综述了近半个世纪来M5Si3型硅化物研究的主要成果,从物理冶金的角度讨论了这一类化合物的共性和个性,阐述它们的相图与热力学性质、晶体结构、物理化学性质,还讨论了它们的制备、合金化与韧性化等方面的问题;最后,展望了M5Si3型硅化物研究的发展趋势和它们的工程应用前景.

本文简略地回顾了块状金属玻璃的研究和进展过程,并介绍了块状金属玻璃的几种制备方法及其机械性质和物理性能,最后讨论了块状金属玻璃及其复合材料的应用前景和发展趋势.

研究了镍基单晶高温合金压缩蠕变强度的各向异性.结果表明,压缩蠕变强度的取向依赖性与温度有关,其由大到小的排序分别为:1023 K-[110],[111],[001];1123 K-[110],[001],[111],当蠕变速率小于8×10-5s-1时,[001]与[110]间的各向异性减弱;1223 K-[110],[001],[111],但[001]与[110]间的各向异性变得非常弱.通过蠕变门槛应力分析,确定了上述取向在不同区域中的蠕变控制机制,并据此解释了压缩蠕变强度的各向异性.

本文提出了用于集团变分法中计算相平衡的两相法和计算失稳点的单相法.对于一级相变,两相法要求一种结构的对称群包含另一种结构的对称群,这样可以得到精度很高的相变点一级相变的相变点和失稳点不同,在温度-化学势图和温度-组分图中,单相法得到的失稳点都滞后于两相法得到的相变点;随着变化步长的减小可以得到精确的失稳点对于二级相变,相变点和失稳点相同,两种方法都可以得到相变点和失稳点.虽然在化学势变化步长很小时难以用单相法确切判断二级相变的失稳点,但在变化步长不是很小时,单相法已经可以给出足够精确的相变点

根据马氏体相变的经典形核理论,对铁基合金中马氏体形核激活能进行了重新估算结果表明:在非低温时形核激活能比热能低一个数量级,从而证实了铁基合金中马氏体相变的热致形核深入研究了马氏体形核的动力学,确定了马氏体形核激活能-界面能、激活能-相变驱动力以及相变驱动力-激活体积的关系,这些关系与相关的实验研究结果相一致.在此基础上,探讨了热能和应力在马氏体形核中的驱动作用,提出了马氏体相变的形核机制.高温条件下的形核由热驱动来完成,而在低温时应力驱动起重要作用.

研究了新型镍基高温合金U720Li在650和700℃时组织稳定性、蠕变行为和变形机制.结果表明,在长期时效过程中,初生γ＇相、二次γ＇相以及晶界析出相的形态几乎不发生变化,三次γ＇相经历一个粗化长大和溶解消失的过程.在650℃蠕变过程中,蠕变第一阶段的形变量随着施加应力的增加单调增大,而在700℃蠕变时,蠕变第一阶段的形变量随着施加应力的增加先降后升.合金650和700℃蠕变断裂寿命和最小蠕变速率在低应力区和高应力区服从于不同斜率的双对数线性规律在高温低应力下,合金的蠕变机制为位错攀移机制,而在低温高应力下,蠕变过程由位错切割机制控制.

采用自制的镍基合金柔性布作为中间层合金对DD98单晶高温合金进行瞬态液相(TLP)连接,TLP连接在1473-1523 K,0.5-24 h真空条件下进行.利用光学显微镜、扫描电镜对接头的微观结构和化学成分进行观察和分析,利用电子背散衍射测定了连接层和基体之间的结晶学取向.结果表明接头区域由连接区、中间金属/基体金属界面扩散区、基体金属区组成,均匀化处理后的接头与基体上的γ＇沉淀相的尺寸趋于一致,连接层与基体之间的取向匹配良好

Fe-Nb-C合金内耗测试表明:700℃,1 h水淬合金的Snoek峰较低,而且含Nb越多,Snoek峰高(hs)越低.与通常铁基材料不同,变形导致Fe-Nb-C合金的hs增强:对于含Nb(≥0.06%,质量分数,下同)较低的合金,"Snoek阻尼温区"(室温-150℃)内耗增强显著,其Snoek峰高温支明显抬起、甚至形成混合双峰;对于含Nb≥0.3%的合金,hs增强甚微,仍是一对称的Snoek峰,并在80-130℃间形成-分立峰.降温SKK峰向低温移动,但峰高(hcsKK)未减低,含Nb较低合金的hcSKK都明显高于hhSKK.

通过热力学计算,建立了Cr,Mo及Nb与IN718合金的赝二元相图以及Cr-Fe-IN718赝三元等温截面图.研究了IN718合金中α-Cr相析出条件和化学成分对α-Cr相析出温度及析出量的影响.确定了α-Cr相析出的临界成分和不同成分条件下α-Cr相开始析出温度及析出量,同时得出了Cr,Mo和Nb含量与α-Cr相开始析出温度和析出量的关系式.利用X射线衍射对萃取相的分析及选择性浸蚀方法,验证并显示了α-Cr相在IN718合金中的存在和分布

介绍一种测量室温蠕变速率敏感指数m的新方法,即通过纳米压痕仪精确测量压头的压入位移h和材料的硬度值来计算m值.用该法分别测得单晶Cu(123)压痕蠕变的m的平均值约为0.0045;多晶Cu和纳米晶Cu(晶粒尺寸为30 nm)的m的平均值分别为0.007和0.0094.压痕蠕变曲线与传统的单轴蠕变曲线十分相似;室温m的平均值与加载条件无关,而由材料的微观结构决定.

研究了液相线半连续铸造的7075Al合金半固态浆料在不同温度下的液固相比、二次加热组织、触变成形性,以及热处理前后成形件的力学性能.结果表明,7075Al合金触变成形液相比为30%-50%时对应的温度区间为600-620℃.二次加热可以将液相线半连续铸造7075Al合金锭坯中的蔷薇状和近球状组织转化为球形晶粒组织,适合于半固态加工,组织最佳的条件是加热温度580℃左右,保温时间15-30 min,及加热温度600℃左右,保温时间5-15 min之间.加热到600℃,保温15 min后7075合金流动性成形性非常好,闭模锻造完全可以半固态成形,未经热处理的7075Al合金成形件强度极限达357.9 MPa,T6热处理后强度极限达468 MPa.

高温轧制带坯的研究了反向凝固高温轧制带坯的界面结合强度及横断面的硬度分布情况,并对反向凝固冷轧带的力学性能进行了检验.结果表明:界面结合强度约在380-490 MPa之间;靠近界面处的凝固层的硬度远高于远离界面处的凝固层的硬度,靠近界面处的母带的硬度低于远离界面处的母带的硬度;反向凝固带坯冷轧后的屈服强度和抗拉强度均高于母带和凝固层金属,延伸率在两者之间.复合带的弯曲次数达到8.5次,其界面结合非常牢固.

对含有原位生成TiC粒子的快凝Al-Fe-V-Si合金中的显微结构进行了电镜观察结果表明:在A16Fe相形成的温度范围内,TiC粒子消除了初生A16Fe块状相,诱发了初生AlmFe相,AlmFe相以包裹TiC粒子的形式生长成类球状形貌,消除了边角效应.并用连续冷却方式下的形核理论对TiC粒子的原位生成对合金中各相的形核动力学影响进行了分析与计算,与试验结果有较好的吻合.

对体积分数为15%和28%的SiCw/6061Al复合材料进行了同相和反相热机械疲劳(TMF)实验,研究了疲劳过程中的应力应变行为和变形机制结果表明,两种材料在同相和反相加载下均表现为循环软化;反相加载产生拉伸平均应力,同相加载产生压缩平均应力;在相同应变范围下,高体积分数复合材料的循环应力范围比低体积分数复合材料的应力范围大.

研究了体积分数为15%和28%SiCw/6061Al基复合材料的同相和反相热机械疲劳寿命和损伤机制.结果表明:在小应变范围时,同相比反相疲劳寿命长,而在大应变时,同相疲劳寿命接近(对于28%SiCw)、甚至短于(对于15%SiCw)反相热机械疲劳寿命;15%SiCw/6016Al基复合材料的反相热机械疲劳寿命高于28%SiCw/6016Al基复合材料的寿命.两种材料的同相热机械疲劳寿命曲线存在交叉点,寿命高低取决于应变水平;同相和反相热机械疲劳的损伤均为空洞在SiC晶须周围基体中形核、长大和连接.

用浆料涂层液相烧结法在1300℃制备出45钢用硬质覆层材料FC-I,热处理后的维氏硬度为6.41 GPa.用聚乙烯醇加无水乙醇作为配置浆料的有机胶结剂用扫描电镜、X射线衍射和能谱对FC-I的微观结构进行了测试,结果表明,FC-I硬质覆层中硬质相和粘结相分散比较均匀;硬质覆层的组织为α-Fe和Fe3W3C,其中α-Fe的体积比约占60%-70%;硬质覆层与45钢的界面为扩散型,界面结合良好.磨损实验表明FC-I的耐磨性远好于基体材料45钢.

采用瞬态电阻测量方法,对激光表面快速熔凝过程进行了实时跟踪,分析了激光器单脉冲能量、金属薄膜的预热温度等参数对测定结果的影响.结果表明:在快速熔凝过程中金属薄膜的电阻随过程时间呈凸峰状变化,在激光加热周期内,电阻随时间迅速增加,之后随时间的推移又逐渐减小,电阻的减小速度低于增加速度;随着激光功率密度增加,电阻曲线的峰值增大,升温及冷却速度相应增大;随着预热温度的提高,电阻峰值也相应增大,但是样品下表面的热导出率下降,冷却速度下降;当样品下表面的导热能力降低时,样品的电阻曲线峰值有所提高,而在冷却段电阻却明显变化缓慢.

对热丝化学气相沉积(HFCVD)生长金刚石膜过程中影响衬底温度场的热丝几何参数及其他相关沉积参数进行了模拟计算.结果表明,通过优化参数,用80 mm×80 mm的热丝阵列可以获得76 mm×76 mm面积的均匀衬底温度区,进一步利用辅助热丝则可将均温区面积扩大到100 mm×100 mm.这些结果可以为沉积高质量、大面积金刚石膜的工艺参数提供理论依据.

采用数值模拟方法分析了电磁连铸复合式结晶器内的流场.对静磁场磁感应强度不同时组合磁场下的流场进行了比较,在此基础上,分析了电磁连铸复合式结晶器的工作原理.分析结果表明:电磁连铸复合式结晶器不仅具有电磁制动和软接触两种功能,而且能够控制弯月面区域的速度,使其保持在合适的范围内.从而有效地防止了电磁制动结晶器在需要较大制动强度时对弯月面制动过死及软接触结晶器弯月面波动剧烈易引起卷渣的弊端.

应用连铸坯凝固传热与应力分析耦合数学模型,定量地描述了坯壳与结晶器壁间气隙的大小和分布,着重研究了结晶器磨损对坯壳鼓肚变形和内裂纹形成的影响结果表明:气隙首先形成于坯壳的角部区域,并且以顶角处的气隙厚度最大,逐渐向中心区扩展;当结晶器磨损严重时,坯壳偏角区成为热节区,在热节区内坯壳厚度最薄,同时在结晶器下半部产生鼓肚变形,这种变形起始于坯壳最薄弱的偏角热节区在热节区附近的铸坯对角线凝固前沿产生的力学应变达到临界应变,使铸坯产生内裂纹.研究结果验证了严重的结晶器磨损是连铸坯产生鼓肚变形、偏角区内裂纹乃至漏钢事故的重要原因之一,也说明了铸坯偏角区内裂纹是起源于对角线的凝固前沿并向温度相对较高的两个薄弱环节-表层热节区和凝固前沿方向扩展.