快速凝固Al－Fe－Ti－C合金的显微结构及退火过程中的相变

研究了快速凝固Ａｌ－Ｆｅ－Ｔｉ－Ｃ合金的显微结构及退火过程中的相变。初始快凝态组织由α－Ａｌ微胞晶组成，在胞晶边界分布着较大并拉长的非晶相；在胞晶内部则为细小弥散的球状亚稳Ａｌ_６Ｒｅ相（底心正交结构），Ｔｉ和Ｃ全部过饱和固溶于α－Ａｌ中。当７７３Ｋ退火５ｈ时，非晶相转变为α_Ｔ－ＡｌＦｅＳｉ相（斜方结构），Ａｌ_６Ｆｅ相部分转变为片状Ａｌ_３Ｆｅ相（底心单斜结构），部分长大但仍保持球状和底心正方结构过饱和固溶于α－Ａｌ基体中的Ｔｉ和Ｃ则以ＴｉＣ形式弥散析出。     

快速凝固Al—20Si—5Fe合金的退火组织变化

利用ＸＲＤ、ＤＳＣ以及ＴＥＭ方法研究了快速凝固Ａｌ－２０Ｓｉ－５Ｆｅ合金退火态的微观组织、弥散相结构和相转变。结果表明,快凝Ａｌ－２０Ｓｉ－５Ｆｅ合金组织中存在两种弥散相,δ－Ａｌ４ＦｅＳｉ２和初生Ｓｉ相,退火温度低于３１０℃时,δ－Ａｌ４ＦｅＳｉ２相未明显粗化;当退火温度高于３１０℃时,亚稳相δ－Ａｌ４ＦｅＳｉ２转变成稳定相β－Ａｌ５ＦｅＳｉ,β－Ａｌ５ＦｅＳｉ相随退火温度的提高而明显粗化。高温     

快速凝固Al-20Si-5Fe合金的退火组织变化

利用XRD、DSC以及TEM方法研究了快速凝固Al 2 0Si 5Fe合金退火态的微观组织、弥散相结构和相转变。结果表明 ,快凝Al 2 0Si 5Fe合金组织中存在两种弥散相 ,δ Al4 FeSi2 和初生Si相。退火温度低于 310℃时 ,δ Al4 FeSi2 相未明显粗化 ;当退火温度高于 310℃时 ,亚稳相δ Al4 FeSi2转变成稳定相β Al5FeSi,β Al5FeSi相随退火温度的提高而明显粗化。高温退火使初生Si相发生一定的重溶和粗化 ,但粗化速率显著低于β Al5FeSi相 ,原因在于合金中Fe元素抑制了Si相的粗化     

Fe含量对快凝铝铁合金凝固过程的影响

用热力学及非平衡动力学理论研究了Ｆｅ含量对快速凝固铝铁高温合金的显微组织及快凝过程的影响机制。结果表明：随着铁含量的增加，快凝条带中的微胞晶区（ＺｏｎｅＡ）体积分数呈下降趋势；由于合金中存在初生相，从动力学上减弱了合金的过冷及凝固速度。     

快速凝固二元Al—Cr合金的退火组织及显微硬度

研究了快速凝固Ａｌ－Ｃｒ合金的微观组织及显微硬度，确定了α－Ａｌ过饱和固溶体在退火过程中沉淀析出相为θ－Ａｌ７Ｃｒ，析出开始温度取决于过饱和度和沉淀位置。     

快速凝固Al─Fe基合金条带中准晶相的形成及稳定性SCIEI

对快速凝固Ａｌ─Ｆｅ基合金的原始条带及退火组织进行了透射电镜分析．结果表明．原始条带截面组织按准晶形成可分成三个区域：无准晶区；准晶形成区；准晶分解区，在６９８Ｋ保温１ｈ发现中间区的准晶开始晶化．组织形貌类同铸态组织的准晶分解区，说明准晶的晶化是在凝固过程中进行的。     

快速凝固Al-In偏晶合金的显微结构

采用单辊法快速凝固工艺制备均质的Ａｌ－Ｉｎ偏晶合金,并对所获得的快速凝固组织和形貌进行了观察和研究。结果表明,细小的Ｉｎ颗料均匀分布在Ａｌ基体中：在甩带厚度方向上,随着与激冷面距离的增大,Ｉｎ颗粒尺寸逐渐增大;在同一辊速条件下（同一冷却速率）,随着Ｉｎ含量的增加,Ｉｎ颗粒的平均尺寸也不断增大;同一成分条件下,随着辊速的升高,Ｉｎ颗粒的平均尺寸不断减少;单辊法快速凝固过程中第二相液滴通过Ｂｒｏｗｎｉ     

快速凝固Al—3.18Ti—0.65C合金中TiC相的形成和分布特征

采用快速凝固技术在Ａｌ－３．１８Ｔｉ－０．６５Ｃ（ｗｔ－％）合金中获得了呈弥散分布的单一ＴｉＣ相颗粒，尺寸为３０－１００ｎｍ，原子组成为ＴｉＣ０．７６，结合常规和快速凝固组织的分析对比，并以热力学分析为基础，研究和探讨了ＴｉＣ相的形成过程和机制。     

快速凝固Al—Ti—Fe系合金的组织演化

采用单辊旋铸技术制备Al-2.5Ti-2.5Fe,Al2.5Ti-2.5Fe-2.5V和Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr(at%，下同）合金薄带，利用X射线衍射（XRD）和透射电镜（TEM）分析了这些合金的急冷态和退火态组织。结果表明：快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al5Ti2两种初生相，快凝合金经400℃退火10h后，组织中出现了Al13Fe4相，在450℃退火，组织中析出了弥散Al3Ti相；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5V合金急冷态组织中存在Al11V相和Al80V20相，400℃退火10h后，初生Al11V相转变为Al80V20相，且固溶在α-Al基体中的Ti,Fe以Al23Ti9相和Al13Fe4相的形式析出；快速凝固Al-2.5Ti-2.5Fe-2.5Cr合金急冷态组织中存在Al3Ti和Al13Cr2两种初生相，快凝合金经300℃退火10h后，组织中析出了Al13Cr2和Al3Ti两种弥散相，400℃退火10h时后组织中出现了Al13Fe4相。     

快速凝固Al—RE—Ni非晶合金的显微结构及热稳定性分析

采用旋铸急冷工艺直接在大气环境中获得了具有良好韧性的Al_(87)RE_8Ni_5和Al_(92)RE_4Ni_4(at.-%)非晶合金,并对其显微结构及热稳定性进行了分析。结果表明,当急冷条带的厚度为50—60μm时,Al_(87)RE_8Ni_5条带为单一的非晶结构;而Al_(92)RE_4Ni_4条带包括贴辊面区的非晶结构、中心区的“非晶+微晶”和自由表面区的微晶组织。非晶Al_(87)RE_8Ni_5和Al_(92)RE_4Ni_4中的非晶结构都具有高的热稳定性,过冷液体存在温度区间(T_x-T_g)分别为53和83K;并且其玻璃形成能力参量T_g/T_m分别为0.56和0.59。     

快速凝固二元Al－Cr合金的退火组织及显微硬度

研究了快速凝固Ａｌ－Ｃｒ合金的微观组织及显微硬度，确定了α－Ａｌ过饱和固溶体在退火过程中沉淀析出相为θ－Ａｌ７Ｃｒ，析出开始温度取决于过饱和度和沉淀位置．     

快凝AlFeVSi合金的高温退火行为

对比研究了冷变形前后的快凝ＡｌＦｅＶＳｉ合金高温退火时性能与显微组织的变化规律，结果表明，冷变形未促进合金退火时的性能与组织变化，这可能是该合金表现出的低加工硬化效应，退化时位错大量增殖，弥散相对再结晶的阻碍以及冷变形态合金的退火现象有关。     

快凝Al—Fe—M—Si合金的显微结构对熔体热历史的敏感性

研究了不同成分的快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｍ－Ｓｉ合金显微结构对熔体热历史的敏感性；结果表明；在相同熔体热历史条件下，不同成分的快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｍ－Ｓｉ合金的显微结构有着明显差别。     

快速凝固Al－8．32Fe－3．4Ce合金的热稳定性和组织结构的关系

研究了快速凝固Ａｌ－８．３２Ｆｅ－３．４Ｃｅ高温铝合金在不同温度长时间热暴露后的室温力学性能和相析出。实验结果表明Ａｌ－８．３２Ｆｅ－３．４Ｃｅ一直到３１５℃有较好的热稳定性，热稳定性和相析出及相长大有密切关系。不同热暴露后得到的析出相分别为Ａｌ＿（１３）Ｆｅ＿４，Ａｌ＿ｍＦｅ，Ａｌ＿８Ｃｅ，Ａｌ＿（１３）Ｆｅ＿３和Ａｌ＿（１６）Ｃｅ＿３Ｆｅ等等。其中Ａｌ＿８Ｃｅ和Ａｌ＿（１３）Ｆｅ＿３Ｃｅ在文献中未见报道。     

快凝Al－Fe－M－Si合金的显微结构对熔体热历史的敏感性

研究了不同成分的快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｍ－Ｓｉ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｒ＋Ｍｏ，Ｗ）合金显微结构对熔体热历史的敏感性．结果表明：在相同熔体热历史条件下，不同成分的快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｍ－Ｓｉ合金的显微结构有着明显差别；在１３２３Ｋ，５ｍｉｎ至１５２３Ｋ，５ｍｉｎ的熔体热历史制度范围内，只有快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｗ－Ｓｉ合金显微结构对熔体热历史比较敏感．作者认为合金过热熔体的微观不均匀区的大小是影响快凝Ａｌ－Ｆｅ－Ｍ－Ｓｉ合金显微结构对熔体热历史的敏感性的主要因素．     

快速凝固耐热铝合金Al－Fe－Cr－Zr的固结工艺及性能

采用多级快速凝固装置制取ＲＳＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒ－Ｚｒ合金粉末，并用二次挤压等四种工艺固结制备出实验样品。通过Ｘ射线衍射、光学金相、硬度以及拉伸实验等测试手段，研究了该合金的显微组织，热稳定性和低温高温拉伸性能。结果表明，采用二次挤压工艺的样品具有良好的固结状态，而且第二相颗粒细小均匀弥散；ＲＳ／ＰＭＡｌ－Ｆｅ－Ｃｒ－Ｚｒ合金属于较好的耐热铝合金系列，合金中的主要析出相有Ａｌ＿（１３）Ｃｒ＿２、Ａｌ＿３Ｚｒ和Ａｌ＿３（Ｆｅ，Ｃｒ）。     

快速凝固Al—Cu—Mg合金的时效特征

对离心雾经法制得的快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金的时效特征进行了研究。结果表明，随时效温度的升高，快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金的时效硬度峰值增加，且达峰值后硬度下降缓慢。在连续加热时效过程中，快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金有Ｓ相形成过程，且Ｓ相形成长大过程比较缓慢。     

合金快速凝固过程剖析

分析了合金快速凝固过程中液/固相变的基本原则。这些原则包括:传热及温度回升,亚稳及非平衡凝固热力学,生长动力学及溶质分布。为Al—33Wt%Cu及Al—5wt%Si两种合金计算了凝固动力学模型,并与试验结果作了对比。     

快速凝固Al－Cu－Mg合金的时效特征

对离心雾化法制得的快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金的时效特征进行了研究。结果表明,随时效温度的升高,快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金的时效硬度峰值增加,且达峰值后硬度下降缓慢。在连续加热时效过程中,快速凝固Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金有Ｓ”相形成过程,且Ｓ’相形成长大过程比较缓慢。从时效析出激活能、连续加热过程分析等方面进行了解释和验证。