热型连铸工艺制备Cu—Cr合金的研究

用热型连铸工艺制备的Cu-Cr合金丝具有纤维链状自生复合的显微结构。即定向凝固后Cu—Cr合金中Cr主要分布在胞（枝）状Cu晶体之间,在整体上沿着凝固方向呈纤维链状排列,形成基体相与增强相均匀相间生长的自生复合组织;从Cu—Cr合金拉伸断裂两端形貌看,断口组织细化并出现大量的韧窝,是典型的韧性断口．     

Cr和Yb复合添加对2519A铝合金组织和力学性能的影响

采用力学性能测试、金相﹑扫描电镜及透射电镜等手段研究复合添加Cr和Yb元素对2519A合金显微组织及力学性能的影响。研究结果表明:添加稀土元素Yb,能细化合金的时效强化相,提高合金力学性能。未溶于基体的Yb元素与Cu和Al元素主要形成AlCuYb金属间化合物,并沿晶界分布。复合添加Cr和Yb元素,与单独添加Yb元素的合金相比,Cr元素的加入改变了稀土元素的分布状态,合金在结晶过程中沿晶界形成的富稀土相明显减少,使更多的Yb元素固溶到基体中,从而更有效地细化合金的时效强化相,提高合金的力学性能,使合金室温抗拉强度由490.5MPa提高至508.9MPa。     

NiAl-Cr(Mo)基共晶合金显微组织与力学性能的研究

通过在NiAl-Cr(Mo)合金中添加Ti、Hf 、Nb、W难熔金属研究其铸态合金、经热处理后和定向凝固合金的显微组织和力学性能.研究结果表明,铸态合金中存在4个相,即NiAl 相,α-Cr固溶体,Cr2Nb相和 Ni2Al(Ti,Hf) 相,其高温强度得到提高,在1100℃的屈服强度是467MPa,室温压缩塑性是17.87% ;经处理后的铸态合金和定向凝固合金中无Cr2Nb相,转变为富含Hf的(Hf,Ti,Nb)相;定性凝固合金的屈服强度优于铸态合金,其断裂韧性比铸态合金提高31%.     

Al-La合金不连续枝晶组织形成机理

在Al-La合金的自由凝固试样中,发现Al-35%La合金组织形貌的特殊性,其先结晶相Al11La3枝晶沿主干方向成分是不连续的. 为验证这种组织存在的真实性,采用定向凝固方法制备了不同冷却速度下的Al-35%La合金试样,结果显示出定向凝固Al-35%La合金中Al11La3枝晶沿主干方向成分是不连续的. 在此基础上,分析了化学成分与凝固速度对Al-La合金组织的影响,并初步探讨了这种不连续枝晶的形成机理.     

对22CrMoH连铸坯微观组织及合金元素影响的数值模拟

利用移动边界法得到22CrMoH连铸坯凝固过程中的温度场,在此基础上采用元胞自动机--有限元(CAFE)法对22CrMoH齿轮钢连铸坯的微观组织进行数值模拟,模拟结果与实际样品微观组织形貌基本吻合;探讨了Cr、Mo、Si和Mn等合金元素含量对铸坯微观组织的影响趋势.结果表明,在该钢号规定的范围内,适当提高Si、Mn元素含量能够提高等轴晶比例,使晶粒数目增加,晶粒平均半径减小;Mo含量的提高能够明显增加形核数量;适当减少Cr含量有助于提高等轴晶的比例,但对晶粒数目和尺寸影响较小.对22CrMoH钢中合金元素进行优化调整结果显示,连铸坯凝固组织得到了明显改善,等轴晶的比例提高近1倍,晶粒数目提高了19.96%,晶粒平均半径减小9.20%.     

Nd-Fe-B包晶合金的定向凝固组织及相选择

对Nd11.76Fe82.36B5.88包晶成分和Nd13.5Fe79.75B6.75过包晶成分合金进行了高梯度定向凝固和激光快速定向凝固实验,研究了Nd-Fe-B合金组织形成及相选择与凝固参量(温度梯度G,生长速度V,合金成分C0)之间的对应关系.针对包晶相为无固溶度的化学计量比结构的Nd-Fe-B合金体系,讨论计算了合金定向凝固过程γ-Fe及包晶T1相的界面温度随生长速率的变化,获得了Nd-Fe-B合金定向凝固相/组织选择图,确定了合金凝固中各相及生长形态转化的条件.Bridgman定向凝固实验中,随着抽拉速率的增加,T1相由平面/小平面向枝晶形貌转变;Nd13.5Fe79.75B6.75合金的激光实验中,凝固速率由4.4~5.0mm/s时,领先析出的组织由γ-Fe枝晶转变为T1相枝晶.实验结果与理论计算给出的相/组织选择图吻合较好.     

Nd-Fe-B 包晶合金的定向凝固组织及相选择

对 Nd11.76Fe82.3B5.88包晶成分和 Nd13.5Fe79.75B6.75过包晶成分合金进行了高梯度定向凝固和激光快速定向凝固实验,研究了 Nd-Fe-B 合金组织形成及相选择与凝固参量(温度梯度 G,生长速度 V,合金成分 C0)之间的对应关系.针对包晶相为无固溶度的化学计量比结构的 Nd-Fe-B 合金体系,讨论计算了合金定向凝固过程γ-Fe及包晶T1相的界面温度随生长速率的变化,获得了 Nd-Fe-B 合金定向凝固相/组织选择图,确定了合金凝固中各相及生长形态转化的条件.Bridgman定向凝固实验中,随着抽拉速率的增加,T1相由平面/小平面向枝晶形貌转变;Nd13.5Fe79.75B6 75合金的激光实验中,凝固速率由4.4～5.0 mm/s时,领先析出的组织由γ-Fe 枝晶转变为 T1 相枝晶.实验结果与理论计算给出的相/组织选择图吻合较好.     

Cr元素对Al-Ni合金凝固组织及显微硬度的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射分析(XRD)和硬度测试等手段研究Cr元素对Al-Ni合金的相组成、凝固组织及显微硬度的影响。结果表明,AlNi2.5Crx合金凝固组织主要为α(Al)相和共晶组织Al-Al_3Ni;Cr的添加细化了合金凝固组织,当Cr的原子分数为0.2%时,α(Al)细化效果最佳,当Cr的原子分数为0.3%时,Al_3Ni细化效果最佳;随着Cr含量的增加,合金硬度得到提高,当Cr的原子分数为0.5%时,合金硬度达到最大值51.2HV,这是固溶强化、细晶强化和晶格畸变共同作用的结果。     

Mg-xZn-Y合金显微组织、力学性能与导热性能研究

研究了Zn含量以及定向凝固拉伸速度对Mg-Zn-Y合金显微组织、力学性能和导热性能的影响。结果表明,Mg-x Zn-Y(x=1,3,5%)合金组织主要由α-Mg相与Mg3Zn6Y相组成。随着随着Zn含量的增多,晶粒细化;定向凝固使组织由等轴晶或树枝晶向柱状晶转变,随着拉伸速度的增大,柱状晶宽度变窄。铸态合金的室温力学性能随着Zn含量的增加而增大,定向凝固合金的室温力学性能随着拉伸速度的增大而增大,当拉伸速度为100 um/s时,抗拉强度达到了260.2 MPa,相比于铸态合金,提高了44.1%;伸长率达到了14.46%,相比于铸态合金,提高了61.7%.铸态合金的热导率随着Zn含量的增加而减小,定向凝固合金的热导率随着拉伸速度的增大而减小,但是,相比于铸态合金,定向凝固合金的热导率均有所提高。     

Ni-Cu合金定向凝固海藻状生长形态的相场法模拟

利用微观组织相场法数值模拟技术,对Ni-Cu二元合金在温度梯度G=20K/cm条件下定向凝固的界面形态演化过程进行模拟仿真.基于均匀网格的有限差分法,采用C语言编制定向凝固晶体生长的相场法数值模拟程序,研究计算参数对凝固组织的影响,探讨定向凝固过程晶体的生长机制.研究结果表明:低的温度梯度条件下,初始平界面一旦失稳,快速形成胞状组织,在随后的演化过程中,侧向分支大量繁殖、尖端分裂,形成海藻状生长形态.因此,低温度梯度下二元合金定向凝固界面形态的转化形式为:平面状向胞状转变,最后转变为海藻状.     

Multi-GPU加速的二元合金定向凝固三维相场模型

基于三维相场模型,使用MPI+CUDA异构协同并行技术,在GPU集群上建立三维合金定向凝固的MultiGPU计算模型,实现了Al-Cu二元合金三维定向凝固的模拟.再现了Al-Cu二元合金三维定向凝固的过程,以及不同取向晶粒间的竞争生长现象.通过与传统CPU串行计算模型相比较,验证了Multi-GPU计算模型的计算效率和加速效果.实现了二元合金定向凝固的加速模拟计算,其加速比最大可达57.7.     

定向凝固对一种高强度铸造镍基高温合金的组织和性能的影响

研究了定向凝固对一种高强度铸造镍基高温合金的组织和性能的影响,发现合金的低倍和显微组织与定向凝固速度以及凝固后的冷却速度密切有关。定向凝固可大幅度地提高合金的塑性、热疲劳性能和中温持久性能,使瞬时拉伸及高温持久性能也有显著改善。中温(～760℃)持久寿命的提高主要是由于蠕变第二阶段的延长,而高温(～980℃)持久寿命的提高主要是由于蠕变第三阶段延长的结果。通过定向凝固改善高强度铸造镍基高温合金的高温机械性能的主要原因是消除了垂直于应力轴的横向晶界;另一个原因是获得[001]方向择优生长的柱状晶。高温固溶热处理可降低第二阶段的蠕变速度,延长蠕变第二阶段,从而进一步大幅度提高中温持久寿命,这主要是由于冷却析出的细小γ′相代替了铸态粗大γ′相的缘故。定向凝固及高温固溶热处理可提高合金的中温(～760℃)持久寿命和延伸率达3-4倍、热疲劳性能达5倍左右。消除了横向晶界的定向凝固合金中,初生MC是蠕变裂纹及热疲劳裂纹的策源地,预计降低合金的碳含量从而减少MC数量将进一步改善合金的高温机械性能。     

熔体预结晶状态对Al-20% Si合金中初生Si相的影响

通过将Al-30%Si高温熔体与已开始结晶的Al-10%Si熔体相混合,并在不同过热条件下凝固,研究过共晶Al-20%Si熔体的预结晶状态对合金凝固组织的影响.结果表明:改变了合金预结晶状态的混合熔体可以获得分布均匀、尺寸小于40μm的初生Si,且过热处理可以进一步细化初生Si相.分析表明,将900℃的Al-30%Si熔体与580℃的Al-10%Si熔体混合可使Al-20%Si混合熔体的温度大幅降低至670℃,远低于两熔体混合前温度的平均值740℃,从而增大了合金液在凝固时的过冷度,细化初生Si相.过热混合熔体时,由于熔体微区仍存在成分和温度的不均匀性,使初生Si尺寸进一步减小.     

团球γ+(Fe,Mn)3C/γ体钢基自生复合材料的组织与性能

采用 Ca- Si合金变质处理钢液 ,通过影响钢液中 C、Mn等合金元素的偏析和相的生成 ,控制钢液凝固组织 ,在铸态下获得团球状共晶体增强奥氏体钢基自生复合材料 (EAMC) .该材料利用硬质相团球状 γ (Fe,Mn) 3 C共晶体强化高韧性奥氏体基体 ,充分发挥基体、增强相的特性和两者的强韧性耦合 ,获得了优异的力学性能和耐磨性 .试验表明 ,在中、低载干磨损条件下 ,EAMC具有比奥氏体中锰钢优异的耐磨性能 .     

时效过程中Cu-17Zn-0.4Cr合金

文章通过抗拉强度、电阻的测定以及观察显微组织的方式,对Cu-17Zn-0.4Cr合金进行研究.结果表明,低温条件下,该合金过饱和固溶体分解过程时,加工强化对其强度起主要作用,高温时,沉淀强化是主要控制因素;同时,Zn始终起到固溶强化的作用,细小、弥散的Cr析出相使Cu-17Zn-0.4Cr合金具有较高的强度.     

Cu-70%Sn 合金定向凝固中包晶相的生长

利用定向凝固方法,对 Cu-70%Sn 合金中包晶η相的生长行为进行了研究.结果表明,包晶η相生长的主要机制为包晶转变,而非包晶反应.在定向凝固中停止抽拉不同时间,发现不同的凝固温度及时间对相尺度及含量有较大影响,其中停止抽拉1 h的定向凝固组织中包晶η相的厚度△x与凝固温度T的关系满足In△x=6.5-1673/T;而包晶η相的厚度与时间的平方根呈线性关系,并随凝固温度的升高,合金扩散系数增大,包晶η相的厚度与时间的平方根关系发生偏离.     

Cu-70％Sn合金定向凝固中包晶相的生长

利用定向凝固方法,对Cu-70%Sn合金中包晶η相的生长行为进行了研究.结果表明,包晶η相生长的主要机制为包晶转变,而非包晶反应.在定向凝固中停止抽拉不同时间,发现不同的凝固温度及时间对相尺度及含量有较大影响,其中停止抽拉1h的定向凝固组织中包晶η相的厚度?x与凝固温度T的关系满足:ln?x=6.5?1673/T;而包晶η相的厚度与时间的平方根呈线性关系,并随凝固温度的升高,合金扩散系数增大,包晶η相的厚度与时间的平方根关系发生偏离.     

亚快速凝固枝胞的转变

采用区域熔化定向凝固技术,研究了冷速在26～130K/s范围内Ni—5％Cu合金的组织转变过程。试验结果表明:在温度梯度1300K/cm情况下,生长速度在500～700μm/s区间上,结晶形貌发生枝胞转变。温度梯度对亚快速凝固组织影响很大。晶体生长方向影响结晶形态选择。     

激光区熔定向凝固Al2O3/YAG/ZrO2共晶自生复合陶瓷的显微组织与断裂韧性

采用激光区熔定向凝固技术制备Al2O3/YAG/ZrO2共晶自生复合陶瓷,研究其在超高温度梯度、不同激光工艺条件下的快速凝固组织特征及其相互影响,并对其力学性能以及增韧机制进行了分析. 研究结果表明:(1)激光区熔定向凝固Al2O3/YAG/ZrO2共晶由α-Al2O3、YAG以及ZrO2三相组成,不存在其他相以及相间晶团. 各相均匀连续分布,耦合生长,呈网状结构,是典型的快速凝固层片状非规则共晶组织. (2)在一定的激光功率密度下,共晶间距随扫描速度的增大急剧减小,最小间距仅为0.2～0.3 μm. (3)Y2O3在ZrO2中具有一定的固溶度,固溶程度不同时,ZrO2呈现不同的形貌. (4)定向凝固Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的硬度高达18.67 Gpa,室温断裂韧性为8.0 Mpa·m1/2. 第三组元ZrO2的加入、相的小尺寸效应以及裂纹分叉是韧性增强的主要原因.     

铜镁、铜锡合金接触线的制备及组织性能研究

通过上引连续铸造—连续挤压法制备了铜镁、铜锡两种合金接触线.结果表明,镁、锡元素的添加均能显著提高接触线的强度,并保证较高的导电率,镁元素的强化效果更为显著.此外,通过连续挤压扩展变形显著改善了铜镁、铜锡合金接触线的铸态组织,获得超细晶粒.主要原因在于上引铸杆在连续挤压过程中处于高压高温的状态,铸态晶粒完全破碎,动态再结晶发生完全.