快速凝固Al－TiC自生复合材料的显微组织和力学性能

将常规熔铸工艺与快速凝固技术相结合，成功地制备出Ａｌ－ＴｉＣ自生复合材料．常规熔铸Ａｌ－ＴｉＣ自生复合材料中ＴｉＣ的体积分数为１４．５％，颗粒尺寸为０．２－１．０μｍ，一般呈聚集态分布；与类似工艺条件下的人工复合材料相比，业已表现出较好的综合力学性能．快凝及热挤成型以后，ＴｉＣ的体积分数约为１３．５％，颗粒尺寸减至４０－８０ｎｍ，并弥散分布于晶粒尺寸为０．３０－０．８０μｍ的α－Ａｌ基体上，室温拉伸强度增加了约１００ＭＰａ，表现出良好的高温力学性能．

快速凝固Al－Fe－Ti－C合金的显微结构及退火过程中的相变

研究了快速凝固Ａｌ－Ｆｅ－Ｔｉ－Ｃ合金的显微结构及退火过程中的相变。初始快凝态组织由α－Ａｌ微胞晶组成，在胞晶边界分布着较大并拉长的非晶相；在胞晶内部则为细小弥散的球状亚稳Ａｌ_６Ｒｅ相（底心正交结构），Ｔｉ和Ｃ全部过饱和固溶于α－Ａｌ中。当７７３Ｋ退火５ｈ时，非晶相转变为α_Ｔ－ＡｌＦｅＳｉ相（斜方结构），Ａｌ_６Ｆｅ相部分转变为片状Ａｌ_３Ｆｅ相（底心单斜结构），部分长大但仍保持球状和底心正方结构过饱和固溶于α－Ａｌ基体中的Ｔｉ和Ｃ则以ＴｉＣ形式弥散析出。

快速凝固技术制备颗粒增强铝基复合材料的研究进展

颗粒增强铝基复合材料的快速凝固技术是新近发展起来的一种新型材料复合技术,旨在将复合材料和快速凝固的优势相结合。目前其工艺和材料研究在国际上尚处于初期阶段,已出现的制备方法主要有三类,即快速凝固熔铸、粉末冶金和雾化沉积。着重分析、对比和评价了这些方法的工艺过程和材料制备特点。

快速凝固Al─3．18Ti─0．65C合金中TiC相的形成和分布特征

采用快速凝固技术在Ａｌ─３．１８Ｔｉ─０．６５Ｃ（ｗｔ─％）合金中获得了呈弥散分布的单一ＴｉＣ相颗粒，尺寸为３０─１００ｎｍ，原子组成为ＴｉＣ＿（０．７６）．结合常规和快速凝固组织的分析对比，并以热力学分析为基础。

快速凝固Al94Ti4C2合金的显微组织和相结构分析

研究了快速凝固 Al94Ti4C2 ( at% )合金的显微组织和相结构特征。常规金属型铸态组织由分布于 α- Al基体中的片状 Al3Ti和以团簇形式存在的尺寸为 0 .3～ 1 μm的 Ti5C4 颗粒组成。经快速凝固以后 ,Ti5C4 分散为 2 0～ 40 nm的颗粒 ,接近连续地排列于α- Al晶粒边界 ;而 Al3Ti的形成受到抑制并为一有序 LI2 结构的亚稳相 (～ Al4 Ti)所替代 ,该相的晶格常数为 a0 ≈ 0 .40 4 nm,呈单个颗粒分居于每个 α- Al晶粒内 ,同 α- Al之间保持完全共格关系。以此为基础 ,对凝固过程特别是 Ti5C4

快速凝固Al-RE-Ni非晶合金的显微结构及热稳定性分析

采用旋铸急冷工艺直接在大气环境中获得了具有良好韧性的Al_(87)RE_8Ni_5和Al_(92)RE_4Ni_4(at.-%)非晶合金,并对其显微结构及热稳定性进行了分析。结果表明,当急冷条带的厚度为50—60μm时,Al_(87)RE_8Ni_5条带为单一的非晶结构;而Al_(92)RE_4Ni_4条带包括贴辊面区的非晶结构、中心区的“非晶+微晶”和自由表面区的微晶组织。非晶Al_(87)RE_8Ni_5和Al_(92)RE_4Ni_4中的非晶结构都具有高的热稳定性,过冷液体存在温度区间(T_x-T_g)分别为53和83K;并且其玻璃形成能力参量T_g/T_m分别为0.56和0.59。

快速凝固Al-5Si-0.3Ti合金显微组织层次的研究

本文利用透射电子显微分析技术研究了旋铸急冷Al—5Si—0.3Ti合金的显微组织特征。从晶粒位向关系的角度划分为三个结构层次:第一层次为具有大角度晶界的晶粒;第二层次为并行排列的晶粒(存在大角度位向差);第三层次为具有小角度位向差的胞晶组织和枝晶组织。在这些结构层次的分析基础上,结合旋铸急冷工艺特点对其形成机制进行了探讨。

快速凝固粉末成型技术的现状与展望

本文以传统的粉末冶金工艺为基础,从等离子体溅射到动力紧实详细论述了快速凝固粉末成型技术的工艺特征。参照非晶粉末成型过程中出现的晶化现象,评估了热等静压(HIP)和热挤工艺参数对合金组织和性能的影响,强调了热挤过程中由热机械变形所引起的温度升高的重要性。此外,对动力紧实和温压工艺生产大块非晶合金的发展状况进行了评述。

快速凝固 Al—5Si—1Ti 合金的退火行为

研究了快速凝固的 Al-5Si-1Ti 合金在退火过程中显微组织的变化,对产生这些变化的原因进行了探讨。元素 Ti 对合金组织的稳定性及高度弥散物的形成具有重要作用。该合金具有潜在的保持良好的室温和高温力学性能以及耐磨性能的能力。