颗粒含量对准晶增强Al-Mg基复合材料组织和性能的影响

以Al-11%Mg(质量分数,下同)合金为基体,十面体准晶相Al<,72>Ni<,12>Co<,16>为增强颗粒,通过机械搅拌法制备了Al-Ni-Co准晶颗粒增强Al-Mg基复合材料.分别采用扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)研究了颗粒含量对复合材料的组织形貌及成分的影响,并总结了复合材料的抗拉强度和布氏硬度随颗粒含量的变化规律.结果表明,随着颗粒含最的增加,由准晶相转化成的θ相的形貌发生如下转变:细长针状→短板条状→多边形状,而不同形貌的成分则基本保持一致:复合材料的抗拉强度σb和布氏硬度HBS随颗粒加入量的增加而增加.并简要分析了Al-Ni-Co准晶颗粒增强Al-Mg基复合材料的强化机理.     

砂型材料表观比热的浇注法测定(下)

水分凝聚区:Cp=A_((2)) A_((4))T 图4为铸件凝固过程巾,τ_i和τ_(i 1)时刻湿型中的温度分布示意图,铸件凝固阶段,砂型不被热透。在[τ_i,τ_(i 1)]时间间隔内,设: QW|_([τ_i,τ_(i 1)])为干砂区水分蒸发所需要的热量 QG|_([τ_i,τ_(i 1)])和QS|_([τ_i,τ_(i 1)])分别为干砂区和水分凝聚区温度升高所吸收的热量     

深过冷Cu-30Ni合金单向凝固组织的力学性能

研究了过冷0～210K的Cu－30Ni（原子百分数）合金的组织演化规律．在105～155K的过冷范围内实现了自由生长枝晶的单向凝固，获得了单向凝固的单晶组织.深过冷熔体的微观净化和单向快速凝固，有效地去除了合金中的微细夹杂物，减少了宏观偏析和校晶偏析，显著改善了材料的均匀性，在拉应力作用下材料从沿晶断裂转变为穿晶断裂与常规铸态组织相比，其延伸率、极限抗拉强度和0．2％屈服强度分别提高到原组织的25倍、3倍和1．3倍     

过冷Fe-Co合金的包晶凝固

采用熔融玻璃净化法使Fe-Co包晶合金实现了深过冷快速凝固。当熔体过冷度较小时,Fe-Co包晶合金的凝固组织为典型的包晶组织。借助电子探针分析和DTA差热分析,证实了非平衡条件下Fe-Co包晶合金凝固过程中发生了包晶反应和包晶转变。研究表明,深过冷Fe-Co包晶合金的非平衡凝固过程从理论上可以划分为4个阶段:初生δ相的形核与生长、包晶反应、包晶转变和γ相的外延生长。     

溶质含量对快速凝固Co-Cu不混溶合金晶粒细化组织的影响

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合手段,研究Co70Cu30和Co50Cu50亚稳不混溶合金的非平衡凝固组织细化规律。结果表明:随着过冷度的增加,不混溶合金的初生枝晶主干不断细化,枝晶碎断现象更加明显。在未发生液相分离条件下,Co50Cu50合金由于具有更高的溶质含量,溶质过冷度增加,动力学过冷度降低,枝晶细化更加明显而易发生碎断。在大过冷度条件下,合金不混溶效应不断增强,液相分离现象发生,凝固组织中分别出现富Co和富Cu区。对于Co70Cu30(ΔT=237 K)和Co50Cu50(ΔT=188 K)合金,溶质含量对快速凝固过程中初生枝晶的影响程度减弱,非平衡凝固组织的晶粒尺寸及成分未发生明显变化。Co50Cu50合金由于具有更低的临界分离过冷度,不混溶阶段经历的时间更长,液相分离进行得更彻底。     

深过冷Al72Ni12Co16合金的组织演化及单相准晶的生成

采用惰性形核涂层型壳和氩气保护下循环过热的深过冷方法,系统研究了深过冷条件下Al72Ni12Co16合金的凝固组织演化过程及单相准晶的生成条件。结果表明:在0～200K的过冷度范围内,随过冷度的增大,Al72Ni12Co16合金发生小过冷树枝晶→柱状晶→等轴晶的组织转变,转变的两个临界过冷度分别为ΔT1=60K和ΔT2=120K;此外,当熔体过冷度大于60K时,准晶相在与晶体相的竞争形核中胜出,作为初始相从熔体中析出,并随过冷度的增大,凝固组织逐渐变为单相准晶。     

深过冷A172Ni12Co16合金的组织演化及单相准晶的生成

采用惰性形核涂层型壳和氩气保护下循环过热的深过冷方法，系统研究了深过冷条件下A172Ni12Co16合金的凝固组织演化过程及单相准晶的生成条件。结果表明：在0-200K的过冷度范围内，随过冷度的增大，A172Ni12Co16合金发生小过冷树枝晶→柱状晶→等轴晶的组织转变，转变的两个临界过冷度分别为ΔT1＝60K和ΔT2＝120K；此外，当熔体过冷度大于60K时，准晶相在与晶体相的竞争形核中胜出，作为初始相从熔体中析出，并随过冷度的增大，凝固组织逐渐变为单相准晶。     

Fe-B共晶合金的净化及超过冷的获得

通过真空熔炼和气体保护,采用熔融玻璃与循环过热相结合的深过冷快速凝固技术,研究了影响富Fe端Fe-B共晶合金熔体净化效果的主要因素,确定了该合金熔体获得超过冷的净化方法,并使Fe83B17共晶合金熔体稳定获得了300-460 K的超过冷度,使Fe80B20过共晶合金熔体的过冷度达到了485 K,从而使Re-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了0.3Tm-0.4Tm的水平.通过对冷却曲线的分析,讨论了表征超过冷快速凝固的热力学特征.     

快速凝固过程的高速摄影研究

以特制的无机盐玻璃70%Na_2SiO_3+17.7%Na_2B_4O_7+12.3%B_2O_3作为净化剂,去除液态Ni-32.5%Sn 共晶合金中的异质晶核,使过冷度达302K(0.215T_E)。采用高速摄影及快速红外测温技术研究了深过冷熔体的快速凝固行为。发现尽管过冷度超过了以往认为的均质形核临界过冷度0.2T_m,但是 Ni-32.5%Sn 共晶合金仍然优先发生界面异质形核,再辉过程中瞬时凝固速度最大可达784mm/s。     

（Ni,Fe）Al金属间化合物的快速凝固组织与室温塑性

用单辊快速凝固法制备（ＮｉＦｅ）Ａｌ金属间化合物并研究其组织与室温塑性。结果表明，Ａｌ－４５Ｎｉ－５Ｆｅ（原子分散）在快速凝固条件下可形成内部为亚微米级针状亚晶的等轴晶粒，具有高达３．１％的弯曲塑性，Ａｌ－３５Ｎｉ－１５Ｆｅ和Ａｌ－２５Ｎｉ－２５Ｆｅ的快凝组织则为柱状晶，弯曲塑性仅有１．１％１．０％，针状亚晶是一定成分的（Ｎｉ，Ｆｅ）Ａｌ在快速凝固条件下形成的亚稳相，其形成机制和快速凝固过程中原子