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     

三元Sb60Ag20Cu20合金中枝晶与共晶的快速生长

采用深过冷方法实现了三元Sb₆₀Ag₂₀Cu₂₀合金的快速凝固, 最大过冷度达到142 K(0.18T_L). 在40~142 K过冷范围内, 合金凝固组织由(Sb), θ (Cu₂Sb)和 ε (Ag₃Sb)相组成. 深过冷扩大了(Sb)相的固溶度, 从而使其点阵发生膨胀, 点阵参数值增大. 初生(Sb)相存在两种生长方式: 小过冷条件下主要以非小面相枝晶形式生长; 大过冷条件下呈现小面相枝晶生长. (Sb)和θ相的晶体结构差异较大, 使合金熔体到达(θ+Sb)共晶线时不易生成(θ +Sb)二相共晶, 而是形成条状θ 相. θ 和 ε 相具有较强的协同生长趋势, 因此易于形成( ε + θ )二相共晶. 另外, 根据微观组织特征和DSC实验结果确定了合金的快速凝固路径.     

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.     

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.     

高熔体强度聚丙烯的非等温结晶动力学

运用DSC手段研究了高熔体强度聚丙烯的非等温结晶行为，并与普通聚丙烯进行了对比。对所得数据用修正Avrami方程的Jeziorny法进行处理。用Jeziorny法求出的参数Z_c 和n随冷却速率的增加而增加 ,但高熔体强度聚丙烯的Z_c 和n值略大于线性聚丙烯的Z_c 和n。在相同的降温速率下高熔体强度聚丙烯的ΔH_c 比普通聚丙烯的ΔH_c 的小。     

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.     

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.     

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．     

冷却速率对低碳钢线材表面氧化皮微观结构的影响

采用X射线衍射与Mossbauer谱分析相结合，研究了不同冷却速率下低碳钢表面形成氧化皮的微观结构；借助磁力显微镜的抬高模式测量氧化皮的磁畴图，获得了氧化皮内Fe₃O₄的分布形态及冷却速率对其变化的影响.结果表明：快速冷却时氧化皮中Fe₂O₃的含量减少；FeO与Fe₃O₄的比例增大；化学计量的FeO含量和Fe₃O₄的缺陷程度也随冷却速率的变化而变化.氧化皮的相组成和氧化皮内Fe₃O₄的分布形态是影响氧化皮性能的主要因素.     

Ni-5%Sn合金熔体的热物理性质

采用悬浮液滴振荡法和落滴式量热法研究了Ni-5%Sn合金熔体的表面张力和比热. 在1464~1931 K温度范围内测定出其表面张力温度系数为6.43×10^-4 N·m^-1·K^-1, 最大过冷度达237 K. 在1461~1986 K温度范围内测定了焓变随温度的变化关系, 获得其平均比热为43.03 J^-1·K^-1, 最大过冷度达240 K. 根据实验数据进一步导出了黏度、溶质扩散系数、密度、热扩散系数和热导率等相关热物理性质. 在此基础上, 计算了快速凝固过程中a-Ni枝晶中溶质截留与过冷度的关系, 发现理论预测与实验结果相一致.     

含原子团簇的Zr基大块非晶合金熔体能量模型

建立了含有原子团簇的大块非晶合金熔体能量模型, 对Zr-Al-Ni三元系合金进行计算得到了含有原子团簇的Zr-Al-Ni合金熔体自由能和界面能分布, 并分析了原子团簇对于熔体自由能、界面能以及形核率的影响. 计算结果表明, 由于存在Zr²Ni原子团簇, 使Zr-Al-Ni三元系合金在易获得非晶成分范围内的熔体自由能降低和界面能增加, 且改变界面能随合金成分的分布. 对于Zr₆₆Al₈Ni₂₆合金熔体, 原子团簇的存在导致自由能降低0.3~1 kJ/mol, 界面能增加0.016 J/m². 由于熔体的自由能和界面能的改变, 显著降低了过冷熔体的形核率, 最大形核率降低至10⁷ mol^-1•s^-1数量级.     

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.     

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．     

深过冷金属熔体中单晶形成的临界条件

将形核率和晶体生长速度对过冷金属结晶晶粒数的影响用过冷度统一起来，建立了过冷金属结晶晶粒数随金属热力学过冷度变化的理论关系。结果表明：过冷金属的结晶晶粒数随金属热力学过冷度的增大而减小，过冷度增大到一临界值后，过冷金属的结晶晶粒数减小到１；所得到的在过冷金属熔体中形成单晶的理论判据与有关实验结果完全吻合。     

磁场对氧化物熔体中振荡态热毛细对流的抑制作用研究

利用高温熔体实时观察装置观察并研究了外加横向磁场对NaBi(WO₄)₂熔体中振荡态热毛细对流的影响. 当施加60 mt横向磁场时, 振荡态对流的振幅和频率均显著减小, 并且小温度梯度下的振荡态对流在磁场作用下趋于稳定. 这种磁场对振荡态对流的抑制效应可以归结为熔体中运动离子和磁场之间Lorentz力的作用. 对高温氧化物中离子电导率进行了测量, 固体中离子电导率随温度升高而增大, 而熔体的离子电导率约为2.0×10^−4·Ω^−1·cm^−1. 这表明熔体中存在一定数量的带电离子, 外加磁场对这些运动离子施加的Lorentz力使对流有序化, 从而抑制了熔体中的振荡态对流.     

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.     

Cu-Sn合金熔体的结构变化

利用高温熔体黏度仪和自主研制的液态金属磁化率测量仪测量了Cu₆₅Sn₃₅合金熔体的黏度、磁化率随温度的变化规律. 结果表明, 黏度和磁化率随温度的变化曲线均存在不连续点. 经过高温X射线衍射仪研究熔体结构, 发现在物性突变温度处合金熔体的相关半径、配位数也存在明显的变化, 这说明熔体的微观结构存在变化. 经分析认为在突变温度出现了类Cu₆Sn₅相的金属间化合物结构, 从而造成了结构的突变.     

高温高密度氦流体物态方程

用二级轻气炮作为冲击压缩加载手段和多通道瞬态辐射高温计作为主要测量工具, 测量了冲击压缩下氦气(初始温度293 K, 初始压力为0.6, 1.2和5.0 MPa)的Hugoniot曲线和高达15000 K的冲击温度. 发现用Saha方程和Debye- Hückel修正模型计算初始压力为5 MPa的氦气物态方程与实验数据有较好的符合程度. 理论计算的氦气(初始压力P₀ = 5.0 MPa, 初始温度T₀ = 293 K)在低压条件下冲击波速度与粒子速度关系D = C₀ + λu (u<10 km/s, λ = 1.32)与Nellis液氦实验数据拟合的D-u曲线近似平行(λ = 1.36), 这表明氦流体的Hugoniot参数λ不依赖于初始密度ρ₀;当冲击温度约大于18000 K(冲击压缩氦气电离度达到10^-3量级)后, 气氦D-u曲线很快过渡到λ = 1.2另外一条曲线, 达到了压缩氦气的极限值.     

Lp-质心体的反向包含关系与不等式

从L_p-质心体的一个包含关系式ΓKΓpKΓqKΓ_∞K(1≤p≤q≤∞)入手,研究它的反向包含关系,得到：当1≤n≤p≤q≤∞时,(p-1)c_nΓ_∞K(p-1)Γ_pK(q-1)Γ_qK(q-1)c_pΓK,其中c_p,c_n分别表示只与p,n有关的常数.进一步,用L_p-质心体的支撑函数估计了凸体截面体积的上下界.     

基于相场法的不同过冷度冰枝生长形态及速率模拟

针对目前实验与理论研究只给出过冷度0~20K范围内的结冰规律,远低于飞机结冰过冷度范围0~40K的问题,采用适合大过冷度结晶模拟的扩散界面相场方法,并考虑冰枝各向异性和热扰动,重点研究了过冷度20~40K范围内的冰枝生长速度、形貌和尖端半径等特征.通过分析给出了过冷度20K以上的冰枝生长速度规律,发现其斜率显著高于现有0~20K范围的结果.这是由于在过冷度20K左右尖端曲率的增大使热扩散长度出现了非线性的快速减小,从而促进了热扩散,同时尖端曲率的增大使得动力学过冷度明显增加,两者共同导致冰枝生长随过冷度加速增长.通过获得的冰生长速度规律分析飞机表面结冰溢流问题发现,在20K以上过冷度及大水含量条件下,结冰溢流距离对水含量十分敏感,在上述条件下结冰速度快和强溢流的异常结冰特征可能同时出现.