Ni_(50)Al_(50)合金的液固转变及晶体生长过程的分子动力学模拟

采用分子动力学模拟技术研究了液态Ni50 Al50 合金在不同冷速下的凝固特点 ,模拟采用EAM作用势 ,计算了不同温度 ,不同冷速下Ni50 Al50 的偶分布函数。结果表明EAM作用势能很好地描述液态Ni50 Al50 的无序结构 ,在快速凝固条件下 ,液态Ni50 Al50 形成非晶 ,当冷速较慢时 ,液态Ni50 Al50 形成晶体 ,分析了不同冷速下体系的相变热力学及相变动力学特点。最后采用液固两层构型法 ,清楚地观察到Ni50 Al50 晶体生长的全过程。

微量硼和铌对铸造Ni_(50)Al_(20)Fe_(30)合金组织及性能的影响

研究了微量硼和 2 % Nb对铸造 Ni5 0 Al2 0 Fe30 合金组织及性能的影响。结果表明 :微量硼的加入可以改善 Ni5 0 Al2 0 Fe30 合金的强度与塑性 ,最佳硼含量为 0 .0 2 %～ 0 .0 5 % ;此外 ,微量硼的加入影响该合金的共晶区 ,从而明显改变合金的微观组织形态。在硼含量为 0 .0 2 %时 ,该合金主要处于 β相 (Ni Al)与 γ相的共晶区 ,这对合金的室温塑性极为有利。添加 2 % Nb可明显提高该合金的压缩屈服强度并改善塑性。在室温、6 5 0℃和 10 0 0℃ ,该合金的压缩屈服强度分别提高 30 %、5 9%和 36 %

机械合金化制备Zr_(50)Al_(15)Ni_(10)Cu_(25)非晶合金粉末的非晶化机制

用Zr,Al,Ni和Cu的元素粉末,采用机械合金化的方法在转速为400 r/min、球料质量比20:1的条件下制备具有非晶结构的Zr50Al15 Ni10Cu25粉末,研究其非晶化机制。用X射线衍和扫描电镜分析粉末的结构、晶粒尺寸和形貌。结果表明:在球磨8 h后可使Zr50Al15 Ni10Cu25混合粉末非晶化,晶粒尺寸约80 nm;球磨过程中并没有出现任何过饱和固溶体或者中间合金相,非晶化过程是由于球磨过程中球磨罐和磨球对粉末的不断冲击、剪切、摩擦和挤压,使混合粉末中的晶粒极度细化而直接转变为非晶态颗粒,得到非晶粉末。

热压致密化块体纳米晶Ag50Ni50合金的显微组织

采用机械合金化 ,随后在 6 2 0℃ ,5 8MPa下热压制备了致密的块体亚稳态纳米晶Ag5 0Ni5 0合金 ,用X射线衍射仪、扫描电镜和透射电镜研究了其组织结构。晶格常数的精确测定结果表明 ,球磨 2 0 0h后Ag在Ni中固溶度为 4.96 %± 0 .2 1%(摩尔分数 ) ,Ni在Ag中固溶度为 0 .84%± 0 .30 %(摩尔分数 ) ,热压以后仍具有过饱和固溶度 ,Ag在Ni中为0 .45 %± 0 .11%(摩尔分数 ) ,在相近温度下稳定化处理后进一步脱溶。6 0 0～ 70 0℃时Ag在Ni中固溶度为 (0 .2 1～ 0 .2 4) %± 0 .11%(摩尔分数 ) ,Ni在Ag中固溶度小于 0 .1%(摩尔分数 )。机械合金化粉末的晶粒度约为 6nm ,热压后长大至 40～ 6 0nm ,退火后又长大至 10 0～ 110nm。

纳米晶二元双相Ag_(50)Ni_(50)合金的制备及其显微组织

用X射线衍射方法研究了球磨驱动制备Ag50 Ni50 (摩尔比 )合金粉末的机械合金化过程。研究结果表明 ,Ag50 Ni50 的混合粉末能形成有一定固溶度和纳米级晶粒的α Ag和 β Ni两相混合粉末。球磨后的粉末在6 2 0℃热压后 ,尽管两相的颗粒都有所长大 ,但仍然保持纳米尺度。热压块体化的Ag50 Ni50 合金密度很高 ,经6 0 0℃ ,2 4h退火处理后 ,其α Ag和 β Ni相颗粒均成倍长大。显微组织结果表明合金中存在微米级网状α Ag相 。

定向凝固Ti-50Al合金组织演化及其片层取向控制

对Ti-50Al(原子分数,%)合金在较宽的生长速率范围内进行定向凝固实验,研究了生长速率对固/液界面形态、微观组织演化及片层结构形成的影响.发现合金在1—5μm/s的速率范围内均以α胞晶单相生长,最终形成全片层结构;当生长速率达到10μm/s时,在初始凝固的较长距离内为α胞晶单相生长,随着凝固的进行,胞晶间溶质逐渐富集,晶间出现从液相析出的γ相,最终不能形成全片层结构;当生长速率大于15μm/s时,合金以α枝晶生长,枝晶间也出现γ相.对各生长速率下形成的片层结构取向的分析表明,片层结构取向与定向凝固启动界面处铸态晶粒的取向的历史有关.根据上述规律,以Ti-50Al合金为籽晶和主体合金,选择确保α单相凝固的生长速率8μm/s,进行片层取向控制,最终获得取向与生长方向一致的全片层结构.

液相还原法制备纳米晶Ag-50Ni合金的研究

采用液相还原法,随后在620℃、58MPa下经真空热压,制备了纳米晶Ag-50Ni块体合金,并通过X射线衍射(XRD)仪、扫描电镜(SEM/EDX)和透射电镜(TEM)研究了其显微组织结构。结果表明,Ag-Ni粉末的最佳合成工艺条件为:反应体系温度为70℃;还原剂水合肼(N2H4·H2O)浓度为2.5mol.L-1;反应物AgNO3浓度为1.5mol.L-1;反应物NiSO4的浓度为1.5mol.L-1;反应体系pH值为8。Ag-Ni粉末平均粒度约为45nm,黑色无定形形状。Ag-Ni粉末经真空热压后,晶粒尺寸有所长大,但仍保持纳米级尺度。合金致密度很高,由双相组成,显微组织均匀且无Ag网出现。

Ni_(50)Mn_(29)Ga_(21)Tb_x磁性形状记忆合金的晶体结构研究

研究了Ni50Mn29Ga21Tbx系列磁性记忆合金不同状态下的晶体结构。列出了近年来发现的几种Ni-Mn-Ga合金的马氏体的详细资料。结果表明,在不改变Ni50Mn29Ga21合金组分的条件下,Tb的加入并没有改变合金的马氏体晶体结构。经过比较和计算,发现Ni50Mn29Ga21Tbx合金系列的晶体结构属于非调制型马氏体。

拉伸速率对Ni_(40)Ti_(50)Fe_(10)合金环境氢脆的影响

研究了不同应变速率对N i40Ti50Fe10合金环境氢脆的影响,并用扫描电子显微镜观察了拉伸断口的形貌.研究结果表明:N i40Ti50Fe10合金在真空中的拉伸行为与应变速率无关,断口形貌主要是韧窝塑性断口.N i40Ti50Fe10合金在空气中的塑性随着应变速率的降低而减小,断口形貌也从韧窝塑性断口转变为韧窝塑性断口和解理脆性断口的混合断口.N i40Ti50Fe10合金在氢气中低应变速率拉伸时表现出明显的脆性,断口形貌主要为解理脆性断口.在高应变速率下(2×10-1s-1),N i40Ti50Fe10合金在真空、空气和氢气中的塑性相近,说明在该应变速率下可以有效地抑制环境氢脆.N i40Ti50Fe10合金的屈服强度不受应变速率和环境的影响.

时效和SME训练对Ti_(50)Ni_(50)合金丝记忆效应的影响

研究了不同时效热处理和形状记忆效应训练(SME)对Ti50Ni50合金丝的单程形状回复率ηs、双程回复率ηt的影响。结果表明:时效温度在300～500℃时,ηs保持在一个较高的状态,出现一个稳定的平台;时效温度从500℃升到600℃时,ηs急剧下降,550℃时下降了56.7%,600℃时下降了68.3%。时效温度在400～600℃时双程记忆效应最平稳也是最好的。随着训练次数的增加,单程记忆效应是减弱的,训练75次后的回复率仅为未经训练的60%。不同的时效温度,减弱的趋势是一致的。随着训练次数的增加,ηt显著增加,训练75次后基本稳定,回复率增加了200%,时效温度高于500℃后,训练对双程回复率影响不大。

AZ91镁合金表面冷喷涂制备Al50Zn合金聚氯乙烯复合涂层

采用不同冷喷涂工艺参数制备Al50Zn合金涂层,并在涂层表面热敷一层聚氯乙烯。对涂层的厚度、硬度、孔隙率以及涂层与基体的结合强度进行了分析。结果表明:随着载气温度和送粉压力的提高,涂层孔隙率降低,硬度以及涂层与基体的结合强度升高。

退火温度对Ti_(50)Ni_(45)Cu_5合金相变温度和摩擦磨损性能的影响

采用熔炼法浇注出Ti50Ni45Cu5合金铸锭，对其进行均匀化处理、固溶处理后，再进行变形量为25%的冷轧，最后分别在400，500，600，700 ℃下进行1 h的退火处理，研究了退火温度对合金相变温度、力学性能以及摩擦磨损性能的影响。结果表明：随着退火温度的升高，合金的强度、硬度降低，塑性升高，相变温度降低；400 ℃退火后的合金具有优良的综合力学性能，其抗拉强度为996 MPa，伸长率为8.2%；合金在－50～150 ℃升温/降温过程中发生B2→B19′相变；退火态Ti50Ni45Cu5合金的磨损机制为剥层磨损，且随着退火温度的升高，合金的耐磨性能降低；由于应力诱导马氏体相变的作用，合金的耐磨性能较高，400 ℃退火后合金的摩擦因数为0.605 7，磨损质量为0.007 4 g。

Ti_(50)Ni_(25)Cu_(25)合金非晶薄带的研究进展

概述了Ti50Ni25Cu25合金非晶薄带的制备方法,结晶热处理后的相组成、微观组织演变、织构变化和相变过程,并介绍了Ti50Ni25Cu25合金非晶薄带典型热处理后的力学性能。

Ti_(50)Ni_(40)Cu_(10)合金的相变潜热及相变热滞

本文采用示差扫描量热仪 (DSC)系统分析了Ti50 Ni40 Cu1 0 (at.%)合金的马氏体相变潜热 (ΔHB2→B1 9)和逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 )、相变热滞 (ΔT)与固溶温度、退火温度和相变热循环间的关系。结果表明 :相变潜热随着固溶化温度的升高而明显降低、随着退火温度的升高则略微降低。相变热滞、逆马氏体相变温度在热循环初期迅速降低 ,当热循环次数超过 2次时则均保持不变 ;逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 和ΔHB1 9′→B1 9)随着热循环次数 (n <4)的增加有所升高 ,特别是ΔHB1 9′→B1 9约增加 5 8%,而热循环次数对马氏体相变温度和潜热ΔHB2→B1 9则无明显影响。

热处理工艺和热循环次数对Ti_(50)Ni_(40)Cu_(10) 合金相变规律的影响(英文)

制备Ti50 Ni4 0 Cu1 0 合金 ,并采用示差扫描量热仪 (DSC)系统分析Ti50 Ni4 0 Cu1 0 合金在不同热处理条件下 ,马氏体相变规律与相变热循环间的关系。结果表明 ,马氏体相变潜热ΔHB2→B1 9和逆马氏体相变潜热ΔHB1 9→B2 随固溶温度的升高而明显降低 ,随退火温度的升高略微降低。相变热滞、逆马氏体相变温度在热循环初期迅速降低 ,当热循环次数超过 2次时则均保持不变。逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 和ΔHB1 9’→B1 9)随热循环次数 (n <4)的增加有所升高 ,特别是ΔHB1 9’→B1 9增加约 48%。而热循环次数对马氏体相变温度和潜热ΔHB2→B1

冷变形及退火对Ti_(50)Ni_(45)Cu_5合金组织性能的影响

研究冷变形与退火对Ti50Ni45Cu5（原子数分数,%）合金组织及性能的影响。研究结果表明：冷变形使片状马氏体变细,合金强度增加,使合金的马氏体相变温度和逆马氏体相变温度降低,且冷变形越大,相变温度降低越多;马氏体转变开始温度Ms随着母相B2晶粒尺寸减小而降低,利用热力学推导得出了Ms与母相B2晶粒尺寸关系式。经35%冷变形400℃退火1 h后,合金具有优良的综合性能,其马氏体转变开始温度Ms为45.2℃,马氏体转变终了温度Mf为10.3℃,逆转变开始温度As为49.0℃,逆转变终了温度Af为80.0℃,抗拉强度为1 198.29MPa,伸长率为7.9%。冷变形＋400℃/1 h退火Ti50Ni45Cu5合金的马氏体片细小,马氏体孪晶亚结构增多,内耗峰增高。合金在变温过程中发生B2-B19′相变,在应变振幅为2×10-5,振动频率为0.5~4.0 Hz,变温速率为2 K/min时产生内耗峰,内耗峰位置与振动频率无关,峰高随着测量频率的增加而降低,为热诱导相变内耗机制。相变温度降低,内耗峰位降低。

浇铸态Ni_(50)Mn_(27)Ga_(23)合金中的马氏体相变和磁应变

用感应溶炼并浇铸制备了名义成份为Ni50Mn27Ga23的合金。用交流磁化率测定了合金的相变温度和居里温度,用动态电阻应变仪测试了合金在不同温度及不同磁场强度下的相变应变和磁诱导应变。研究的结果表明:相变应变具有各向异性,外磁场可显著增大相变应变;不同温度下磁场诱导的应变具有不同的特征,温度越低磁诱导应变越大,但使应变饱和所需的磁场也越高,在个别温度点伴随应变突变。磁场的训练不会显著提高磁诱导应变,相反可使可恢复应变减少。

氢对Ni_(25)Ti_(50)Cu_(25)记忆合金马氏体相变的影响

利用金相、X－射线、DSC、透射电子显微镜研究了氢对Ni25Ti50Cu25合金马氏作和变的影响．结果表明，当氢含量高时，氢与全金元素形成氢化物，与氧化物共存的李晶亚结构马氏体失去热弹性。当氢含量低328ppm时，氢固溶于合金中，随氢含量增加，马氏体相变温度降低，氢使马氏体在热循环过程中发生稳定．

快淬Al_(15)Mg_(50)Zn_(35)三元合金中的二十面体准晶相

采用激冷铜模快淬的方法,在靠近Bergman线附近的富Mg区域的成分中获得了单相二十面体准晶相。利用X射线衍射仪、扫描电镜、场发射高分辨扫描电镜及透射电镜,分析了二十面体准晶相的微观组织、成分及原子簇结构。结果表明:快淬Al15Mg50Zn35合金中可以获得几乎单相的二十面体准晶相,能谱分析结果表明,其成分为39.76at%Mg,18.34at%Al,和41.90at%Zn;二十面体准晶相从熔体中直接形核并长大,呈现出典型的棱面枝晶形貌,其最快生长沿3次轴方向;同时,准晶晶粒还呈现出规则的六边形状,其尺寸约为0.2μm。二十面体准晶相的原子簇结构为具有二十面体对称性的五角十二面体,在每个五角面上可以看到微小的"凸起"。

Ni_(50)Mn_(25+x)Ga_(25-x)Tb_(0.5)(x=0,1.5,3,4.5,6)合金马氏体相变与磁性能

研究了Ni50Mn25+xGa25-xTb0.5(x=0,1.5,3,4.5,6)磁性记忆合金马氏体相变行为、饱和磁化强度和磁感生应变。结果表明,随着Mn含量的增加、Ga含量的降低,合金的马氏体相变温度从202 K升高到416 K,饱和磁化强度从700 mT降低到400 mT,最大磁感生应变达到1870ppm。