于金江[1]2001年在《高梯度定向凝固共晶高温合金的组织与性能》文中进行了进一步梳理本文采用LMC和电子束区熔两种高温度梯度定向凝固装置，研究合金成分及工艺参数对初生相析出行为的影响，优化了自生复合材料的制备工艺。在此基础上开展了以Ni-TaC系共晶合金为代表的定向高温共晶复合材料的研究，借助金相技术、电镜技术、图象处理技术等多种分析测试手段，考察试样的界面形态、组织特征以及共晶共生范围等多方面的凝固特性，建立了凝固过程控制与凝固组织的对应关系。探讨了自生复合材料凝固组织对力学性能的影响以及室温和高温复合材料的断裂机制。 本工作发现，温度梯度在一定程度上能够抑制初生相析出，较低的凝固速率对抑制初生相的析出有利。在LMC高温度梯度定向凝固条件下，凝固速率在7.14μm/s范围内，偏离共晶成分2.9wt.％Ni-Nb亚共晶合金都可制备出片层状共晶自生复合材料。生长速率平方根的倒数与共晶片层间距具有线性对应关系，该系统有λ~2R=83.14μm~3/s关系式。 EBFZM的Ni-Nb近共晶合金在电子枪移动速率为1.67μm/s时，稳态生长阶段可以生长出片层非共晶成分的复合材料，但随着电子枪移动速率的增加，初生相析出，共晶相（Ni(Nb)-Ni_3Nb）由定向到失稳再到发散。 Ni-TaC复合材料中TaC纤维间距与凝固速率的函数关系为λ=8.635R~(-0.5078)，TaC纤维横向面积与凝固速率的函数关系为S=-0.8152R+6.01，TaC纤维体积分数可以在一定范围内随凝固速率而改变。Ni-TaC16复合材料中TaC纤维间距和凝固速率的函数关系为λ=13.18R~(-0.4972)，横向面积与凝固速率的函数关系为S=-0.6597R+5.14，TaC纤维体积分数在一定范围内随凝固速率变化。 Ni-TaC系复合材料中TaC和基体相的界面结构一般为规则的折线状。同时，还发现了不规则的折线界面形貌、波浪线形界面形貌和鱼骨状界面形貌。纤维状的共晶TaC以金字塔方式定向生长，形成规则排列的TaC纤维。共晶TaC横向截面的多样性主要与共晶TaC横向边缘不稳定性和生长速率的各向异性有关。 Ni-TaC16共晶自生复合材料室温拉伸性能，随着纤维体积分数的增加和纤维间距与尺寸的减小而提高。复合材料常温和高温的拉伸断裂模式与基体相的形变强化特性有关。
于金江[2]2001年在《高梯度定向凝固共晶高温合金的组织与性能》文中认为制备共晶自生复合材料的生产效率低、增强相体积分数调节范围小等因素极大地制约了共晶自生复合材料的发展和商业应用。采用 LMC 和电子束区熔两种高温度梯度定向凝固装置,不但提高了自生复合材料的生产效率,而且还扩大了增强相体积分数的调节范围。在 LMC 高温度梯度定向凝固条件下,凝固速率在7.14μm/s 范围内,偏离共晶成分2.9wt%Ni-Nb 亚共晶合金都可制备出片层状共晶自生复合材料。生长速率平方根的倒数与共晶片层间距具有线性对应关系,该系统有λ~2R=83.14μm~3/s 的关系式。Ni-TaC 系共晶自生复合材料中 TaC 纤维体积分数在一定范围内随凝固速率而改变。其中,Ni—TaC16复合材料中 TaC 纤维间距和凝固速率的函数关系为λ=13.18R~(-0.4972),横向面积与凝固速率的函数关系为 S=-0.6597R+5.14。Ni-TaC 系复合材料中 TaC 和基体相的界面结构一般为规则的折线状。同时,还发现了不规则的折线界面形貌、波浪线形界面形貌和鱼骨状界面形貌。纤维状的共晶 TaC 以金字塔方式定向生长,形成规则排列的 TaC 纤维。共晶 TaC 横向边缘不稳定性和生长速率的各向异性决定了共晶 TaC 横向截面的多样性。Ni-TaC16共晶自生复合材料拉伸性能,随着纤维体积分数的增大而显着提高。室温和高温的形变强化特征决定了复合材料常温和高温的拉仲断裂模式。
朱琦[3]2003年在《高梯度定向凝固Cu-Cr自生复合材料的组织与性能》文中研究指明定向凝固Cu-Cr自生复合材料由于具有高强度、高导电性，同时因其在凝固过程中自动形成而避免了人工复合材料中长期存在的界面污染、稳定性差等不足，因而在电气化铁路用电车线材方面有广阔的应用前景。本文就是以电车线的应用为背景，采用Cu-Cr合金作为研究对象，从凝固工艺和凝固机制两个方面，系统地研究了其在定向凝固工艺下的组织形态及其强化元素的析出行为。主要内容和成果有： 1 自行设计了一台双区加热高梯度定向凝固装置。该装置采用了双区加热和液态合金直接冷却技术，再配以合适的辐射挡板，可以提高液固界面处的温度梯度。抽拉系统可以实现较大范围内(0.2—850μm／s)的连续调节，抽拉过程平稳可靠，低速抽拉时无爬行蠕动现象，同时具备液淬功能。 2 揭示了Cu-Cr共晶的生长形态，发现其在共晶生长过程中，共晶体(α+β)依附在α相上生长；Cu-Cr因有较好的共格关系，其共晶形貌按照其结晶结构学特点生长，定向凝固下热流的方向影响不显着。 3 在非平衡凝固条件下，亚共晶Cu-Cr合金凝固组织的一般特征为柱状的初生α晶之间分布着条状的Cu-Cr共晶体，前者主要起导电作用，后者作为强化相，形成共晶纤维强化的自生复合材料。 4 定向凝固条件下，随着凝固速率的增加，无论亚共晶合金或过共晶合金，一次枝晶间距减小，二次枝晶生长得到不同程度的抑制。 5 实验条件下定向凝固Cu-Cr合金的抗拉强度明显高于铸态Cu-Cr合金，扫描电镜(SEM)断口表明定向凝固Cu-Cr合金断口滑移系多于铸态Cu-Cr合金。 6 通过对初生β相(Cr)相析出机制的初步分析和探讨，认为由于熔体局部的溶质和热流波动，初生β相的生长形态有花瓣状或三棱形。由此可见，初生β相在其长大过程中，定向效果不明显，这将影响α相和共晶体的形貌和分布，不利于获得具有纯Cr纤维强化相。
问亚岗[4]2017年在《亚快速定向凝固Fe-Al-Ta叁元合金的组织形成机理》文中指出金属间化合物具有低密度、高熔点、高强度以及优异的抗氧化腐蚀等特点,是一类极具潜力的新型中高温结构材料。金属间化合物既优于高温合金的耐温性,又优于陶瓷材料的韧性与可热加工性,受到材料研究者的广泛关注。在备受关注的金属间化合物种类中,Fe-Al系金属间化合物以其较小的密度、低廉的价格以及优越的性能,使其一度成为中高温结构材料研究的热点。本文采用亚快速定向凝固技术,通过向Fe-Al金属间化合物中添加微量的Ta元素,制备出Fe-Al-Ta共晶自生复合材料。借助先进的分析设备和测试仪器,在较大范围的凝固速率内深入分析亚快速定向凝固的工艺参数对相成分、固液两相界面形态以及凝固组织生长特征等的影响。同时也探讨了Fe-Al-Ta共晶自生复合材料凝固组织与力学性能的关系,分析了共晶合金的表面显微硬度、室温拉伸断口、叁点弯曲断口以及强化机制。通过EDS和XRD分析,真空感应熔炼态(铸态)和定向凝固不同凝固速率下的Fe-Al-Ta共晶自生复合材料均由基体相Fe(Ta,Al)和增强相Fe2Ta(Al)两相组成。在不同凝固速率下Fe-Al-Ta共晶自生复合材料的稳态生长区横截面宏观组织形貌逐渐细化,出现均匀到非均匀的转变。结合稳态生长区的微观纵截面和横截面得出,合金凝固组织形态呈现出由棒状→球状→乱序短棒状的演化规律。且在凝固速率R为90μm/s到600μm/s的范围内,合金的增强相体积分数出现先减后增的变化,当凝固速率为R=150μm/s,合金增强相体积分数最小为36.11%。合金组织的片层(棒状)间距逐渐减小,其关系符合λ=75.99R-0.79,基本满足J-H理论模型。Fe-Al-Ta共晶自生复合材料的固液界面受凝固速率影响较小,主要是胞枝状界面。但随着凝固速率的增大,胞枝状组织分枝出现变化,由规则的一次分枝到多分枝再到不规则的多分枝演变。在不凝固速率下,合金的表面硬度差距较大,且有逐渐增大的趋势。在室温拉伸试验时,真空感应熔炼态Fe-Al-Ta共晶合金和亚快速定向凝固下Fe-Al-Ta共晶合金均表现为脆性断裂。定向凝固Fe-Al-Ta合金中大的Laves强化相体积分数逐渐减小的层片(棒状)间距以及较高的过冷度均有利于共晶合金室温抗拉强度的提高,使得其最大抗拉强度远远高于铸态Fe-Al-Ta共晶合金。由叁点弯曲试验曲线以及宏观断口形貌分析,Fe-Al-Ta共晶合金属于解理断裂。但在高倍显微镜下对试样分析发现,定向凝固条件下Fe-Al-Ta共晶合金的断口有少部分韧窝出现,为Fe-Al-Ta共晶复合材料室温断裂韧性提高做出了贡献。
刘林, 孙德建, 黄太文, 张琰斌, 李亚峰[5]2018年在《高梯度定向凝固技术及其在高温合金制备中的应用》文中提出工业燃机用大型复杂定向或单晶叶片制备的需求,对传统的高速凝固(HRS)定向凝固技术提出了挑战,以液态金属冷却法(LMC)为代表的高梯度定向凝固技术迎来了发展机遇。本文总结分析了高梯度定向凝固技术的工作原理、所制备铸件的组织特点、以及其对凝固缺陷、固溶热处理、力学性能的影响。高梯度定向凝固技术提高了铸件内的温度梯度和冷却速率,因而能够显着减小一次及二次枝晶间距、碳化物、共晶和铸态孔洞尺寸,降低了共晶和铸态孔洞的含量;并降低了热处理过程中固溶孔的含量和元素的残余偏析;该技术还有效抑制雀斑缺陷,提高杂晶形成的临界抽拉速率,减小晶粒取向偏离。高梯度定向凝固技术能够显着提高高温合金的持久性能,但对于单晶合金在高温下提高幅度较小,低周与高周疲劳性能均明显提高,且降低了数据分散度,但在氧化条件下改善幅度减小。
商昭[6]2015年在《高温度梯度定向凝固NiAl-Cr(Mo)合金组织及力学性能》文中认为随着航空航天工业的发展，人们对高温结构材料的使用温度和综合力学性能的要求越来越高。金属间化合物NiAl具有高熔点、低密度、高热导率和优异的抗氧化性等优点，但室温塑性差和高温强度低限制了其实际应用。将定向凝固和复相强化技术结合起来制备NiAl基共晶自生复合材料是提高NiAl合金性能的有效方法。本文采用高温度梯度定向凝固技术，向NiAl合金中添加不同含量的Cr、Mo元素，在NiAl-Cr(Mo)合金共晶到过共晶的大成分范围内深入分析了定向凝固工艺参数对相的生长和选择机理、固/液界面形貌和凝固组织特征等的影响。同时探讨了NiAl-Cr(Mo)合金凝固组织与力学性能的关系，分析了合金的强韧化机理。最终在定向凝固NiAl-Cr(Mo)过共晶合金中制备出含有大体积分数强化相、片层排列规则的全共晶组织，材料的室温断裂韧性和高温拉伸强度均有明显的提高。本文的主要研究结果如下：定向凝固NiAl-xCr-6Mo（x=28、32、36）合金的凝固组织由片层状的NiAl相和Cr(Mo)相组成。在各种定向凝固条件下，NiAl-28Cr-6Mo共晶合金和NiAl-32Cr-6Mo过共晶合金均能够获得全共晶组织；而NiAl-36Cr-6Mo过共晶合金只有在较低的抽拉速率下才能获得全共晶组织，在较高抽拉速率下的凝固组织为Cr(Mo)枝晶+共晶组织。随抽拉速率的提高，由于G/V值减小，且固/液界面前沿Mo元素的富集加剧，共晶两相生长界面失稳。合金固/液界面形貌会经历平界面→胞状界面→树枝状界面的转变，相应的凝固组织也会由平界面共晶向胞状共晶和枝状共晶转变。高温度梯度能提高NiAl-Cr(Mo)合金的平/胞转变速率和扩大共晶耦合生长区范围，有助于在较高的抽拉速率下获得规则全共晶凝固组织。在抽拉速率不太高时，NiAl-32Cr-6Mo过共晶合金在定向凝固初始阶段有Cr(Mo)初生相产生，随着定向凝固的进行，初生相数量逐渐减少直至被完全淘汰，最终获得全共晶组织。但当抽拉速率进一步增大时，枝状共晶相直接形核并长大。在相同的过共晶成分，即Cr+Mo元素总含量相同时，Cr、Mo元素的相对含量显着影响合金的定向凝固组织形态。当Mo元素含量为2%时，平界面合金中出现了一些棒状Cr(Mo)相，且合金的平/胞和胞/枝转变速率均会增大。Mo元素含量的降低，能使合金生长界面前沿富集的Mo元素减少，界面稳定性增强。共晶片层间距λ随抽拉速率V的增大逐渐减小。当温度梯度为250K/cm时，在NiAl-28Cr-6Mo合金中其关系符合λ=4.48V-0.40，而在NiAl-32Cr-6Mo合金中其关系符合λ=4.82V-0.42。这表明J-H模型也适用于NiAl-Cr(Mo)多元共晶合金的胞状和树枝状生长。随偏离共晶成分程度的增大，合金中Cr(Mo)强化相体积分数越来越大。NiAl-28Cr-6Mo共晶合金中Cr(Mo)强化相体积分数约为48.4%，而NiAl-32Cr-6Mo和NiAl-36Cr-6Mo过共晶合金中分别为54.3%和59.1%。当NiAl-Cr(Mo)合金以共晶胞状生长时，胞状组织的形貌随抽拉速率的变化不是线性的。在中间的某个抽拉速率下获得了超细胞状共晶组织。此时的胞间区域很小，胞界处无粗大的短片状组织存在，胞内和胞界处的共晶片层厚度基本一致。计算发现，相对于粗胞状生长时的共晶胞尖端过冷度，此时的胞尖端过冷度最小，界面稳定性最高，合金以浅胞状方式生长。随Cr(Mo)强化相体积分数的增大，定向凝固NiAl-Cr(Mo)合金的室温断裂韧性和高温抗拉强度均逐渐提高。其最高值分别达到了26.15MPa·m1/2和513.8MPa，明显高于目前所有的NiAl-Cr(Mo)系合金。在相同的成分下，平界面共晶组织合金的性能高于粗胞状共晶组织，但生长较好的胞状共晶组织合金的断裂韧性基本与平界面组织合金相当，高温抗拉强度甚至比平界面组织合金要高。这是因为生长良好的胞状共晶合金的胞界结合强度较高，提高了裂纹扩展阻力，同时共晶胞内和胞界的变形较为协调。这突破了胞状共晶合金不适用于共晶自生复合材料的传统观念，同时也提高了实际的工业生产效率。室温时定向凝固NiAl-Cr(Mo)合金表现为脆性伪解理断裂，在试样断面上可见解理面、解理台阶和撕裂棱。裂纹桥接、裂纹偏转、裂纹钝化、裂纹再形核、界面剥离、剪切带韧化和微裂纹连接等韧化机制均不同程度地提高了裂纹扩展阻力，对NiAl-Cr(Mo)共晶复合材料室温断裂韧性的提高作出了贡献。在1000℃时，NiAl-Cr(Mo)合金基本表现为塑性断裂，在断面上可见许多韧窝。细化的共晶片层、大体积分数的Cr(Mo)强化相、共晶两相中固溶的第二相颗粒均有利于提高合金的高温抗拉强度。不同组织形态的合金中界面的结合强度有明显差别，这对合金的高温拉伸性能有显着影响。片层规则的平界面共晶合金中高的界面结合强度是其拉伸强度提高的重要原因。粗胞状共晶合金中尽管片层细化产生了很大的强化效果，但弱的胞界使裂纹易在胞界处萌生和扩展，产生了更大的不利影响，其性能明显下降。得益于良好的胞界结合强度，快速生长时超细胞状共晶合金的高温抗拉强度明显提高。
吴昆[7]2013年在《定向凝固Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料的组织与性能》文中进行了进一步梳理随着国内外航空航天技术的飞速发展，这一领域对高温合金性能要求不断提高，研发新型高温结构材料迫在眉睫。Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料是一种很有发展潜力的高温、高强度、耐蚀新型结构候选材料。金属间化合物Ni_3Si相具有高强度、低密度、优质的高温抗氧化能力、抗腐蚀能力等特点，但研究表明制约金属间化合物Ni_3Si在高温时使用的缺点是Ni_3Si的脆性、低的断裂韧性、及较差的高温抗蠕变性能。因此，开发新的材料复合方式及优化复合工艺是解决金属间化合物脆性问题的有效方法，对于高温复合材料的研究及应用具有重要的理论和实用价值。本文分别采用布里奇曼和电子束区熔定向凝固技术制备了不同凝固速率下的Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料，并对不同凝固速率下所得的Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料试样进行金相显微组织分析、扫描电镜能谱分析、显微硬度测试、XRD物相检测等分析。研究结果表明：定向凝固技术制备Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料，具有规则的层片组织和良好的力学性能；Ni-Ni_3Si共晶由叁相组成，分别是基体Ni相、第二相Ni_3Si和亚稳相Ni_31Si12；随着凝固速率的变化，Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料的层片组织间距与其硬度和塑性呈现出一定的对应规律。比较传统的材料复合方式，采用定向凝固法所制备的共晶复合材料具有多方面的优点，如制备工艺简单、第二相金属间化合物与基体相结合紧密、共晶纤维或层片均匀分布，材料的综合性能优良等。该方法是一种将制备材料与改善性能合二为一的复合材料制备新思路。
潘振亚[8]2015年在《高强高导Cu-Cr-Zr合金组织和性能的研究》文中认为高强高导Cu-Cr-Zr合金广泛应用于集成电路引线框架、高速铁路电气接触线以及航空航天等众多领域。现代工业技术的不断发展,对高强高导铜合金性能的要求也越来越高。这就需要我们及时开发出新的Cu-Cr-Zr合金以及与之配套的加工技术,并深入探讨合金组织的成因与性能变化规律。本文在Cu-0.81Cr-0.12Zr合金(质量百分比,下同)基础上添加微量稀土La和Y元素,采用真空感应熔炼法制备合金铸锭,经均匀化退火后进行热轧,接着进行固溶、冷轧和时效处理,用光学显微镜和扫描电子显微镜分析了各工艺阶段合金的显微组织,用X射线衍射仪分析了试样的相组成,用高分辨透射电子显微镜分析了时效析出相的结构,用数显硬度计测试了显微硬度,用万能力学试验机测试了强度,用微欧计测定了导电率。同时采用快速凝固单辊旋铸法制备了合金薄带试样,获得了完全过饱和固溶体合金,测试了时效处理前后试样的显微硬度和导电率。此外还采用液态金属冷却定向凝固法制备了Cu-0.81Cr合金棒状试样,考察了合金的组织以及力学与电学性能。主要研究结论如下:Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y铸锭的相组成不因稀土的加入而改变,均包含Cu、Cr和Cu5Zr叁相,其中大部分Cr相以Cr+Cu共晶形态或颗粒状分布于Cu的晶界处,少量Cr颗粒分布于Cu基体内部,Cu5Zr则仅存在于Cu晶界处,但稀土元素的加入可以明显细化铸锭组织。Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y铸锭在1193 K温度下均匀化退火60分钟后热轧,再于1223 K温度下固溶处理60分钟后冷却至室温进行冷轧,详细考察了不同轧比冷变形合金在系列温度时效不同时间后的性能,发现在冷变形60%、773 K时效处理60分钟优化工艺处理后的试样,其显微硬度达186 HV,导电率达81%IACS。对上述合金进一步施以40%的冷变形,再于723 K时效30分钟,显微硬度提高至203 HV,导电率提升至81.9%IACS,此时的抗拉强度和延伸率分别达604 MPa和8.5%。经过60%冷轧加工的Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y合金以20 K/min的速率连续加热时,分别于653 K-698 K和743 K-823 K发生沉淀相的集中析出和基体Cu的再结晶。冷轧态Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y合金微应变值高于纯铜,其XRD图谱中(111)Cu衍射峰强度随着时效温度的升高而不断降低,(220)Cu衍射峰强度则不断增大。Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y合金在时效过程中析出体心立方的Cr相和面心立方的Cu5Zr相。在最佳综合性能处,部分析出相仍与基体保持共格关系,其中Cr析出相与Cu基体之间呈现Nishiyama-Wassermann位向关系:(111)Cu//(110)Cr;[01_1]Cu//[001]Cr;[2_11] Cu // [1_10] Cr。快速凝固Cu-0.81Cr-0.12Zr-0.05La-0.05Y合金为完全过饱和固溶体,合金在以20 K/min的速率连续加热时,反映过饱和固溶体脱溶和析出相形成的放热峰开始于655 K,结束于688 K。快淬条带在773 K时效15分钟后具有最好的综合性能:显微硬度达215 HV,导电率为77.6%IACS。该显微硬度比60%冷变形后再行时效的合金还高出29 HV,表明快淬时效比常规固溶时效具有更好的强化效果。定向凝固Cu-0.81Cr自生复合材料组织由定向排列的α-Cu枝(胞)晶和分布在其晶界上的Cu+Cr共晶增强体组成。共晶组织中的两相虽然仍为非定向性排列,但定向凝固组织中共晶体沿初生ɑ-Cu晶界纵向分布仍显着提高了定向凝固合金的强度、塑性和导电性。提高定向凝固时的温度梯度,使组织细化,在试样纵向的连续性得到改善,试样的力学和导电性能均提高。但提高抽拉速度,试样强度和导电率均是先升后降,而塑性则先降后升。
崔春娟[9]2005年在《Si-TaSi_2共晶自生复合场发射材料的组织与性能》文中认为当前场致发射材料研究的热点主要有半导体硅、金刚石薄膜以及碳纳米管等。Si-TaSi2共晶自生复合材料作为半导体金属共晶材料(SME)之一,具有较低的功函数、良好的电传输特性和自生肖特基结等特点,被认为是具有良好的应用前景的场发射材料之一。本文采用电子束区熔(EBFZM)定向凝固技术制备Si-TaSi2共晶自生复合场发射材料。借助金相技术、电镜技术、图象处理技术等多种分析测试手段,考察了Si-TaSi2共晶定向凝固组织演化规律和Si-TaSi2共晶自生复合材料的场发射性能。 首先研究了不同的凝固速率下制得的Si-TaSi2自生复合材料的凝固组织特征,随着凝固速率的增大,组织明显得到细化:TaSi2纤维的直径d变小,纤维间距λ变小,与此同时面密度Nr增大,体积分数V%增大;采用波谱分析和金相分析的方法对共晶体中相的组成进行了研究:在透射电镜上进行选区电子衍射,明确了Si基体和TaSi2纤维之间的位相关系为【011】Si//[0001】TaSi2。(022)Si//(012 0)TaSi2;采用零功率法固定试样凝固过程中的固液界面,得到了固液界面的演化规律,即随着凝固速率的增大,固液界面经历从平界面→胞状界面→平界面的演化过程。并对小平面相/非小平面相的共生动力学和TaSi2相的小平面-非小平面转变机理进行了研究。 依据选择性刻蚀原理,探索了Si基尖锥形TaSi2场发射阵列的制作工艺,并测试了样品的场发射性能,初步明确了材料性能、凝固组织、工艺参数之间的关系。
何其武[10]2006年在《定向凝固Cu-Cr亚共晶合金初始过渡区组织演化和相选择》文中指出材料的性能决定于材料的组织,而凝固的最终组织与初始非稳态过程有着密切的历史相关性。初始过渡区对后续凝固组织的完整性及其变化有着十分重要的影响。本文以广泛应用的Cu-Cr自生复合材料为应用背景,以制备Cu—Cr自生复合材料的定向凝固制备方法为基础,研究其制备过程中出现的初始凝固问题。一方面,考察了试样初始过渡区非稳态组织的演变、共晶生长、界面形态及组织特征等多方面的凝固特性,并结合相图对各相的形成特点作以探讨;另一方面,在此基础上考察了稳态组织变化及相形核特征,以此与非稳态初始过渡区转变作以对比;同时,也研究了初生相和共晶相的竞争生长机制。 本文在现有的关于Cu—Cr亚共晶合金定向凝固技术的研究基础上,考察了不同抽拉速率阶段的初始过渡区组织转变特点,结果表明:Cu—Cr亚共晶合金定向凝固初始过渡区的典型组织转变经历如下叁个过程:初生α相阶段→完全的共晶组织(α+β)阶段→“初生相+共晶组织”的混合组织阶段(枝晶调整阶段)。并且不同的速率阶段的初始过渡区转变特点有所不同。随着抽拉速率的增加,初始过渡区组织由中速时首先析出单相α、再凝固出全部共晶组织的两个过渡生长阶段,演化为高速时只有单相α生长的单一过渡生长阶段(低速下组织演化与高速时相同)。本文通过理论分析认为:一方面,共晶系合金在定向凝固时由于受到初生领先相析出的影响,导致共晶生长失稳。并推导出偏离共晶点的亚共晶系合金的失稳临界速率V_1;另一方面,初生相生长也容易失稳,产生共晶相。在低速抽拉时,初生α相易在C_i=C_E处失稳;而在抽拉速率较高时,初生α相易在C_i<C_E处失稳。
参考文献：
[1]. 高梯度定向凝固共晶高温合金的组织与性能[D]. 于金江. 西北工业大学. 2001
[2]. 高梯度定向凝固共晶高温合金的组织与性能[J]. 于金江. 材料导报. 2001
[3]. 高梯度定向凝固Cu-Cr自生复合材料的组织与性能[D]. 朱琦. 西北工业大学. 2003
[4]. 亚快速定向凝固Fe-Al-Ta叁元合金的组织形成机理[D]. 问亚岗. 西安建筑科技大学. 2017
[5]. 高梯度定向凝固技术及其在高温合金制备中的应用[J]. 刘林, 孙德建, 黄太文, 张琰斌, 李亚峰. 金属学报. 2018
[6]. 高温度梯度定向凝固NiAl-Cr(Mo)合金组织及力学性能[D]. 商昭. 西北工业大学. 2015
[7]. 定向凝固Ni-Ni_3Si共晶自生复合材料的组织与性能[D]. 吴昆. 西安建筑科技大学. 2013
[8]. 高强高导Cu-Cr-Zr合金组织和性能的研究[D]. 潘振亚. 上海交通大学. 2015
[9]. Si-TaSi_2共晶自生复合场发射材料的组织与性能[D]. 崔春娟. 西北工业大学. 2005
[10]. 定向凝固Cu-Cr亚共晶合金初始过渡区组织演化和相选择[D]. 何其武. 西北工业大学. 2006