K439B高温合金薄壁机匣试验件熔模精铸缺陷预测与工艺优化研究

本文针对800℃可焊K439B铸造高温合金机匣试验件,采用ProCAST软件,利用基于Darcy定律发展的宏微观耦合缩孔、缩松模型对试验件熔模铸造的充型、凝固过程中的温度场和固相分数进行了数值模拟。结果表明,壁厚较薄铸件底部在凝固过程中存在孤立液相区,从而形成缩松、缩孔缺陷。进一步通过添加补缩浇道设计了新的工艺方案,模拟结果表明,采用8根补缩浇道的方案可消除缩松和缩孔缺陷。采用该优化方案,进行了机匣试验件实际浇注,获得了冶金质量良好的铸件。

单辊法制备非晶合金中的传热与熔体流动数值模拟

基于耦合的二维Ｎａｖｉｅｒ－Ｓｔｏｋｅｓ动量方程和热传导方程建立了单辊法制备非晶合金中的传热和熔体流体动力学模型．利用ＳＩＭＰＬＥ差分算法计算了熔池内的温度场和速度场．获得了不同辊速条件下熔体的平均冷却速度．与红外热像法测得的Ｆｅ７８Ｓｉ９Ｂ１２Ｍｏ非晶合金的冷却速度相比，数值模拟得到的冷却速度在熔池大部分范围内与实验结果接近．在熔池的左右边界，由于界面换热系数难以准确预测。

液态反应法制备TiC_p增强铸造Fe-Cr-Ni基复合材料

研究了利用液态反应法制备的TiC颗粒（TiCo）增强铸造Fe-Cr-Ni基复合材料的显微结构和力学性能．该复合材料主要由γ基体和均匀分布的尺寸为1-5μm的球状或多面体状TiCp组成γ／TiCp界面洁净，两相靠近界面的区域内均存在高密度位错（Ti十C）加入量（质量分数）为3％-6％时复合材料的常温和高温拉伸性能比基体合金明显提高，其拉伸断口在800℃时仍能保持韧性断裂特征.

原位反应TiC颗粒增强铸造Fe-Cr-Ni基复合材料的抗氧化性能研究

研究了用原位反应法制备的ＴｉＣ颗粒增强铸造Ｆｅ－２６Ｃｒ－１４Ｎｉ基复合材料在１０００℃和１２００℃下的抗氧化性能。结果表明，ＴｉＣ的存在使复合材料在氧化初期具有短路扩散效应，其氧化动力学曲线符合对数增长规律；氧化膜由棱角多面体状的Ｃｒ２Ｏ３组成，在１０００℃下，复合材料具有理想的氧化膜结构和优良的抗氧化性；温度再提高，氧化物尺寸增大，氧化膜致密度降低；在１２００℃下，复合材料抗氧化性与基体合金相近。

颗粒TiC增强铸造Fe－Cr－Ni基复合材料的制备工艺和显微组织

用液态反应合成法制备了颗状ＴｉＣ增强铸造Ｆｅ－２８Ｃｒ－１２Ｎｉ基复合材料，探讨了工艺参数对显微组织的影响。结果表明，该复合材料由０．２～５μｍ的多面体形ＴｉＣ颗粒和α－Ｆｅ基体组成，ＴｉＣ分布均匀弥散，无连接现象。预制体中Ｔｉ和Ｃ的比例和加入时的温度越高，形成ＴｉＣ的可能性越大，ＴｉＣ颗粒尺寸越小，均匀性越好。冷却速度不仅影响ＴｉＣ的尺寸大小和分布，而且也影响其形核长大过程。

氮对0.3C-26Cr-8Ni耐热钢组织与性能的影响

采用酸碱滴定法分析0．3C-26Cr-8Ni钢中铸态和1250℃高温拉伸后的固溶氮量和化含氮量,探讨了氮的存在形式与钢的拉伸性能的关系。结果表明,铸态和高温拉伸后氮大部分以化合态形式存在,高温拉伸中,随氯化物的析出使氮固溶量降低。随着氮加入量的增加．合金室温延伸率下降．但室温强度和高温强度、高温延伸率均呈先上升后下降的规律。

快凝Nd-Fe-B厚带的制备与组织结构

采用单辊快凝法取代传统的铸锭法制备出了厚度为0.1～0.4mm的NdFeB厚带.通过对制备快凝厚带过程中不同的工艺参数的探索,获得了工艺参数、带片厚度及显微组织间的关系.结果表明:制备0.25～0.35mm厚带的最佳工艺参数为:辊轮转速在10m/s左右,喷射压力0.08～0.10MPa,辊嘴间距(2±0.5)mm.当带片厚度为0.3mm时,带片中以Nd2Fe14B相为主,沿着(410)方向Nd2Fe14B含量比例较大;其显微结构主要是Nd2Fe14B片状晶,富Nd薄层相之间的间距约为5 μm.带片厚度为0.4mm时,厚带试样中α-Fe含量明显大于Nd2Fe14B含量,并且择优取向变成了(008).厚度0.1mm的厚带的显微结构中是细小的急冷等轴晶,厚度0.4mm的厚带中有较大区域的等轴晶.

定向凝固条件下K对Al-Si共晶合金的变质作用

介绍了定向凝固条件下K对Al-Si共晶合金固液界面稳定性、共晶Si形态尺寸及其生长动力学的影响,探讨了提高Al-Si合金机械性能的途径和K的变质机理。指出:(1)在强变质元素和一定凝固条件下,共晶Si由片状变为纤维状,并有向粒状转变的趋势。(2)K在Si晶体中和固液界面前沿的富集,封锁了孪晶生长台阶,降低了界面稳定性,使α相领先于共晶Si形核生长并促进Si产生孪晶分枝。

机械合金化法制备Cu-Ti-Zr基非晶合金

采用机械合金化法成功制备Cu40Ti60-xZrx(x=0,10,30,50)非晶合金.研究Cu-Ti-Zr合金粉末由晶态向非晶态转变过程中的组织结构变化,探讨非晶合金的形成机制,以及非晶合金的热稳定性和晶化产物.结果表明,非晶合金直接从初始元素得到,在反应过程中没有金属间化合物出现,非晶化过程可以由间隙扩散模型来解释.Cu40TixZry非晶粉末的DSC分析表明,随着Ti含量的降低和Zr含量的升高,非晶粉末的晶化温度Tx逐渐升高,对非晶粉末在相应的Tx温度附近退火15min后发现,Cu40Ti30Zr30合金没有析出相,Cu40Ti10Zr50析出了Zr2Cu,Cu4Ti和少量的一些未知相.

硼-锰-铌低合金白口铸铁机械性能及耐磨性试验研究

本文利用正交设计法研究了硼系低合金白口铸铁中各添加元素对机械性能和耐磨性的影响,选定了合金的最佳成分范围。试验结果表明,该铸铁的性能已接近高铬铸铁,是一种廉价的优质耐磨材料。

K对Al-Si合金的变质作用机理探讨

本文通过考察K在Al-Si合金结晶过程中的各种现象,探讨了K的变质作用机理。结果表明:K在Si晶体生长表面的吸附,一方面阻碍了Si晶体的形核和生长,同时又能促使其产生高次孪晶,使Si晶体的生长形态发生改变。另一方面还促进了α-Al相的形核和生长,使共晶生长领先相由共晶Si转变为α-Al相。

钨丝增强ZrTiCuNiBeNb金属玻璃基复合材料界面

采用渗流铸造工艺制备了钨丝增强ZrTiCuNiBeNb金属玻璃基复合材料,利用X射线衍射、扫描电镜、电子探针以及NanoIndenterⅡ纳米显微力学探针考察了复合材料的界面结构以及界面微区力学性能。结果表明:钨丝增强ZrTiCuNiBeNb金属玻璃基复合材料界面仅由单纯的界面溶解和扩散形成,并未发生界面反应,该界面应属于金属基复合材料的Ⅱ类界面;并且溶解和扩散的存在使界面微区的硬度和弹性模量高于基体,界面结合较强,没有沿界面的裂纹扩展。

钨丝/Zr基金属玻璃复合材料的界面反应与扩散

采用渗流铸造工艺制备了钨丝增强不同Nb含量的Zr基金属玻璃复合材料,利用X-Ray衍射、扫描电镜以及电子探针考察了复合材料界面反应和界面扩散情况,研究了基体合金中的Nb含量对复合材料界面反应和界面扩散的影响。结果表明:对Zr55Al10Ni5Cu30基复合材料,渗流时,钨丝与液相中的Zr发生界面包晶反应,生成W5Zr3界面相,并使界面位置向液相方向移动。在Zr55Al10Ni5Cu30合金的基础上添加Nb,发现Nb优先在钨丝界面偏聚,降低了Zr在钨丝界面的偏聚和活度,抑制钨丝与液相中的Zr包晶反应的发生,没有生成W5Zr3界面相,界面处只存在简单的扩散层。同时发现Zr元素在钨丝中的扩散系数降低,此时界面位置向钨丝方向移动。

金属快速凝固的非平衡超急速传热模型

运用非Fburier传热理论建立了金属快速凝固过程中的非平衡传热理论模型,包括非Fourier方程的建立、传热与相变模拟.模拟计算表明: (1)在溅射激冷条件下,界面换热系数越大,界面冷却速度和移动速度也越高.在界面换热系数相同时,计算得到的界面冷却速度随着固-液界面高度的提高呈现先上升而后下降的变化趋势;计算得到的冷却速度值明显小于Fourier定律的计算值. (2)在激光加热条件下,计算的界面移动速度在凝固开始时先急剧增加,然后渐趋平稳.计算还表明,金属的过热度及过冷度与其热物性相关.

非经典结晶理论和液态多组元化学短程序问题

以非经典结晶形核理论和过冷液态或非晶结构的短程序偏聚区为理论引线,重点讨论了界面能,母相内部的短程序偏聚区对形核的影响,由此提出了一些制备纳米晶块体材料的途径,试验结果表明,利用这些方法制备亚μm级以下的超细晶块体铸件,甚至纳米晶块体铸件是完全可能的.

非晶合金Zr_(52.5)Cu_(27)Ni_(5.5)Al_(12)Nb_3中纳米晶的形成及其对压缩力学性能的影响

采用射流铸造法在水冷铜模中制备出成分为Zr52.5Cu30-xNi5.5Al12Nbx(x=0,3)的块体非晶合金。x=0时,样品为完全非晶结构;x=3时,试样的组织为非晶基体上均匀分布着尺度为20nm的富含Zr和Nb的成分偏聚区,同时富集区内镶嵌着尺寸为5nm左右bcc结构的Zr-Nb固溶体纳米颗粒。Zr52.5Cu27Ni5.5Al12Nb3合金的强度较具有完全非晶结构的Zr52.5Cu3027Ni5.5Al12合金有明显的提高:断裂强度由1600MPa增加到1964MPa。非晶基体上析出的纳米颗粒和成分偏聚增加了剪切变形的阻力。同时,基体变形由单滑移(x=0)转变为多滑移(x=3),并且滑移相互交错,避免了由于不均匀形变造成的提前脆断,提高了基体的强度。

原位反应法制备Fe-Cr-Ni/TiC(p)复合材料的组织结构与抗氧化性

利用原位反应法制备了Fe - 2 6Cr- 14Ni+3mass%TiC(p)和Fe - 2 6Cr- 14Ni+6mass%TiC(p)复合材料 .复合材料由平均尺寸为 0 5～ 5 μm的TiC颗粒与γ基体组成 ,TiC中存在α/ 2 [11- 0 ]和α/ 2 [0 1- 1]型高密度位错 ,TiC颗粒与γ相间界面为共格界面 ,二者存在下列位向关系 :(2 - 2 0 ) TiC∥ (0 2 0 ) γ,[0 0 1]TiC‖ [0 0 1]γ.1473K下的抗氧化性实验结果表明 ,TiC颗粒的存在使复合材料的初始氧化阶段具有短路扩散效应 ,两种复合材料的氧化动力学曲线分别符合抛物线和对数增长规律 ,在稳定氧化阶段 ,复合材料比基体合金具有更优良的抗氧化性能 ,氧化膜主要由多面体状Cr2 O3 和FeCr2 O4

Zr基块状非晶的氢损伤与氢致滞后断裂

研究了Zr41.2Ti13.8Ni10Cu12.5Be22.5块状非晶在充氢过程中氢致滞后断裂规律以及氢鼓泡的形核、长大及破裂过程.结果表明,当充氢电流i<20 mA/cm2时,不出现氢损伤(鼓泡及微裂纹),但在恒载荷条件下能发生氢致滞后断裂,其归一化门槛应力强度因子为KIH/KIC=0.63.当i>20 mA/cm2后,无载荷下充氢会产生氢损伤,恒载荷下发生滞后断裂时KIH/KIC从0.63降为0.26.氢鼓泡(直径约为30 nm)形核时的内压pi≈3.6 GPa.随氢的进入,鼓泡不断长大;内压增大至pC≈3.9 GPa时,鼓泡就会解理扩展变成裂纹;但扩展20-30 μm后,内压下降从而止裂.当一定量原子氢进入氢鼓泡后,它又能解理扩展,从而在鼓泡边缘局部解理断口上可以观察到止裂线.

碳、镍、钼对铸造Fe-Cr-Ni合金高温抗拉强度的影响

当碳含量为0．10％～0．70％时，随碳量增加，Fe-Cr-Ni合金1250℃高温抗拉强度显著提高，在碳量大约为0．40％时达到峰值，而后急剧下降。同样，镍为10％和钼为0．3％时，合金1250℃高温强度最大。

二元合金激光快速熔凝过程的非Fourier模型

基于非Fourier定律,建立了脉冲激光加热条件下单相二元合金表面快速重熔和凝固过程的非平衡传热传质模型.并根据碰撞理论和Aziz的连续生长模型处理固/液界面,以解释快速熔凝过程界面动力学的非平衡效应.快速熔凝问题是涉及热质传输的移动界面问题,通过二阶精度的Von Neumann隐式差分格式和界面跟踪方法进行过程模型的数值求解.应用该模型,分析了Al-Cu二元合金的激光表面熔凝过程.结果表明,激光的高能量密度和非平衡界面动力学所引起的熔化过热和凝固过冷对于快速熔凝过程的影响很大.在快速熔凝过程中,界面速度的变化很大,且因基底材料和热流大小而不同.通过计算获得了界面温度、速度、溶质浓度及非平衡分配系数随界面位置的变化.结果显示,在凝固过程中界面速度和界面溶质浓度都存在着很大的波动.