深过冷条件下三元共晶的快速生长

采用熔融玻璃净化方法进行了大体积Ag_42.4Cu_21.6Sb₃₆三元共晶合金的深过冷实验, 获得最大过冷度为114 K(0.16 T_E). 发现在深过冷非平衡条件下三元共晶由ε(Ag₃Sb), (Sb)和θ(Cu₂Sb)三相组成, 而不是平衡相图中预期的(Ag), (Sb)和θ(Cu₂Sb)相. 小过冷条件下, 合金的凝固组织是初生θ相、(ε+θ)和(ε+Sb)二相共晶以及规则(ε+θ+Sb)三元共晶并存的混合形态. 随着过冷度的增大, 初生相和二相共晶逐渐消失, 而且三元共晶发生从规则共晶向不规则共晶的生长形态转变. 当过冷度超过102 K时, 不规则(ε+θ+Sb)三元共晶成为惟一的组织生长形态. 3个共晶相之间发生的竞争形核与生长是出现复杂生长形态的主要原因. 实验与理论计算结果表明, 金属间化合物θ相是领先形核相.     

超声场中Ag-Cu-Sb三元共晶的生长机制

在频率为35 kHz的超声场中实现了三元Ag_42.4Cu_21.6Sb₃₆共晶的液固转变. 凝固过程中合金熔体内部的声场分布表明, 在声波的传播方向上, 随着液固界面自下而上推移, 界面处液相中的声强逐渐升高. 超声场的不均匀性促使(ε +θ +Sb)三元共晶生长形态沿声波传播方向呈现出“三元离异共晶-不规则和规则三元共晶混合组织-规则三元共晶”的区域特征. 在声强最高的区域内, 空化效应引发3个共晶相独立形核, 声流有效抑制了共晶相的协同生长, 组织生长形态为粗大的三元离异共晶. 同时, 声场加速了共晶液固界面前沿的溶质传输, 降低了3个共晶相对溶质元素的固溶程度.     

三元Fe-Sn-Ge和Cu-Pb-Ge偏晶合金相分离与快速凝固研究

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法研究了三元Fe-43.9%Sn-10%Ge和Cu-35.5%Pb-5%Ge偏晶合金的相分离与枝晶生长特征, 实验中分别获得了245和257 K的最大过冷度. 两种合金熔体均发生液相分离, 快速凝固组织呈现出显著的宏观偏析. X射线衍射分析表明, Fe-43.9%Sn-10%Ge合金的凝固 组织由α-Fe 和(Sn)固溶体以及 FeSn 和 FeSn₂金属间化合物等四相组成, 而Cu-35.5%Pb-5%Ge合金的凝固组织由(Cu)和(Pb)两相组成. 在快速偏晶凝固过程中, α-Fe 和(Cu)相均以枝晶方式生长, 并且深过冷条件下皆发生了“枝晶®偏晶胞”转变. 实验发现, α-Fe 和(Cu)相的枝晶生长速度都随过冷度的增大呈现出指数函数变化规律.     

深过冷Fe82B17Si1共晶合金的再辉及凝固组织特征

在大气中,采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法,使Fe₈₂B₁₇Si₁共晶合金获得了342K(0．238T_E,T_E为共晶温度)的大过冷度．对该合金的冷却再辉曲线及凝固组织研究发现：(1)在6～164K及255～342K过冷度范围内该合金的冷却曲线仅呈现一次再辉,而在174～247K过冷度范围内其冷却曲线则存在两次再辉,三过冷度范围内的凝固组织分别对应于由准规则共晶和复杂规则共晶组成的混合共晶或混合共晶+非规则共晶、完全非规则共晶、初生α(Fe,Si)相+枝晶间非规则共晶;(2)在过冷条件下,该合金的共晶两相α(Fe,Si)及Fe2B相满足促发形核的非互惠原则;(3)该合金非规则共晶出现的特征过冷度△T₁=63K,完全非规则共晶化的特征过冷度△T₂=164K;(4)该合金非平衡状态下的共晶共生区偏向Fe₂B相一边,它与共晶成分线的交点在△T=154K及△T=264K,其谷值约在△T=207K左右．     

三元Cu60Fe30Co10包晶合金的亚稳液相分离与快速凝固

利用落管技术和DSC热分析方法, 研究了三元Cu₆₀Fe₃₀Co₁₀包晶合金的亚稳液相分离现象和快速凝固过程. 发现该合金在1623.5 K发生亚稳液相分离, 形成了两个液相分别凝固为fcc结构的Cu(Fe,Co)固溶体和bcc结构的Fe(Cu,Co)固溶体. 落管中快速凝固条件下, 合金过冷度和冷却速率均随液滴直径的减小而增大. 一定的过冷度水平是发生亚稳液相分离的必要条件, 同时冷速大小直接影响凝固组织演变. 随着冷速增大, Fe(Cu,Co)相逐渐细化, 弥散分布于Cu(Fe,Co)相基体中. 计算分析了Fe(Cu,Co)小液滴在Cu(Fe,Co)液相基体中的Stokes运动和Marangoni迁移, 发现在落管中微重力条件下Marangoni迁移速率明显高于Stokes运动速率, Fe(Cu,Co)小液滴的运动主要由Marangoni迁移支配. 在同一过冷度下, VM/VS随Fe(Cu,Co)小液滴直径的减小而增大. 对相同尺寸的Fe(Cu,Co)小液滴, 过冷度越大, VM/VS越大     

深过冷Pb-Sb-Sn合金中初生相和共晶组织形成规律研究

研究了Pb-Sb-Sn三元系中不同相区的合金在深过冷条件下凝固组织形成规律. 实验发现, 初生(Pb)和SbSn相均以枝晶方式生长, 而初生(Sb)相主要呈现为多边形块状和板条状小面相. (Pb)和SbSn相之间的亲和力较强, 易于形成二相共晶, 组织形态丰富多彩. (Pb)和(Sb)相则是以离异共晶方式生长. (Sb)和SbSn相不易单独形成二相共晶, 但在三元共晶组织中可以相互依附生长. (Pb)+ (Sb)+SbSn三元共晶组织通常呈层片状生长, 当其体积分数较小时会形成不规则共晶组织. EDS分析表明, 在深过冷快速凝固条件下, 三种初生相的溶质固溶度均得以扩展, 表现出显著的溶质截留效应.     

非晶态合金形成过程尺寸效应、合金化效应的模拟

用quantum Sutton-Chen 多体势对Ag₆Cu₄和CuNi液态金属凝固过程进行了分子动力学模拟研究, 在冷却速率为2×10¹² K/s时, 通过键型分析, 证实CuNi形成fcc晶体结构, 而Ag₆Cu₄则形成了非晶态结构. 其原因在于AgCu中原子半径之比(为1.130)较CuNi中原子半径之比(为1.025)大, 显示出原子的尺寸差别的确是非晶态合金形成的一个主要影响因素. 而对Ag_xCu_1-x在冷却速率为2×10¹² K/s凝固过程的模拟, 发现对应于二元相图深共晶成分处, 最容易得到非晶态合金, 证实了合金化效应对非晶态合金的形成倾向和稳定性的关键作用. 此外,采用键型指数法和原子成团类型指数法对微观结构组态变化的分析, 不仅能说明二十面体结构在非晶态合金形成和稳定性中所起的关键作用, 且有助于对液态金属的凝固过程、非晶态结构特征的进一步理解.     

液态Fe-Cu-Mo合金的比热和相关热物理性质研究

采用电磁悬浮落滴式量热方法研究了三元Fe_77.5Cu₁₃Mo_9.5偏晶合金在1482~1818 K范围的比热和相关热物理性质. 在实验获得的0~221 K (0.13 T_m)过冷度范围内, 其比热为44.71 J·mol^-1·K^-1. 据此对该合金的过剩比热、焓变、熵变和Gibbs自由能差进行了计算, 发现传统近似方法的计算结果只能描述小过冷近平衡条件下的凝固过程, 在深过冷条件下只有实验结果才能反映相变过程的真实情况. 根据比热实验结果揭示了热扩散系数、热传导系数和声速随温度的变化关系. 分析发现凝固组织由(Fe)和(Cu)两相组成, 并依据两相界面能的计算结果探索了偏晶合金竞争形核与凝固组织的相关规律.     

Cu70Ni30合金快速凝固及晶体结构的模拟研究

用quantum Sutton-Chen 多体势对Cu₇₀Ni₃₀合金熔体快速凝固过程进行了分子动力学模拟研究, 在冷却速率2×10¹² K/s下, 通过键型分析及原子平均能量与温度曲线关系确定Cu₇₀Ni₃₀形成fcc晶体结构和结晶温度, 此外采用原子示踪及可视法对凝固过程中微观结构变化及晶体生长细节的分析, 不但能说明系统在微观上形成二元无序固溶体, 而且有助于对液态金属的凝固过程、晶体结构生长过程的深入理解.     

深过冷Fe82B17Sil非规则共晶中Fe2B相的形态演化

在63～342 K过冷度范围内,对Fe₈₂B₁₇Si_l合金非规则共晶中Fe2B相的生长 形态演化进行了研究．发现：(1)在具有一次再辉的63～164 K及255～342 K过冷\r 度范围内,随过冷度增加Fe2B相由变异的小平面结构逐渐转变为树枝状,进而向具 有明显定向特征的树枝状和超细的球状转变,该合金Fe'B相由小平面转变为树枝状 的过冷度过渡范围约为63～164 K;(2)在具有两次再辉的174～247 K过冷度范围 内,随初生a相含量的增加枝晶间非规则共晶逐渐向离异共晶转变;(3)在63～154 K和312～342 K过冷度范围内,该合金非规则共晶中的Fe2B相存在两次粒化现象, 这两次粒化对应于不同的非规则共晶形成机制．     

NaBi(WO4)2 枝晶生长实时观察及其凝固组织研究

利用高温晶体生长实时观察装置, 观察并研究了小Prandtl数、高熔点、透明的NaBi(WO₄)₂ (NBWO)氧化物中的枝晶生长过程. 根据其动态图像及细节信息分析, 枝晶不同主干和分支之间的竞争现象以及熔体中的对流效应均存在抑制枝晶生长作用. 枝晶生长速度随时间变化, 其中主干生长速度在熔体扩散区达到最大值5.8 mm/s, 当其前沿进入对流区后, 生长速度迅速减小, 枝晶分支的生长速度变化也具有相同的规律. NBWO熔体急冷后凝固组织的EPMA-EDS分析表明, 枝晶生长不同阶段固液界面前沿熔体中存在成分偏离化学计量比现象.     

`Pd40Ni10Cu20P20块状金属玻璃的高压相变

利用日本同步辐射装置研究了高温高压下Pd₄₀Ni₁₀Cu₂₀P₂₀ 块状金属玻璃的非晶-晶化转变. 在10 GPa的压力条件下加热该金属玻璃, 实时观察到了非晶-晶化-非晶的相变规律. 在7 GPa 和同样的温度条件下, Pd₄₀Ni₁₀Cu₂₀P₂₀金属玻璃仅存在非晶-晶化这样不可逆相变. 将该金属玻璃在7 GPa的压力条件下加热到熔化温度, 然后淬火到室温, 发现淬火后获得的晶化相与加热金属玻璃得到的 晶化相完全不同. 表明该金属玻璃在不同的压力条件下存在着不同的晶化机制.     

液态Fe—Sb合金中枝晶生长规律研究

液态Fe-10％Sb合金在熔融玻璃净化和自由落体实验条件下,分别达到429K（0．24TL）和568K（0．32TL）过冷度．深过冷并没有改变合金的相组成,快速凝固组织中只有αFe单相固溶体．熔融玻璃净化实验研究发现,αFe枝晶生长速度随过冷度呈指数函数变化．当过冷度△T〈296K时,枝晶生长速度随过冷度增大而升高,并在296K过冷度处达到极大值1．38m／s．若合金过冷度进一步增大,αFe枝晶生长速度则呈现降低趋势．枝晶生长形态演变的主要规律是,小过冷条件下αFe相以粗大枝晶方式生长,而深过冷合金熔体中形成蠕虫状枝晶．溶质截留程度主要取决于实际枝晶生长速度而不是过冷度大小,同时也与冷却速率相关．由于其结晶温度间隔比较宽大,尽管快速枝晶生长显著抑制了溶质偏析,但是Fe-10％Sb合金仍难以实现完全无偏析凝固．     

壳核组织形成过程的数值模拟研究

对空间环境条件下偏晶凝固过程中壳核组织的形成机制进行了数值模拟研究. 在总自由能中引入表面自由能项对H模型进行了修正, 使之能够描述表面偏析作用下的相分离. 选取Fe-Cu合金作为模型体系, 系统模拟了微重力状态下深过冷合金液滴的亚稳相分离过程, 揭示了表面偏析效应和温度梯度引起的Marangoni对流对微观组织演化的影响. 模拟结果表明, Fe₆₅Cu₃₅合金的相分离组织从弥散结构演化为3层壳核组织; Fe₅₀Cu₅₀合金经历了“双连续相→4层壳核→3层壳核”的组织演化; Fe35Cu65合金的组织由弥散结构向两层壳核组织演化. 偏析作用使得最外层总是富Cu相, 温度梯度引起的Marangoni对流决定了内部体相的组织演化过程.     

落管中Al-Ge亚共晶合金的快速枝晶生长

采用落管无容器处理技术研究了Al-45%Ge亚共晶合金在无容器条件下的深过冷与快速枝晶生长.自由落体过程中液滴达到的过冷度范围为13～201K,最大过冷度达0.27T L .发现初生(Al)相的生长形态随着过冷度的增大由柱状枝晶向等轴枝晶转变.根据快速枝晶生长理论对初生(Al)相的枝晶生长速度进行了计算,结果表明初生(Al)相的生长始终受溶质扩散控制,没有发生从溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变.     

AL87Ce3Ni10-xCux(x=0,1,3,5)纳米非晶复合材料的显微结构及性能研究

 单辊快凝Al₈₇Ce₃Ni_10-xCu_x(x=0,1,3,5)非晶合金在180,200,220,240℃进行20min等时退火,制成纳米复合结构.测量了各个合金的显微硬度.用X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)和差示扫描量热(DSC)技术研究了显微结构、晶粒尺寸、体积分数、热稳定性、硬度与合金成分和退火温度的关系.结果表明:随Cu摩尔分数的增加,α-Al晶粒尺寸减小,晶粒细化使显微硬度增高,随Cu摩尔分数的增加,α-Al析出温度向低温移动,有利于α-Al晶粒的析出过程.     

Pb-15%Sb过共晶合金的深过冷及快速凝固

采用熔剂净化深过冷和洁净容器快速凝固方法,研究了Pb-15%Sb过共晶合金在不同凝固条件下的组织演变.在熔剂净化条件下,随着凝固过冷度△T的增大,初生相Sb的组织形貌由尖角块状向树枝晶转变并不断细化,Sb的宏观偏析减弱,实验测得的最大过冷度为73K;在洁净容器快速凝固条件下,计算获得的最大过冷度为196.2K,初生相Sb的结晶被完全抑制,凝固组织发生了完全的共生生长,出现了快速凝固超细化组织.     

Cu60Zr29Ti11大块非晶合金的黏度特征和强液体行为

*采用铜模铸造法制备了Cu₆₀Zr₂₉Ti₁₁大块非晶合金, 用X射线衍射仪、三点压弯式黏度仪对该非晶合金的动力学性质进行了研究. 测定了大块非晶合金Cu₆₀Zr₂₉Ti₁₁在过冷液相区的黏度, 得到了它的动力学脆性系数m=31, 以及流变激活能E=63.4 kJ/mol. 表明大块非晶合金Cu₆₀Zr₂₉Ti₁₁是一种强液体, 有较强的非晶形成能力, 形成非晶比较稳定. 分析了合金在过冷态的流变激活能变化规律, 发现流变激活能的变化并不符合Kivelson的Super-Arrhenius公式.     

Y3+掺杂LiV3O8正极材料电化学性能研究

 利用固相合成干冷空气淬火法,合成了一系列Y³⁺掺杂的LiV_3-yY_yO₈ (y=0,0.01,0.03,0.05,0.1,0.2)正极材料.XRD结果表明,Y³⁺掺杂量不同对LiV₃O₈结构的影响不同.适量Y³⁺掺杂能保持LiV₃O₈的原有结构,增大其d₁₀₀值,同时降低材料的结晶度.当Y³⁺掺杂过多时,样品中会产生YVO₄杂相.充放电循环、循环伏安(CV)及交流阻抗(EIS)测试结果表明,Y³⁺掺杂虽然降低了材料的初始容量,但适量的Y³⁺掺杂能稳定材料的循环性能.电池存放实验表明Y³⁺掺杂还能提高电池的存放性能.在高电压下存放15d后,掺杂样的放电容量保持率为94.2%,高于未掺杂样的88.2 %.     

Monte Carlo法计算Zr13.8Ti41.2Cu12.5Ni10-Be22.5大块非晶合金径向分布函数

利用日本SPring-8同步辐射光源和高压装置进行了常压和11.6 GPa高压下Zr_41.2Ti_13.8Cu_12.5Ni₁₀-Be_22.5大块非晶合金的原位能量色散X射线衍射测试, 得到了不同角度下的衍射数据. 基于Monte Carlo方法的思想, 结合计算大块非晶合金径向分布函数的基本原理, 利用Fortran语言编写程序对以上衍射数据进行了分析, 得到了常压和高压下大块非晶合金的全双体分布函数. 常压下原子最近邻区间与所有可能原子对的距离匹配; 同常压相比高压下对应各峰的位置均向原点处移动, 第一近邻的两小峰峰值分别从r₁₁ = 2.5Å, r₁₂ = 3.11 Å变成r′₁₁ = 2.32Å, r′₁₂ = 3.08 Å; 高压下峰形也发生了很多变化, 第二近邻峰由原来的单个衍射峰分解为紧挨的3个小峰. 根据高压下最高峰值相对于常压下的变化得出了大块非晶合金的压缩率为97.15%, 与已有经验公式计算的结果97.50%完全吻合. 结果表明用Monte Carlo数值模拟方法计算大块非晶合金的径向分布函数是可行的, 编写的程序可靠, 可移植性强. 该方法是一种有效的同步辐射数据分析手段, 适合求高温、高压以及两者协同作用等条件下非晶的结构信息.