低过冷Cu70Ni30合金熔体凝固组织粒化机制

采用熔融玻璃净化技术,使大体积Ｃｕ７０Ｎｉ３０合金获得２７０Ｋ深过冷,在宽过冷范围内合金不同过冷度区间的凝固组织演化表明,存在２类晶粒细化和２类不同的枝晶花样,其中,介于３８Ｋ－１２０Ｋ过冷区间,由于再辉过程中的化学过热,首先发生了枝晶熔断,熔断后的枝晶段在界面能驱动下,通过晶界移动形成了第一类晶粒状晶。     

深过冷Cu50Ni50熔体凝固的定向枝晶组织

在高真空度下,采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法,在宽的过冷度范围内,研究了Ｃｕ５０Ｎｉ５０合金凝固组织开头演化过程。结果表明,随着过冷度增大,凝固组织发生了３次转变。其中,当１２０Ｋ（ΔＴ＾＊２）〈ΔＴ〈１９２Ｋ（ΔＴ＾＊３）时,凝固组织发生第２次转变,由粒状晶演变为定向生长的深过冷枝晶。通过组织观察和过冷熔体枝晶生长过程的计算发现,快速凝固形成的枝晶在再辉和再辉结束后枝晶熟化过程被高度抑制     

过偏晶合金Ni-40%Pb深过冷凝固组织

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法研究过冷Ni-40%Pb(质量分数)过偏晶合金的组织演化规律. 结果发现 过偏晶合金在快速凝固阶段本质上是以枝晶方式生长; 当ΔT《50K时, 合金组织为粗大枝晶+枝晶间Pb相+团块状Pb相; 当100《ΔT《198K时, 合金组织宏观偏析严重; 当ΔT＝292K时, 合金组织呈粒状晶, 第二相均匀弥散分布. 分析表明凝固组织宏观偏析与快速凝固阶段固液相变速率和体系残余液相分数有关; 粒状晶粒化机制属于枝晶碎断再结晶机制.     

Fe-Sn偏晶合金的深过冷快速凝固组织

采用3m落管实验装置研究了Fe—Sn偏晶合金深过冷快速凝固组织。结果显示在大的过冷度下，亚偏晶合金，偏晶合金和过偏晶Fe—Sn合金均获得了组织均匀的两相共生组织，表明在过冷条件下偏晶相图具有与共晶相图相似的偏晶共生区。在过偏晶合金中，富Sn液相优先聚集生长，具有调幅分解生长特征；而在亚偏晶合金中，领先形成相为Fe的固溶体，它以形核长大的方式进行。在Fe—26．2％Sn亚偏晶合金中，首次获得了绝对稳定平界面生长单相组织，实际的溶质分配系数kv→l，经计算，获得绝对稳定平界面生长的临界过冷度为588K，ΔT＝0．4TL，对应的生长速度为38．3m／s。     

过冷Cu80Ni20合金熔体凝固组织的两次细化机制

在大气条件下,采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法,在44K-176K过冷度范围内。研究了Cu80Ni20合金凝固组织的两次细化机制。第一类粒状晶的形成为熔断-再结晶机制．枝晶形成过程为：首先,快速凝固过程中的树枝晶发生严重重熔,形成树枝晶段;然后。树枝晶段通过外延生长后形成不稳定晶界,并在界面能驱动下与高温发生晶界移动和晶粒合并,形成再结晶晶粒。第二类粒状晶的形成为碎断-再结晶机制,在大过冷度下,快速凝固过程中液固相体积转变速率的提高,不仅使枝晶内部缺陷骤然增加,而且会导致固相内极高的应力和应变能。在应力作用下枝晶全面碎断,形成“网状枝晶块”,枝晶块通过内部缺陷和应变能的作用,发生界面的移动和合并即再结晶过程,形成第二类粒状晶。     

深过冷凝固Co80Pd20合金中的枝晶生长

采用玻璃熔体净化与循环过热相结合的深过冷凝固技术实现了Co80Pd20合金的深过冷,获得了高达415 K的最大过冷度.采用OM观察了不同过冷度下凝固合金的微观组织,分析了枝晶形成的过冷度区间及过冷度对枝晶形貌的影响.运用BCT模型对深过冷凝固Co80Pd20中的枝晶生长进行了理论分析,获得了深过冷凝固过程中的枝晶生长速...     

准晶Al72Ni12Co16合金在特殊涂层中的深过冷及其凝固组织

研究了Si-Zr—B模壳涂层对准晶A172Ni12Co16合金过冷度与凝固组织的影响规律。通过使用Si—Zr—B涂层模壳，在A172Ni12Co16合金中获得了不同大小的过冷度，其最大值达到195K。根据经典形核理论，计算了熔体与涂层内壁间的润湿角。研究结果表明：Si—Zr—B涂层对过冷准晶A172Nil2Co16合金熔体具有较强的抑制形核作用，因而可使大体积合金熔体获得深过冷。     

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。     

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－     

DZ125高温合金深过冷凝固组织转变规律

采用熔盐净化剂与循环过热相结合的方法,获得了过冷度高达180 K的DZ125高温合金深过冷熔体,研究了合金深过冷凝固的组织演化过程.结果表明,随着过冷度△T的增大,凝固组织经历3次转变过程:当△T<48 K时,合金的凝固组织为普通树枝晶;当48 K≤△T<85 K时,枝晶因再辉发生熟化和重熔,组织转化为第1类粒状晶;当85 K≤△T<160 K时,再辉所产生的重熔效应大大降低,凝固组织为深过冷树枝晶;当△T≥160 K时,发生枝晶破碎及再结晶,凝固组织转变为第Ⅱ类粒状晶.     

过冷Ni-31．44％Pb偏晶合金凝固行为

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法研究Ni-31.44%Pb偏晶合金宽过冷区间凝固组织演化规律;结果表明,过冷偏晶合金在快速凝固阶段首先形成枝晶α骨架,再辉重熔后分布于枝晶间的残余液相按照平衡凝固模式进行后续反应;在0～286K过冷范围内,当ΔΤ＜50K时,合金凝固组织为粗大枝晶α+枝晶间Pb相;当70＜ΔT＜232K时,凝固组织为细密枝晶α+枝晶臂上细小的Pb颗粒+枝晶间Pb相;当ΔT＞242K时,凝固组织为过冷粒状晶+均匀细小的Pb颗粒+少量尺寸较大的枝晶间Pb颗粒,过冷粒状晶的粒化机制属于枝晶碎断-再结晶机制.     

快速定向凝固Cu50Ni50单晶

过冷单相合金熔体枝晶生长过程动力学分析结果表明,存在一个枝晶生长控制方式发生转变的临界过冷度ΔＴｃ→（溶质过冷度ΔＴｃ与热过冷度ΔＴｔ交点对应的过冷度）。在临界过冷度两侧枝晶对生长过程中速度波动的响应不同。当ΔＴ〈ΔＴｃ→ｔ时,枝晶生长主要受溶质扩散控制,任何波动引起生长速度提高,都将引起枝晶尖端ΔＴｃ增大,导致生长速度回落。当ΔＴ〈ΔＴｃ→ｔ时,枝晶生长的控制性环节是热扩散,生长速度提高,溶质截     

Fe-32%Ni合金低温强变形过程的奥氏体晶粒细化

Fe-32%Ni合金在形变温度550℃、形变速率2×10-2s-1的试验条件下,经过长、宽、高三个方向的多道次轮流压缩变形后,其奥氏体晶粒得到明显细化。通过金相组织观察,形变带扫描电镜观察、晶界取向差EBSD分析,认为其发生了低温动态再结晶,其机理为:随着不同方向的强烈塑性变形,形变带复杂化,相互交割,将原始晶粒有效地分割细化,从而形成许多小亚晶,随着后续变形,这些小亚晶逐渐倾转导致亚晶界逐渐大角化,最终形成相互独立的新晶粒。     

La对Fe-36Ni低膨胀合金凝固组织的影响

研究了La对Fe-36Ni低膨胀合金凝固组织的影响.结果表明,加La处理后,合金的凝固组织得到显著改善,随着合金中La含量的增加,凝固组织的等轴晶比例增加,等轴晶尺寸减小,树枝晶变细变短,一次枝晶间距减小,二次枝晶间距基本不变.经La处理后,Fe-36Ni低膨胀合金中形成了大量高熔点的La2O2S颗粒,尺寸约为4μm.错配度计算表明,Fe-36Ni低膨胀合金的低指数面与La2O2S的低指数面有5.42％的较低错配度,因此La2O2S可以作为有效的非均质形核的核心,提高形核率,细化合金的凝固组织.     

深过冷Cu-37.4%Pb偏晶合金凝固行为和微观组织

用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法,研究Cu-37.4%Pb偏晶合金过冷熔体凝固组织的演化规律和熔体过冷度及形核率对相分离的影响.研究表明:对于偏晶合金,当过冷度<150 K时,由于初生相L2的长大被抑制,形成Pb分布在α枝晶间的均匀凝固组织;当过冷度>150 K时,随着过冷度的增大,由于Ostward熟化和凝并的加强,L2液滴尺寸增加,导致L2的液相分离,凝固组织中的Pb颗粒尺寸经历由小变大的过程,直至发生分层.     

深过冷Cu50Ni50合金力学性能和抗腐蚀性能

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法研究过冷Cu50Ni50合金的力学性能和抗腐蚀性能变化规律。结果表明：在小过冷区间,合金力学性能取决于快速凝固阶段枝晶的重熔程度。中等过冷区间,过冷度越大,力学性能越高,△T＝192K时的伸长率δ、屈服强度σ0．2和极限抗拉强度σb分别是△T=66K时的5．9倍、1．67倍和3．26倍。当△T＞192K后,力学性能有所降低。过冷度对合金抗腐蚀性能的影响主要表现在对凝固组织成分均匀性的影响,过冷度越大,抗腐蚀性能越强。     

硼对Fe-36Ni因瓦合金热塑性的影响

用Gleeble-3800热模拟试验机研究了850~1050℃温度范围内B对Fe-36Ni因瓦合金热塑性的影响。结果表明,添加0.01%B可显著提高Fe-36Ni因瓦合金的热塑性,尤其是提高850~1000℃温度范围内的热塑性,断面收缩率均大于80%,拉伸断口均为典型的韧性断裂。热塑性的提高,主要与B元素的晶界偏聚和降低动态结晶开始温度有关。     

Fe－5Ni合金奥氏体高温变形行为

在温度９７３～１３７３Ｋ、形变速率２×１０－５～１．５×１０－１ｓ－１的试验条件下，研究了Ｆｅ－５Ｎ合金奥氏体的高温拉伸变形行为．结果表明：高温变形时峰值应力σｐ与温度Ｔ和形变速ε之间符合下式关系：Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）＝Ａ（ｓｉｎｈ（ａσｐ））ｍ。高应变速率区的表观激活能Ｑ为３１４ｋＪ／ｍｏｌ，与Ｆｅ的自扩散激活能Ｑｓｄ相当，变形由空位扩散所控制；而低应变速率区的Ｑ为２０２ｋＪ／ｍｏｌ，约为Ｑｓｄ的２／３，变形由晶界滑移所控制．