合成云母和偏硅酸锂的晶化热

我们在合成云母研究中,发现不同组成的合成云母配料具有不同的晶化热,因此由合成云母晶化热的测定可以定量地判断不同配料的结晶能力。此外,如已知晶化热ρ,还可按V=η/ρS·dT/dx(式中η为导热率;S为密度;dT/dx为温度梯度)计算出晶面的生长速度V。合成云母的晶化热已有大门信利测定的结果,他们是用偏硅酸锂的晶化热作标准求出的;但我们发现,文献上记载的偏硅酸锂的晶化热与我们的实际测定结果有很大出入,因此特进行了如下的实验验证,对上述两种物质的晶化热值做了修正。     

分子量对热致性向列型液晶高分子性能的影响的研究

一、引言 大多数热致性液晶高分子表现有双向液晶性。除了双向性液晶外,也能看到有关单向性液晶态的报道。双向性液晶在升温和冷却的过程中都能形成同种液晶态。单向性液晶态只是在冷却的过程中形成,而在升温过程观察不到。值得注意的是,单向性液晶态的形成依靠的是体系在冷却过程中发生的相变过冷现象,即一个可以结晶的单向性液晶高分子,其冷却过程中液晶态的形成依赖于熔体结晶时的过冷现象,此时T_c(冷却时熔体结晶温度)小于T_m(加热     

四氟乙烯-六氟丙烯共聚物的结晶机制

由于有些聚合物会结晶而引起了对聚合物结晶形态与机制的广泛研究.结晶聚合物常形成球晶,球晶结晶的机制已经过充分研究.然而在氟聚合物中常发现棒晶及其他非球晶形态,非球晶结晶的机制至今仍不清楚.在前文中,作者发现四氟乙烯-六氟丙烯共聚物(FEP共聚物)的形态强烈地依赖于在310—320℃附近的熔体温度.当熔体温度保持在熔点以上、310℃以下时,冷却结晶形成无规晶片.当熔体温度在320℃以上时,则形成球晶.形态随熔体温度的变化,显然与熔体结构随温度的改变有关.熔体中常见的相变是液晶相转变.本文将研究熔体中发生的转变,并根据熔体相态及结晶速率的变化,来解释非球晶结晶的机制.     

三元Al-Cu-Si共晶合金的深过冷与快速凝固

在常规凝固条件下, 液态铝合金由于容易氧化而难以达到深过冷状态. 本文采用熔融玻璃净化法并结合循环过热实现了液态Al_80.4Cu_13.6Si₆三元共晶合金的深过冷和快速凝固, 研究了实验过程中一定冷却速率下合金熔体过热度与过冷度的相关规律, 获得的最大过冷度为147 K (0.18T_E). 不同过冷条件下三元共晶均由α(Al)固溶体、(Si)半导体相和θ(CuAl₂)金属间化合物三相构成. (Al+Si+θ)三元共晶中, (Si)小平面相独立生长, 非小平面相(Al)和θ相以层片方式协同生长. 在小过冷条件下, 只有(Al)固溶体作为领先相形成. 当过冷度超过约73 K时, (Si)相能够领先形核并生长为初生相. 小过冷时合金的凝固组织由初生(Al)枝晶、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成; 大过冷时则主要由初生(Si)块、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成. 随着过冷度的增大, 凝固组织中初生(Al)枝晶的体积分数减小而初生(Si)块的体积分数增大.     

落管中Cu-Sb合金的深过冷与快速枝晶生长

采用落管方法实现了Cu-20%Sb亚共晶合金在无容器条件下的快速凝固。随着液滴直径的减小，过冷度逐渐增大，初生Cu枝晶发生组织细化。实验中获得了207K的过冷度，最大过冷度达到0．17TL.理论分析表明，由于这合金具有较宽的凝固温度间隔，初生Cu枝晶的快速生长始终受溶质 扩散控制，根据对Cu-Sb合金相图中T0线的计算，揭示出发生偏析凝固的临界过冷度为△T0=474K。在最大过冷度207K时，初生Cu相的生长速度达到37mm/s，发生了显著的溶质截留效应.     

四元Ni基合金中的快速枝晶生长

采用熔融玻璃净化法与电磁悬浮无容器处理技术实现了Ni-10%Cu-10%Fe-10%Co四元合金的深过冷与快速凝固, 实验获得样品最大过冷度为276 K(0.16T_L). 差示扫描量热(DSC)分析与X射线衍射(XRD)分析表明, 所有凝固样品的组织均为α-Ni单相固溶体. 随着过冷度的增大, 合金显微组织由枝晶转变为等轴晶, 并显著细化. 深过冷条件下溶质截留效应增强, 微观偏析程度减小. 对不同过冷度下的枝晶生长速度进行了实验测定, 结果表明V和ΔT 之间存在指数函数关系: V=8×10^−2ΔT^1.2. Cu, Fe, Co三种溶质元素的引入显著提高了合金枝晶生长速度.     

金属熔体微滴凝固过冷度的DSC研究

采用DSC实验方法研究了冷却速率对金属熔体微滴凝固过冷度的影响, 并从理论上进行了分析, 得到了冷却速率对过冷度的影响及其变化趋势的具体规律. 结果表明, 过冷度随着冷却速率增大而提高, 且过冷度随冷却速率增大而变化的趋势逐渐减小. 当冷却速率无限增大时, 过冷度随冷却速率增大而提高的趋势趋近于零, 由此可知过冷度随着冷却速率的增大而提高存在上限极值.     

Cu-Ni单相合金的深过冷定向凝固过程研究

利用过冷度的遗传性 ,提出将合金熔体深过冷与传统定向凝固相结合的深过冷定向凝固 (SDS)技术 ,并在自制的实验装置上 ,对SDS技术进行了探索性研究 ,实现了Cu Ni合金的深过冷定向凝固 .结果表明 :( 1 )SDS技术获得的定向生长组织与LMC (GL=2 5K/mm ,V =5 0 0μm/s)法相当 ,且一次枝晶间距约为 30 μm ,二次分枝被抑制 ,一次枝晶主干挺直、细密 ,与试样轴向偏差约为 5 .8°;( 2 )建立了描述SDS过程过冷度与凝固速率之间的数学模型 ,即T T模型 ,利用此模型可以解释SDS试样上微观组织的演化情况     

自由落体条件下的快速共晶生长

采用落管方法实现了Sb-24%Cu合金在微重力和无容器条件下的快速共晶生长。对自由落体条件下的晶体形核和共晶生长进行了研究，发现随着过冷度的增大，共晶生长由层片共晶向不规则共晶转变。实验中获得了0-154K的过冷度，最大冷度达到0.19TE。计算结果表明，金属间化合物Cu2Sb是领先形核相；当过冷度大于40K时，Sb枝晶的生长速度将超过共晶生长速度；此共晶体系的共生区强烈地偏向于Cu2Sb一方，其成分落轩为23.0%-32.7%Sb。     

自由落体条件下的快速偏晶凝固

采用落管方法实现了Ni-31.4%Pb偏晶合金在微重力和无容器条件下的深过冷和快速凝固. 理论计算表明液滴下落过程中获得的过冷度与其直径呈指数函数关系, 实验中获得了241 K(0.15 T_m)的最大过冷度. 发现随过冷度的增大, 偏晶胞组织在整个试样中的体积分数增大, 且L₂(Pb)相显著细化. 对L₂(Pb)相和α-Ni相的形核率进行了理论计算, 结果表明偏晶转变过程中L₂(Pb)相总是领先形核相.     

超声场中Sn-38.1%Pb 共晶合金的动态凝固

Sn-38.1%Pb 共晶合金在频率为35 kHz 的超声场中发生凝固时, 随着试样高度H 的降低, 声场对宏观偏析的抑制效果更加显著, 球状共晶团在凝固组织中所占体积分数相应增大. 当H 等于声波在合金熔体内的波长λ时, 超声场能够扩大初生(Sn)相分布区域, 缩小Sn-Pb 共晶和初生(Pb)相分布区域. 同时, 初生(Sn)相晶粒显著细化, 生长方式发生“枝晶-等轴晶”的转变. 对于 H=λ/2 和λ/4 的合金试样, 超声场能够促进熔体形核, 降低合金整体过冷度. 分析表明, 超声场中的空化效应抑制了熔体过冷, 声流促进共晶生长界面前沿的温度场和浓度场呈空间对称分布, 使Sn-Pb 共晶以三维对称方式生长.     

高压对形成非晶态的影响

非晶态材料具有许多优良的特性。但许多金属及其合金从熔体冷凝时,所需的临界冷却速度很高,因此目前还难于制备大块的金属及其合金的非晶态材料,而且大多数金属元素还未能获得非晶态。因此探索非晶态材料制备的新途径是十分有意义的问题。我们从结晶动力学讨论非晶态形成的原理出发,讨论了加高压对熔体冷凝时晶     

高1,2含量间规-聚丁二烯熔融-结晶与热氧化的研究

本工作采用差示扫描量热法(DSC),首次研究了由Co(acac)_3-AlR_3-CS_2催化体系合成的高1,2含量间规-聚丁二烯的熔融-结晶过程。图1是在100～215℃间经多次升、降温循环测定的DSC曲线,降温呈现结晶放热峰,表     

空间真空条件对熔体形核的作用机理

大量的空间凝固实验表明,空间条件往往抑制了凝固初期的形核,从而得到较为粗大的结晶组织。关于空间条件抑制形核的机理目前有两种解释:(1)空间的微重力条件使熔体宏观热溶质重力对流消失,从而抑制了由对流造成的晶核增殖效果;(2)空间实验中,由     

低熔点难溶杂质对nf-f共晶凝固机制的影响

晶体的非小晶面(nf),小晶面(f)形成规律是结晶学研究领域的重要内容.由于结晶机制直接影响着材料的组织性能,因此能否实现小晶面生长向非小晶面生长转变一直是人们所关注的问题.现已发现,当熔体的过冷度足够大时可以导致晶体的小晶面-非小晶面转变.其它因素引起的这种转变尚未见过可靠的报道,本文发现低熔点难溶杂质可以引起非小晶面-小晶面共晶合金中小晶面相的生长机制发生改变.     

大别山早白垩世花岗岩类斜长石成分:分离结晶对全岩Sr-CaO关系的影响

从高Sr/Y中酸性岩石中识别加厚下地壳熔体是利用其示踪地壳深部过程的重要前提之一.大别造山带早白垩世花岗岩类的研究表明加厚下地壳熔体应具有比普通花岗岩类更高Sr/Ca O,在Sr-Ca O图解上形成独特的高Sr演化趋势,可作为判别性指标之一.斜长石分离结晶在岩浆演化过程中普遍存在,可显著改变熔体的Sr和Ca O含量,但是否会影响熔体的Sr/Ca O尚不明确.本文测定了大别造山带早白垩世埃达克质和普通花岗岩类中斜长石的成分,并通过交换分配系数对斜长石分离结晶如何影响熔体的Sr/Ca O进行了讨论.结果表明大量斜长石分离结晶也不会显著改变花岗质熔体的Sr/Ca O,Sr-Ca O相关趋势的斜率主要由其初始岩浆组成决定.熔体高Sr/Ca O指示源区贫斜长石.因而,高斜率的Sr-Ca O相关趋势可作为判断加厚下地壳熔体的重要标志.     

β晶型聚丙烯的研究

全同立构聚丙烯可以以多种晶型结晶。α或单斜晶型是最稳定与最常见的一种。γ或三斜晶型一般在高压下结晶时生成。β或六方晶型存在于商品聚丙烯中,但其含量甚少。Leugering发现少量喹吖啶(quinacridone)染料E3B是β晶型聚丙烯的成核剂,加到聚丙烯中可得到较多的β晶型,但其中仍有不少α晶型同时存在。已发现的其他β成核剂的效果均不如E3B。世界上到现在为止,尚无得到纯β晶型聚丙烯的方法。     

压力对锗的固化动力学的影响

锗是一种典型的共价型物质,研究其过冷与固化特性具有特别的意义.Devaud和Turnbull曾以B_2O_3作为助熔剂,研究了晶粒结构与过冷度的关系.当过冷度小于300K时,其晶粒尺寸大于100μm;随着过冷度的进一步增大,晶粒尺寸显著减小,在过冷度达到400K时,晶粒尺寸减小到10～20μm左右,但仍未形成非晶相.早在60年代初,人们就发现了锗在常温高压下能发生多种固态相变.但是,对液态锗在压力下固化后的微结构研究却未见报道.     

Cu-Ge包晶合金中ζ相的形成规律研究

在Cu-14%Ge, Cu-15%Ge, Cu-18.5%Ge及Cu-22%Ge合金的深过冷实验中研究了z相的的快速生长, 四种合金分别获得202 K(0.17T_L), 245 K(0.20T_L), 223 K(0.20T_L)及176 K(0.17T_L)最大过冷度. 随合金中Ge含量的增大, 小过冷样品的凝固组织发生“α(Cu)枝晶+包晶相ζ→包晶相ζ→ζ枝晶+(e+ζ)二元共晶”的转变. 大过冷样品的凝固组织则发生“碎断α枝晶+包晶相ζ→包晶相ζ→ζ枝晶+ε相”的转变. 对包晶相ζ中Ge含量进行X射线电子能谱分析, 证实深过冷扩展了α枝晶的固溶能力, 从而使ζ相中Ge含量随过冷度的增大而减小. 由包晶相ζ组成的Cu-18.5%Ge合金中由于深过冷抑制了ζ相在晶粒交汇处的成分扩展, ζ相的Ge含量随过冷度的增大而增大.     

落管中Ag60Sb34Cu6三元合金的快速凝固机制

采用落管无容器处理技术实现了直径为60~800 mm的Ag₆₀Sb₃₄Cu₆三元合金液滴的快速凝固, 对其凝固机理进行了理论探索. 随着液滴尺寸的减小, 冷却速率从57 K/s增大至5.8×10⁴ K/s, 最大过冷度达180 K(0.23T_L), 初生ε(Ag₃Sb)枝晶发生了显著细化, 直至形成均匀的等轴晶. 实验结果表明, 深过冷条件使得(ε+ Ag)二相共晶在小液滴中难以生成, 同时初生e相中Ag的固溶度随液滴过冷度的增大显著增大. 根据差热分析与晶体生长形态, 提出了合金液滴在不同过冷度下的两种凝固方式.