMA方程的定量描述.含微量Nb的合金具有更长的晶化孕育时间、更宽的反应放热峰以及更低晶化速率常数k和Avrami指数n,与此同时局域Avrami指数n随晶化体积分数的变化和Nb的添加而改变.这表明微量Nb添加在抑制合金形核,提高其热稳定性的同时,也改变了Cu基合金的等温晶化过程.     

ZrCuAlSi大块非晶合金变温晶化行为

利用铜模吸铸法制备Zr46.3Cu43.3Al8.9Si1.5(at%)大块非晶合金,利用示差扫描量热(DSC)仪研究合金连续升温过程中的晶化行为,利用Kissinger方法计算其特征温度表观激活能,利用Doyle方法计算其局域激活能。结果表明,Zr46.3Cu43.3Al8.9Si1.5大块非晶合金具有良好的热稳定性。利用Kissinger方法计算得到其玻璃转变激活能Eg为395.4kJ/mol、晶化起始激活能Ex为343.2kJ/mol、晶化峰的激活能Ep为343.0kJ/mol。Doyle方法计算其局域激活能表明,其晶化过程中,激活能明显越过一能量势垒后,再呈现逐渐减小的趋势。     

Mg含量和冷速对Mg-Cu-Zn-Y非晶复合材料微观结构及腐蚀行为的影响

采用水冷铜模法和水淬法制备得到Mg65+x(Cu0.66Y0.34)30-xZn5(x=5,10,15)非晶及其复合材料。并通过XRD、SEM对材料结构进行表征,研究Mg含量和冷却速度对样品微观结构的影响。结果表明:由水冷铜模法得到的x=5样品为单一非晶,x=10和15样品是由非晶相与Mg固溶体相组成的非晶复合材料。而利用冷速较低的水淬法得到的样品为非晶复合材料,其主要由Mg,Mg2Cu,MgZnY和非晶相组成。通过研究合金在NaCl中性溶液中的腐蚀行为,发现随着Mg含量的增加,样品的耐腐蚀性能有所下降。并且对于同成分的合金,由冷速较快的水冷铜模法得到的样品耐蚀性相对较好。     

Fe-C-Mn三元合金等温凝固过程枝晶生长的相场法模拟

采用相场方法模拟了Fe-1.0%C-0.1%Mn三元合金等温凝固过程二维枝晶生长,预测了溶质浓度分布以及Mn元素对枝晶形貌的影响.结果表明:Mn和C浓度分布相似,枝晶主干溶质浓度最低,而在二次枝晶臂之间形成了溶质富集浓度最高.与Fe-1.0%C合金比较,Fe-1.0%C-0.1%Mn合金由于Mn元素的添加抑制了侧向分枝的生长,使二次枝晶不发达.     

Cu-Zr-Ag-Al非晶合金晶化过程的动力学效应

采用铜模吸铸法制备了直径3 mm的Cu_(40)Zr_(44)Ag_8Al_8大块非晶合金(BMGs),并分别利用X射线衍射仪(XRD)和同步示差扫描量热仪(DSC)对其晶化过程中显微结构的演变及其晶化动力学进行研究。结果显示,该BMGs在晶化过程中依次从非晶基体中析出Al_3Zr和Cu_10Zr_7相。采用Kissinger和Ozawa方法计算的非晶样品第一晶化峰的晶化激活能分别为315.69和312.65 k J/mol,该非晶合金具有很强的热稳定性。此外,该非晶合金晶化过程具有很强的动力学效应,特征温度对升温速率的依赖性遵循Lasocka方程,但其晶化机理函数却无明显的动力学效应,与加热速率无关。采用GM模型对30 K/min加热速率下的DSC实验数据进行拟合,发现其拟合参数由λi=5.2,n=3.4变为λi=2.5,n=4,说明该非晶合金的晶化行为遵循形核率随时间增加而不断增加的初晶型晶化规律。     

Isothermal Beta Grain Growth Kinetics of TC4-DT Titanium Alloy under Two Different Prior Processing Conditions: Deformed vs. Undeformed

研究了具有初始等轴组织的TC4-DT钛合金在变形和未变形的状态下在β单相区等温加热时的晶粒长大动力学。变形在两相区进行,变形程度为60%,变形后空冷。加热温度分别选取相变点以上10、20、30℃,保温时分别为2、5、10、30、60、120 min。利用金相分析软件对晶粒尺寸进行了定量测定并分析获得了两种条件下的晶粒生长的时间指数和激活能。未变形试样的晶粒生长的时间指数和激活的变化范围分别是0.34~0.35和86.8~130 kJ·mol-1,在变形条件下变为0.36~0.39和76.6~110 kJ·mol-1。研究结果表明在相同的加热条件下,变形试样具有较高的晶粒生长指数和较低的生长激活能。这是因为晶粒生长时间指数随温度的变化和生长激活能随时间的变化与固溶原子的扩散和晶界的迁移的交互作用有关,而变形可以促进原子的扩散和晶界的迁移。另外还研究了在不同的加热温度、时间以及变形条件下晶粒尺寸的均匀度的变化情况,这种变化是β相的形核速率和生长速率在上述因素的影响下共同作用的结果。     

SA508-3钢保温过程奥氏体晶粒长大规律研究

锻造时需要确定始锻温度及控制锻造时的晶粒度.利用箱式电阻炉进行一系列保温实验,研究了核电压力容器材料SA508-3奥氏体不锈钢在不同保温温度和保温时间下的奥氏体晶粒长大规律.结果表明:当保温时间一定时,奥氏体晶粒随保温温度的升高呈指数关系长大.当保温温度超过1200℃时,奥氏体晶粒尺寸急剧增大,晶粒明显粗化.根据实验结果建立了奥氏体晶粒长大规律的数学模型,为确定SA508-3钢始锻温度提供了微观组织判断依据.     

ZGMn13水韧处理加热过程中最佳等温湿度的确定

ZGMn13钢水韧处理加热过程中不同等温温度将产生不同的显微组织，根据这个原理，分析了容易产生裂纹的等温温区，并推荐了最佳等温温度。     

Non-isothermal Crystallization Kinetics and Isothermal Crystallization Kinetics in Supercooled Liquid Region of Cu–Zr–Al–Y Bulk Metallic Glass

The crystallization kinetics of Cu_(43)Zr_(48)Al_9and(Cu_(43)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2bulk metallic glasses in non-isothermal and isothermal conditions was studied by differential scanning calorimetry.In the non-isothermal and isothermal modes,the average activation energy of(Cu_(43)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2is larger than that of Cu_(43)Zr_(48)Al_9,meaning the higher stability against crystallization of(Cu_(43)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2.In addition,the average activation energies for Cu_(43)Zr_(48)Al_9and(Cu_(43)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2calculated using Arrhenius equation in isothermal mode are larger than the values calculated by Kissinger–Akahira–Sunose method in non-isothermal mode,indicating that the energy barrier is higher in isothermal mode.The Johnson–Mehl–Avrami model was used to analyze the crystallization kinetics in the non-isothermal and isothermal modes.The Avrami exponent n for Cu_(43)Zr_(48)Al_9is above 2.5,indicating that the crystallization is mainly determined by a diffusion-controlled three-dimensional growth with an increasing nucleation rate,while the Avrami exponent n for(Cu_(43)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2is in the range of 1.5–2.5 in the non-isothermal mode,implying that the crystallization is mainly governed by diffusion-controlled three-dimensional growth with decreasing nucleation rate.Finally,the Avrami exponents n for Cu_(43)Zr_(48)Al_9and(Cu_(43-)Zr_(48)Al_9)_(98)Y_2are different in the non-isothermal and isothermal conditions,which imply different nucleation and growth behaviors during the crystallization processes.