自由落体条件下快速偏晶凝固

在落管自由落体条件下实现了Fe-48.8 % Sn 偏晶、Fe-40 % Sn 亚偏晶和Fe-58 % Sn 过偏晶合金的快速凝固. 对于直径范围在100 ~ 1000 μm 的Fe-48.8%Sn, Fe-40% Sn 和Fe-58% Sn 合金液滴, 最大过冷度分别为270, 282 和288 K. 液滴直径较小时, Fe-48.8% Sn 偏晶合金的微观结构呈现出均匀弥散分布的组织,当液滴中分散相直径为6 μm, 过冷度为30 K 时, Marangoni 迁移速率比Stokes运动速率快37 倍. 对于Fe-40% Sn 亚偏晶, 当液滴直径从1000 减小为100 μm时,其生长形态从柱状α-Fe 枝晶分布在富Sn 相基底上转变为α-Fe 颗粒分布在富Sn相基底上, α-Fe 枝晶的生长速度从0.45 增大到4.65 m/s. 对于Fe-58.8% Sn 过偏晶合金, 初生相α-Fe 枝晶的晶粒尺寸随过冷度的增加显著减小.     

液态金属Α1凝固过程中团簇结构的尺寸分布及幻数特性

采用分子动力学方法,对含有100000个Al原子的液态金属系统在快凝过程中团簇结构的形成及幻数特性进行了模拟研究,采用原子团类型指数法(CTIM)描述了各种类型的团簇结构组态.模拟结果显示:在凝固过程中,二十面体原子团(120120)及其组合在微观结构转变中起着最重要的作用;由不同数目基本原子团的不同组合所形成的不同层次的团簇结构,其尺寸分布具有明显的幻数序列,依次为13(13),19(21),26~28(27),32~33(32),39~40,43~44,48,······等(括号内为液态时的对应值),它们分别依次与由1,2,3,4,5,6,7,······个基本原子团的不同组合所形成的该层次的团簇数的峰值位置相对应.本幻数序列与Harris,Echt及Schriver等人的实验结果相符.     

液态金属A1凝固过程中团簇结构的尺寸分布及幻数特性

采用分子动力学方法, 对含有100000个Al原子的液态金属系统在快凝过程中团簇结构的形成及幻数特性进行了模拟研究, 采用原子团类型指数法(CTIM)描述了各种类型的团簇结构组态. 模拟结果显示: 在凝固过程中, 二十面体原子团(12 0 12 0)及其组合在微观结构转变中起着最重要的作用; 由不同数目基本原子团的不同组合所形成的不同层次的团簇结构, 其尺寸分布具有明显的幻数序列, 依次为13(13), 19(21), 26~28(27), 32~33(32), 39~40, 43~44, 48, …… 等(括号内为液态时的对应值), 它们分别依次与由1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, ……个基本原子团的不同组合所形成的该层次的团簇数的峰值位置相对应. 本幻数序列与Harris, Echt 及Schriver 等人的实验结果相符.     

银凝固过程中亚临界晶核和晶体团簇的分子动力学模拟

用分子动力学模拟方法研究了冷却速度对银最终构型的影响规律．通过分析银的径向分布函数、HA键对和最大晶体团簇中的原子数，确定出了银凝固后形成非晶的冷却速度．在此基础上，研究了周期性边界条件下银在凝固过程中亚临界晶核和晶体团簇的平衡结构．结果表明：在一定的冷却速度范围内，银熔体凝固后得到的组织是晶体团簇与非晶的混合体，最大晶体团簇尺寸随冷速的增加而减小，当冷速达到一个临界值时，晶体团簇完全消失．银熔体在凝固过程中的晶体团簇及结晶后的晶体是由面心立方和密排六方构成的层状偏聚结构．该层状偏聚结构起源于熔体中的晶胚，在形核阶段就已经生成，并非在生长阶段才开始产生．     

电脉冲作用下Al-22％Si合金的价电子理论研究

基于固体与分子经验电子理论（EET）,计算了Al—22％Si合金熔体相价电子结构参数,研究了铝硅合金熔体基元键络对温度（能量）变化的敏感性及其对组织形态的影响．结果表明,低过热铝硅合金熔体中n4值较大的Si-Si团簇为过共晶铝硅合金初生硅形核提供了核心,对其周围的Al—Si团簇产生强烈的“类拖曳”效应;熔体温度的变化较明显地影响了该核心键络的稳定性,从而影响了组织形态;脉冲电场作用于合金熔体后,不可恢复地改变了Si-Si团簇键络稳定性,从而对合金凝固组织形态起到变质作用,施加电脉冲的能量越高,Si—Si团簇越不稳定,电脉冲孕育效果越显著．     

深过冷Ni-Mo合金中Ni枝晶的快速生长

采用落管技术实现了Ni-39.3%Mo和Ni-45%Mo亚共晶合金与Ni-47.7%Mo共晶合金在不同过冷条件下的无容器快速凝固. Ni-39.3%Mo合金在深过冷条件下形成了初生Ni枝晶和共晶组织. 随着过冷度的增加, Ni枝晶发生组织细化, 枝晶间的间距L_g显著减小. Ni-45%Mo亚共晶合金中的初生Ni枝晶, 随着过冷度的增大由粗大的枝晶向等轴晶转变. 当过冷度小于43 K时, 液滴中形成许多碎断的Ni枝晶. 当过冷度在43~113 K之间时, 凝固时间小于枝晶熔断时间, Ni枝晶不再发生熔断, 形成呈辐射状的粗大枝晶. 当过冷度大于113 K时, 液滴中形成等轴晶, Ni固溶体与NiMo金属间化合物两相分离生长. Ni-47.7%Mo共晶合金凝固组织随着过冷度的增加由层片共晶组织向不规则共晶组织转变. 理论分析表明, 深过冷Ni-39.3%Mo, Ni-45%Mo和Ni-47.7%Mo熔体中, Ni枝晶的生长随着过冷度的变化发生了溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变, 发生转变所需的过冷度ΔT_ct分别为66.6, 81.9和85.0 K. 随着合金中Ni含量的增高, Ni枝晶的生长发生动力学转变所需的温度T_ct逐渐降低.     

镍金属中氢掺杂的电子结构

利用第一性原理数值方法,研究了掺H, H⁺和H^-面心立方Ni的电子结构. 在所用的两个团簇模型中,H作为间隙原子（或离子）分别占据八面体和四面体中心. 计算表明,前者被优先占据. H, H⁺和H-仅与第一近邻Ni原子形成化学键,键间由于电子转移彼此差别较小.团簇掺H⁺时不足的电子和掺H-时多出的电子基本上由较远的Ni原子提供和吸收. 掺杂大大减弱了其第一近邻原子间的相互作用,却只稍稍改变第一近邻、第二近邻间的相互作用. 这是H掺杂局域作用的表现,与氢脆密切相关.     

Al-Ni非晶合金的原子堆垛结构及密度的第一性原理分子动力学模拟

在Al基非晶合金中，Al-Ni系的非晶形成能力（GFA）相比其他系列较佳，但是目前对Al—Ni二元合金系的原子排列、玻璃转变和堆垛密度与成分之间的内在联系，至今还未形成系统的认识．本文利用第一性原理分子动力学（AIMD）模拟方法对AlxNi100-x（x=80，83，85，86，87，90）二元非晶合金的原子堆垛结构和密度进行了研究．双体分布函数和Voronoi多面体分析表明，在该非晶合金系中存在明显的拓扑和化学短程有序，拓扑短程序主要是由以Al原子为中心的类似二十面体结构和以Ni原子为中心的三棱体覆盖三个半八面体（TTP）结构组成．在该合金系非晶中A-与Ni原子间存在强烈的化学交互作用，Al—Ni原子对键长小于原子半径和，化学有序随着Ni含量的增加呈现增加的趋势．AIMD计算结果表明，当x=85时，合金的堆垛密度出现了峰值，偏离了直线规律．综合结构特征和密度特征，从理论上推断，当Al含量为84％～86％时，合金的非晶形成能力较好，可以推广至多元合金体系．     

共晶Co79.5Sn20.5合金的液态结构及其液固相关性

利用高温液态X射线衍射仪研究了共晶Co79.5Sn20.5合金熔体的液态结构. 研究表明, 对Co79.5Sn20.5合金熔体而言, 从1350℃至1150℃的温度范围内, 组成该熔体的原子团簇结构稳定, 熔体有序度随着温度降低有所提高. 同时利用“纳米晶粒模型”研究了该合金的液固相关性, 指出该合金熔体是由b Co3Sn2原子团簇和b Co原子团簇2种短程有序结构组成, 其液态结构和固态结构具有很好的一致性.     

反复重熔母合金铸锭对Zr-Al-Ni-Cu-Ag金属玻璃中析出二十面体相稳定性影响

示差扫描量热法(DSC)分析结果表明, 反复重熔母合金铸锭提高了Zr⁶⁵Al^7.5Ni¹⁰Cu^12.5Ag⁵金属玻璃晶化时析出的二十面体相(I-相)的稳定性. 晶化过程的Kissinger分析结果表明I-相析出和其分解的激活能都增大. I-相的稳定性的提高是由于金属玻璃中的短程序尺寸减小和短程序分布的均匀化, 使得合金元素的重组变得更为困难. 短程序尺寸的减小源于反复重熔后母合金铸锭后凝固组织的明显细化.     

Zr基大块非晶合金在不同温度下的拉伸和压缩性能

研究了Zr₄₁Ti₁₄Cu_12.5Ni₁₀Be_22.5大块非晶合金的力学性能. 用Gleeble-3200热模拟机在过冷液相区内的345和375℃两个温度下进行了压缩试验, 发现减小压缩速率和提高温度对压缩变形的影响基本相似; 用Instron万能材料试验机测试了合金的室温和低温拉伸性能. 在低温下合金的拉伸强度随试验温度的降低而下降. 硬度测试结果显示, 在玻璃转变温度以下, 硬度随热处理温度升高和退火时间的延长而降低; 在玻璃转变温度以上退火, 硬度提高.     

Aln (n = 3, 4, 6, 13, 19)团簇的结构稳定性与形态演化

采用第一原理赝势平面波方法, 计算了不同结构形态Al_n (n = 3, 4, 6, 13, 19)团簇的几何与电子结构, 通过结合能与HOMO-LUMO能隙表征和分析了其结构稳定性, 采用线性同步转变 (LST)方法考察了其不同结构形态间的演化与转 变. 结果表明: Al₃, Al₄, Al₆, Al₁₃和Al₁₉团簇的稳定结构形态分别为三角形、 菱形、八面体、二十面体、双二十面体. Al₃, Al₄与Al₁₃团簇不存在亚稳结构. Al6与Al19团簇存在亚稳结构, 其结构形态分别为平行四边形与八面体. Al₆团簇亚稳结构与稳定结构的能级差大、转变能垒低, 结构转变容易, 亚稳结构稳定性差. 而Al₁₉团簇亚稳结构与稳定结构的能级差小、转变能垒高, 结构演化不易, 因而实验和理论模拟中能观察到其亚稳结构形态——正八面体的存在.     

脉冲电场作用下合金熔体原子团簇尺度变化模型

应用电偶极子理论,模拟了过热合金熔体在脉冲电场作用下团簇附近电场强度分布,得出在脉冲电场及电偶极子电场耦合场强作用下,由于电迁移速度不同,致使原子团簇附近溶剂、溶质淤积,进而使小尺度团簇有可能通过重构而长大;应用静电感应原理,计算了团簇半体受力情况,得出大尺度原子团簇半体受到耦合电场力较强,团簇稳定性减弱．研究表明,熔体内原子团簇在脉冲电场作用下其尺度有均一化趋势,即某一尺度原子团簇占优．     

Au-Cu系的合金相特征原子排列晶体学

本文指出合金相结构的描述取决于所采用的结构单元序列．在系统合金科学（SSA）的合金相特征原子排列晶体学中,合金相的结构是采用对称要素序列和特征原子序列相结合的方式来描述,称之为合金相的特征原子排列结构．它除了能显示结构的对称性之外,还可以给出格点上的特征原子种类以及合金相微观不均匀性．每个特征原子都有其自身的特性：近邻原子组态,势能,体积和电子结构等．合金相的微观不均匀性可以通过特征原子的浓度分布和短程有序参数分布来描述．同时本文对合金相的电子结构和合金相中特征原子的电子结构之间的差异也作了讨论．     

定向凝固下共晶合金中相的竞争生长

通过讨论定向凝固下共晶合金中各相的凝固界面温度, 获得了共晶组织凝固的速率区间. 分析了有初生相下不同凝固速率中共晶凝固组织对应的固相成分, 给出了共晶合金出现共晶晕圈组织和同时存在α 相、β 相和(α+β)共晶三者竞争生长的凝固条件. 对Sn-Pb和Al-Si共晶合金的计算结果表明, Sn-Pb共晶合金定向凝固下不存在α相、β相和(α+β)共晶三者同时竞争生长的凝固组织, 也不存在共晶晕圈组织, 但Al-Si共晶合金中这两类组织都有可能存在, 数值计算结果与实验结果基本吻合.     

多元合金枝晶生长形态转变及显微偏析的相场法研究

采用多元合金相场模型及耦合真实热力学参数，对Ni-Al-Nb三元单相合金在不同过冷度及不同成分条件下的枝晶生长形态转化及显微偏析进行了研究．结果表明：在成分相同改变过冷度以及过冷度相同改变Nb含量两种条件下，随着无量纲过冷度U（U=△T／△T0，其中△T为过冷度，△T0为结晶温度间隔）的增大，两种条件下均出现枝晶形态由典型枝晶形态向球状晶形态转化，而枝晶显微偏析程度在两种条件下均呈现为先增大后减小的规律．     

单个微米级SnAgCu金属微滴的大冷速快速热分析研究

利用最新开发的快速热分析技术,对Sn-3.0Ag-0.5Cu（wt%）合金微米尺度单个微滴的凝固过冷度进行了研究.该技术可以实现对单个金属微滴的高速加热和冷却处理,其加热或冷却速率可达到1×10^2～1×10^4K/s.由于单个金属凝固微滴在不同加热和冷却过程中始终保持为球状,基本上保证了颗粒的几何形状的稳定性,使得同一实验条件下微滴尺寸的影响因素可以剔除,初步解决了长期以来困扰快速凝固领域金属微滴凝固尺寸和冷却速率2个因素相互影响的问题,使得研究冷却速度和微滴尺寸对快速微滴凝固过程的独立影响成为可能.同时,本研究成功实现了大冷速条件下的金属微滴过冷度的原位检测,有别于以往仅靠理论计算估计快速凝固过冷度的研究.研究结果发现,随冷却速率的提高,微滴凝固的过冷度会随之增大.本实验条件下的最大原位过冷度可以达到116.9K,当冷却速度达到2×10^3K/s以上时,凝固过冷度会发生突变,但冷速一直提高到1×10^4K/s时,过冷度的提高幅度均不大,意味着仅靠冷却速率的提高无法获得大过冷的凝固条件.     

超声凝固条件下二元Al-12.6%Si共晶合金的组织演变机制研究

在三维高强超声场中实现了二元Al-12.6%Si共晶合金的动态凝固过程,探索了其组织演变机制.结果表明,静态凝固条件下形成典型的共晶组织,其中(Si)相呈不规则薄片状,而α(Al)相为枝晶状.三维超声作用下,空化引起熔体过冷和声流改变温度场和溶质场的分布特征,使两共晶相独立形核,从而形成离异共晶组织.超声的高频振动效应增加了(Si)相的孪晶生长几率,导致大量交错孪晶(Si)相产生.由于超声降低了两相之间的界面能,共晶组织平行生长取向程度升高,同时其显微硬度显著提高.     

熔体过热对Sn—Bi40合金熔体结构转变及凝固组织的影响

以Sn－40wt％Bi合金为研究对象,探索了其在不同温度下恒温过程熔体电阻率随时间的变化规律,以及不同熔体状态与凝固行为及组织的关系．结果显示：在一定的临界温度以上,熔体保温相应时间后电阻率发生异常变化,提示熔体发生了结构变化;且随过热温度的提高,熔体结构转变所需“孕育期”愈短,转变速度愈快．凝固实验表明,一定过热度及相应保温时间所引起的熔体结构状态不同,导致凝固过冷度增大、晶粒明显细化且形态也发生改变．进一步的探索还表明,对应特定保温时间,凝固过冷度在一定的熔体过热温度下出现最大值．对上述现象的作用机理进行了简要的分析讨论．     

金属微滴快速凝固的过冷度研究

建立了金属微滴快速凝固过冷度的数学模型, 分析了金属微滴快速凝固过冷度的影响因素, 并定义参数ζ = σ,_SL³/(T_LΔH²)为微滴凝固过冷度变化的影响因子. 研究结果表明, 金属微滴快速凝固的过冷度大小随着凝固条件不同而变 化, 并主要是由于影响因子随条件不同发生改变所致, 影响因子越大, 可获得的相对过冷度也就越大. 快速凝固微滴的固液界面能、结晶潜热等参数会随微滴凝固条件的变化而发生改变.