声悬浮和强激光耦合作用下三元Al-Cu-Si 合金的快速凝固

在声悬浮和强激光加热相结合的条件下, 实现了三元Al-27%Cu-5.3%Si 合金的无容器快速凝固, 最大过冷度达到195 K (0.24 TL), 冷却速率为76 K/s. 金相分析表明, 凝固组织由(Al+θ+Si)三元共晶和(Al+ θ)二相共晶组成. 在声悬浮条件下, (Al+θ+Si)三元共晶显著细化,(Al+θ)二相共晶的组织形态丰富. 在试样表层区域, 表面振荡促进3 个共晶相的大量形核, 声流有效提高了凝固过程的冷却速率, 三元共晶的晶粒尺寸显著减小. 随着合金试样温度的升高,悬浮间距和谐振间距均不断增大, 且悬浮间距总是大于谐振间距. 在声辐射压的作用下, 试样变形为中心内凹的饼状, 变形程度随声压的提高而不断增大, 最大半径比为6.64, 对应最大悬浮声压为1.8×10⁴ Pa.     

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.     

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.     

声悬浮条件下Bi-Ga过偏晶合金的液相分离

采用声悬浮方法实现了Bi-58.5%Ga(原子分数)过偏晶合金的无容器熔化和凝固. 在常规慢速冷却条件下, 由于重力作用, 合金发生严重的宏观偏析, 第二相(Ga)呈明显向上的Stokes运动特征. 而在声悬浮条件下, 合金中第二相(Ga)基本呈均匀弥散分布, Stokes上升运动受到明显抑制. 分析表明, 偏晶合金熔体在声悬浮场中受声场的作用上下振荡, 这可以使第二相液滴周围产生微观定常流场. 这种流场形成的压力能够影响第二相液滴的形状, 从而减小第二相液滴向上的Stokes运动速度.     

快速凝固Co-Sn合金的组织形态与电学特性

采用单辊实验技术研究了 Co-Sn 二元合金的急冷快速凝固行为, 并通过将金属熔体热传导方程和Navier-Stokes方程相耦合, 理论计算了液态合金的冷却速率. 实验发现, Co-20%Sn亚共晶合金的初生αCo 相的生长形态对冷速变化十分敏感, 低冷速下在合金条带中部会形成一定厚度的柱状αCo 枝晶区. 随着冷速的增大, 柱状晶区减小并逐渐趋于消失, 凝固组织以均匀细小的αCo等轴晶和分布于其间的γCo₃Sn 相为特征. Co-34.2%Sn共晶合金形成了全部的不规则共晶组织. 随着冷速的增大, 一方面两种合金组织明显细化, 均匀性显著提高; 另一方面晶体缺陷数量增多, 对自由电子的散射作用增强, 从而导致电阻率的显著增大. 晶界散射系数r→1, 可使用M-S模型对快速凝固Co-Sn合金的电导特性进行理论计算.     

Fe-7.5%Mo-16.5%Si三元包共晶合金的凝固组织与相组成

采用差示扫描热分析方法和落管无容器处理技术研究了Fe-7.5%Mo-16.5%Si 三元包共晶合金的凝固过程. 初生相R被确定为Fe₅Mo₃Si₂, 包共晶相为τ₁(Fe₅MoSi₄) 和Fe₃Si相. 实验结果表明, 当液滴直径大于400 μm时, 凝固组织由残余初生相、包共晶相和三相共晶组成; 当液滴直径小于400 μm时, 三相共晶生长被抑制.     

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.     

超塑变形中相界滑移的扩散-溶解层控制模型

采用扫描电子显微镜（SEM）对Zn-Al合金超塑变形时的相界滑移进行了观察，并深入研究了Zn粉和Al粉压制烧结中Zn和Al相界间的扩散行为，实验结果表明，Zn粉和Al粉通过扩散烧结可形成共析组织，两者间的扩散行为是Kirkendall效应的一种显现，即Zn能溶入Al中而Al却几乎不能溶入Zn，在扩散烧结过程中形成的共析组织是由Zn和Al相界间形成的扩散溶解层α′在冷却过程中转变而来。最后在实验结果的基础上提出了一种Zn-5Al共晶合金的超塑性变形模型：Zn-5Al共晶合金的超塑变形机制是α和β相界面滑移，而α和β相界间形成的扩散－溶解层α′对相界滑移起控制作用，含缺陷的不饱和的扩散－溶解层α′与β相结合较弱容易滑移，而当扩散－溶解层α′变厚并达到动态饱和时则不利于滑移的进行。     

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     

高频声场作用下Pb-Sb过共晶合金凝固过程研究

研究了15 kHz高频声场作用下Pb-16%Sb过共晶合金的凝固过程, 发现高频声场促进晶体形核从而减小了合金熔体的过冷度. 理论分析表明, 超声空化效应和熔体受迫振动是降低合金过冷能力的主要因素. 对比不同声强下的凝固组织发现, 随着声强的升高, 初生(Sb)相的宏观偏析逐渐被抑制, 并且其生长方式从小平面相生长转变为类似粗糙界面的分枝生长, 同时Pb-Sb二元共晶组织明显粗化, 当声强超过1.6 W/cm²时, 共晶生长形态由层片共晶转变为不规则共晶. 高频声场还改变了凝固界面前沿的溶质分布规律, 使得初生(Sb)相中的Pb含量随声强的升高而逐渐减小.     

半固态镁合金流变凝固方式及凝固组织

利用光学显微镜、扫描电子显微镜及能谱仪观察分析了压缩形变AZ91D合金半固态等温处理后的流变凝固组织及凝固方式. 结果表明, 半固态合金凝固过程中, 当原始固相晶粒较多时, 初晶α相的生长以依附生长方式为主; 当浆料中液相相对较多时, 初晶α相以树枝晶方式生长; 半固态共晶转变时, 既存在离异生长方式, 也存在共生生长方式, 主要取决于初晶α的生长方式; 纯共晶成分液相凝固时主要以共生生长的层片状方式进行; 晶内小液池凝固时, α相以依附生长方式生长, 共晶转变以离异共晶加少量棒状方式生长.     

定向凝固Al2O3／Al—4.5Cu复合材料的弯曲性能与断裂特征

采用定向凝固的方法研究了Al2 O3/AL_4 5Cu复合材料的力学性能的变化规律 ,实验结果表明 :随着定向凝固冷却速率的提高 ,Al2 O3/Al 4 5Cu复合材料的抗弯强度和塑性提高 ,与搅拌铸造Al2 O3/Al 4 5Cu复合材料相比 ,当定向凝固速度达到 70 0 μm/s时 ,其抗弯强度提高 6 6 % ,断裂应变提高 135% .另外 ,在相同定向凝固条件下Al2 O3/Al 4 5Cu复合材料与Al_4 5Cu合金相比较 ,其抗弯强度均得到明显改善 ,而断裂应变则降低 .搅拌铸造Al2 O3/Al 4 5Cu复合材料表现为沿晶断裂 ,而定向凝固Al2 O3/Al 4 5Cu复合材料表现为韧性断裂 ,随着定向凝固速率的提高 ,其断裂面上韧窝数量明显增加 .     

Ce基大块非晶合金在纳米压人过程中的变形行为

利用纳米压入技术研究了Ce基大块非晶合金的变形行为,以及加载速率对塑性变形行为的影响规律.结果表明,Ce基大块非晶合金在纳米压入过程中表现出的变形行为与其他体系大块非晶有显著差别.Ce60Al15Cu10Ni15合金在低加载速率下为连续的塑性变形,在高加载速率下表现出显著的锯齿流变特征;而Ce65Al10Cu10Ni10Nb5合金,在所研究的加载速率范围内均为连续的塑性变形．但是,这两种合金都出现了室温蠕变现象．另外,探讨了Ce基大块非晶合金的反常塑性变形行为的产生机理．     

Si-TaSi2共晶自生复合场发射材料的组织与性能

采用电子束悬浮区熔(EBFZM)技术制备了Si-TaSi₂共晶自生复合场发射材料, 并系统地对比了Czochralski(CZ)和EBFZM两种不同晶体生长技术所得到的Si-TaSi₂共晶自生复合材料的定向凝固组织特征和场发射性能. 研究表明, EBFZM法由于较高的凝固速率和较高的温度梯度, 使凝固组织明显得到细化, 也就是与CZ法制备的TaSi₂纤维相比, EBFZM技术制备的TaSi₂纤维的直径和纤维平均间距减小, 面密度和体积分数增大. 因此改善了Si-TaSi₂共晶自生复合材料的场发射性能, 表现为较好的场发射均匀性和更平直的F-N曲线.     

高能球磨制取非晶合金粉末

自从非晶态合金问世以来,人们一直试图寻找一种生产大块非晶态合金的有效方法,但进展不大。目前制取非晶态合金的最常用工艺仍是快速冷凝。为了抑制结晶相的形成,熔融合金必须以10~4～10~(12)℃/s的速率冷却,才能凝固成非晶态合金。对冷却速率和散热条件如此苛刻     

生产梯度材料的双流浇注连续铸造方法

提出了一种双流浇注连续铸造的方法 ,用来生产合金成分随铸件截面连续梯度变化的结构材料 .该方法与传统连续铸造不同的是从两个中间包中同时浇注不同成分的两种金属液体 ,通过确保浇注时的物质和热量的稳态传输和结晶区的顺序凝固来实现铸件截面的成分连续梯度分布 .采用双流浇注半连续铸造方式对Al Si和Al Cu合金系进行了Al/AlSi,AlSi/Al和AlCu/Al3个系列的初步实验 ,通过调整铸造工艺参数 ,得到了合金成分随铸件截面连续梯度变化的合金 .试样的洛氏硬度、显微组织和成分分布有较好的对应关系 .该方法工艺过程简单 ,生产成本较低 ,有较好的开发前景 ,为解决材料在服役环境中不同部位要求不同性能这类问题提供了新的途径 ,为合金设计开辟了广阔的空间 .     

生产梯度材料的双流浇注连续铸造方法

提出了一种双流浇注连续铸造的方法 ,用来生产合金成分随铸件截面连续梯度变化的结构材料 .该方法与传统连续铸造不同的是从两个中间包中同时浇注不同成分的两种金属液体 ,通过确保浇注时的物质和热量的稳态传输和结晶区的顺序凝固来实现铸件截面的成分连续梯度分布 .采用双流浇注半连续铸造方式对Al Si和Al Cu合金系进行了Al/AlSi,AlSi/Al和AlCu/Al3个系列的初步实验 ,通过调整铸造工艺参数 ,得到了合金成分随铸件截面连续梯度变化的合金 .试样的洛氏硬度、显微组织和成分分布有较好的对应关系 .该方法工艺过程简单 ,生产成本较低 ,有较好的开发前景 ,为解决材料在服役环境中不同部位要求不同性能这类问题提供了新的途径 ,为合金设计开辟了广阔的空间 .