李小凡[1]2002年在《AlCuFe系准晶类似相的形成与研究》文中进行了进一步梳理准晶体所具有的高硬度、低摩擦系数、低热导率、低电导率、抗氧化、耐腐蚀及特殊的光学性能等，已引起了材料工作者的广泛关注。 作为国家自然科学基金(19874018)资助项目，本文在一定的理论基础上，首次利用电镀的方法在Cu基底上得到Al、Fe、Cu迭加金属薄膜，再通过扩散形成AlCuFe准晶类似相，并研究了其形貌、硬度、电学和磁学性能。 本文首先分析了Al-Cu-Fe系准晶类似相与其对应准晶的电子结构和原子结构联系，发现准晶类似相与其相应准晶有着相近的体价电子浓度，并且具有准晶的局部结构。 其次利用自行设计的镀铝装置，采用AlCl_3-NaCl熔融盐镀铝、FeSO_4溶液镀铁、CuSO_4溶液镀铜得到了结构完整、界面清晰的Al-Cu-Fe迭加镀层，其中每一层都致密、均匀、结合力良好。并研究了工艺参数对镀层的影响。 在此基础上，本文对Al-Cu-Fe迭加镀层进行退火热处理，得到了γ-Al_4Cu_9和AlCuFe准晶类似相，分析了铁铜增重比、温度和时间对准晶类似相形成的影响。另外，详细分析了其表面和剖面形貌并对其作了EDS能谱研究和硬度测试。最后对它的电阻率和磁性两项物理性能进行了测试分析。通过测试分析我们发现γ-Al_4Cu_9和AlCuFe准晶类似相有很高的硬度和电阻率，并且呈现出抗磁性。
李小平[2]2006年在《Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶与镁、铝及其合金复合过程的研究》文中提出本论文在国家自然科学基金项目“铝铜铁准晶颗粒增强镁基复合材料”(项目编号:50071030)的资助下,开展了对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料的制备和应用的探索性研究。采用铸造和雾化的方法制备Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)粉末,探索热处理条件对粉末相变化的影响,制备出单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末;研究Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒与熔融镁合金和铝合金的界面反应机制以及反应生成物、准晶颗粒尺寸大小和体积份数对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶与镁、铝及其合金的复合过程和材料的组织和性能的影响。为Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒镁基/铝基复合材料的理论研究和实际应用打下基础。采用铸造后球磨和惰性气体雾化两种方法制备了Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料,通过热处理成功地制备了几乎单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末。研究了块状Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料与熔融镁合金/铝合金的界面反应机制。采用不同的复合材料制备方法探索制备准晶颗粒镁基和铝基及其合金的复合材料的有效途径、过程中的组织和相的变化等。分析了各种制备方法下准晶对复合材料组织和性能的影响。本文的主要内容如下:试验表明,真空环境下在中频中冶炼和浇铸的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料凝固得到的铸态组织为多相结构,主要由Icosahedral +λ-Al_(13)Fe_4+β-AlFe(Cu) +τ-AlCu(Fe)组成,而且将会按照λ相、β相、准晶I相和τ相的次序顺次析出。冷却速度对铸态组织相的组织和形态有着重要的影响,直接影响到凝固组织中准晶相以及先析出λ相的形态和最终在材料中的含量。雾化法制得的粉末中相的组成远比铸态组织要简单,准晶含量比铸态粉末高,粉末中除了准晶I相外,还存在β或τ相以及少量的λ、ω-Al7Cu2Fe。而且不同的粒度的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中相的相对含量也不同。随着粉末粒度的细化,雾化粉末中准晶的相对含量增加。热处理后,β(τ)迅速降低,准晶I相增加。热处理温度是影响Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中准晶含量的主要因素,-200目的粉末在850℃下保温12小时可以得到几乎单一的准晶相组成。在采用搅拌铸造的方法将Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶和AZ80、AZ91复合时, Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒将与熔融的基体金属Mg之间发生严重的反应,准晶相逐渐失稳,释放出游离态的Cu,随后扩散至基体中,同时,基体元素Mg向颗粒中扩散,占据Cu所留下的位置。在随后的冷却凝固过程中,扩散至基体中的Cu部分固融于基体中,部分与基体金属中的Al发生脱熔沉淀反应:αAl + Cu→θ- Al_2Cu,呈网状组织分布于复合材料中。如果在液态条件下保持时间较长,在压力的作用下,熔融的基体金属Mg更容易进入到Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶
王一帆[3]2017年在《AlCuFe系准晶在铝基复合材料中的应用》文中研究指明Al-Si合金因为其具有密度小、比强度好、导热性能好、易于成型等优点被广泛应用于工业各个领域中。然而随着时代的发展,航空航天还有汽车制造业对铝硅合金的性能有了更高的要求,同时铸造铝硅合金中初晶硅粗大的问题严重降低了铝合金的性能。但是通过向合金中添加增强颗粒的办法可以有效细化晶粒并提高铝硅合金的强度。而AlCuFe准晶因为其优异的硬度、高的耐磨性还有与铝合金基体优良的润湿性使其特别适合作为铝硅合金的强化相。本文首先通过传统铸造法分别制备了Al64Cu24Fe12准晶合金,并研究了冷却速度对制备Al64Cu24Fe12准晶的影响,结果显示:铸态时,试样中的主要组成相基本相同为λ((Al-Cu)13Fe4)、I(Al64Cu24Fe12)、β(τ)(Al(Fe,Cu))、η(AlCu)相。其中冷却速度越大准晶合金的微观组织晶粒越细小,对先析出相λ相的抑制越明显。经过820℃保温6 h热处理后所有试样中都得到成分趋于单一的I相。而与其他试样相比,冷却速度最快的试样表面组织形貌更加平整,I相更加均匀单一化。制备出高纯的准晶颗粒后,我们通过挤压铸造法和适当的热处理工艺制备了Al64Cu24Fe12准晶增强ZL101复合材料,并用金相显微镜、扫描电镜以及能谱仪研究了复合材料的微观组织。结果发现在制备的复合材料中几乎没有准晶相的残留,而是生成了另一种强化相β(Al65-75Si13-26Fe3-10)相。但是随着准晶颗粒的加入复合材料的性能却得到了极大的提升。纯的ZL101合金经过热处理后的抗拉强度为209 Mpa,加入4 wt.%、7wt.%、10 wt.%和13 wt.%的准晶颗粒后抗拉强度分别增大到230、265、355和244 Mpa,与之相应的,当加入10 wt.%的准晶时复合材料的硬度达到最高的146.89HV。然而大于10 wt%的准晶颗粒时准晶颗粒发生了团聚现象,这使得复合材料的整体性能下降。在本文中,我们还通过用Cr原子替换Al64Cu24Fe12准晶中部分Fe原子的方法制备出了“四元准晶相”—Al65Cu20Fe10Cr5相。并用扫描电镜、X射线衍射法、透射显微镜深入分析了该相的微观组织和结构特点。结果发现在该相中二十面体准晶相和二维十次准晶相的电子衍射结构同时存在。这说明Al65Cu20Fe10Cr5相实质上是两种相的混合体。说明Cr元素的加入使部分稳定的准晶I相分解而转变为十次准晶d相。此外,通过金相显微镜、X射线衍射法、扫描电镜以及差示扫描量热仪等检测方法研究了Al64Cu24Fe10Cr2和Al64Cu24Fe8Cr4合金在升温过程中的相转变过程,从而确定了合适的热处理工艺(870-900℃保温0.5h后水淬)来得到几乎纯的准晶I相和d相。制备出高纯度的AlCuFeCr准晶后,我们通过与AlCuFe准晶相同的工艺将它加入到ZL101合金中,结果发现制备的复合材料的微观组织和相组成基本没有发生变化。力学性能相较于纯的ZL101而言有了巨大提升,抗拉强度提升了39.71%,延伸率提高了56.96%,硬度提高了41.11%。但整体性能的提升不如AlCuFe准晶,因此AlCuFe准晶比AlCuFeCr准晶更适合作为提升ZL101合金性能的外加颗粒。
张峰浩[4]2016年在《AlCuFe准晶的制备及其与SiC分别增强ZL101的研究》文中研究表明Al-Si合金因其良好的铸造流动性,使得其所制备的铸件具有致密、耐磨、抗疲劳等优点,但因其内部初生α-Al的晶粒较为粗大,且会生成影响溶液顺利流动的共晶Si割裂组织,这些缺点严重影响制备出合金的综合性能和相应切削性,因此很难被广泛应用于汽车、航空航天等领域。然而通过对基体合金添加增强颗粒,可以起到细化晶粒且强化合金的作用,传统方法是应用SiC作为增强相,但是由于SiC颗粒与金属基体的润湿性差,且容易与基体界面发生反应,因此其应用受到了一定程度的限制。但是近年来由于准晶的发现,改变了这一现状,准晶具有高强度、高硬度、耐热、耐磨以及高温稳定性,最重要的是准晶与基体润湿性较好,是一种非常理想的金属强化相。本文正是利用准晶作为强化相,进行增强ZL101铝合金,并且与SiC增强ZL101合金做相应比较。本文首先利用常规铸造法准备出Al(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)准晶中间合金,随后通过适当的热处理工艺方案,促使该合金中准晶I相的成分趋于单一,分析这两种成分的准晶组织性能异同,并且在第一性原理的帮助下,利用准晶近似相的参数,成功构建了Al64Cu24Fe12准晶“晶胞”的近似结构,在几何优化成功的前提下,进一步分析所构建的准晶结构相应性能。其次,将制备出单一成分的准晶制成增强颗粒,进而强化ZL101合金,与SiC作为增强相时作对比。对二者的力学性能、显微组织以及XRD进行分析。试验表明:铸态Al(63+x)Cu_(25-x)Fe_(12)(x=0,1)准晶中间合金主要包含4种相,分别为:先析出相λ、准晶I相、β相(τ相)和其他微量相。经过适当的热处理后,准晶I相的XRD衍射峰明显增高,且其类似相与其他杂相显着减少,准晶相趋于单一;并且根据分析可知,两种成分的准晶无论是在金相组织还是XRD分析,二者间并无明显区别。再将球磨后不同晶粒度(200目以下,100目-200目,大颗粒)的Al63Cu25Fe12准晶颗粒融入ZL101合金中进行强化,对比分析可知,加入增强相后,ZL101中的初生α-Al颗粒尺寸会减少,起到一定的细化晶粒作用。此外,由于准晶颗粒的加入,片状或者长条状的共晶Si被打断,其尺寸变得比较细小,弥散的分布到晶粒内部。晶粒度在100目-200目间的准晶颗粒增强效果最佳,最大抗拉强度为357.26MPa,延伸率为10.16%,硬度为63.6HB。同时,将其与SiC颗粒增强ZL101复合材料进行比较,结果表明:准晶增强后的综合性能均优于SiC强化后复合材料的性能,与后者相比抗拉强度提高41.9%,延伸率提高25.89%,硬度增加5.1%。且流动性也比SiC增强后的复合材料更佳。根据宏观断口和微观断口的综合分析,准解理断裂是准晶增强ZL101复合材料主要的断裂方式。
田晋忠[5]2015年在《Al-Cu-Fe准晶的制备及在ZL101中的应用》文中认为铸造Al-Si合金有着非常好的铸造性能，如：流动性比较好，收缩率小，铸件致密和耐磨性好，在铸造铝合金中应用最为广泛。然而通过常规铸造法得到的合金中，初晶硅十分粗大，这降低了铝合金的综合性能。目前，通过向Al-Si合金中添加第二相，来改变铝硅合金中Si相的形态。Al-Cu-Fe准晶颗粒具有高的硬度、高的耐磨性，且和铝合金基体的润湿性好。因此非常适合作为Al-Si合金的强化相。本文中，为了改善Al-Si合金的性能，将Al-Cu-Fe准晶加入ZL101合金中。这样一方面可以制备高性能的铝基复合材料，另一方面也能为准晶的研究提供一定的实验基础。本文中，通过常规铸造的方法制备了Al63Cu25Fe12和Al60Cu25Fe12Si3准晶中间合金，对它们的微观结构和相的组成进行分析。并研究热处理对准晶相形成的影响。选取一种最佳的Al-Cu-Fe准晶成分作为Al-Si合金的强化相。将选择的准晶颗粒进行球磨处理，以此来获得75-150μm的准晶颗粒。然后将准晶颗粒加入ZL101合金中，研究准晶加入量、浇注温度和热处理工艺对Al60Cu25Fe12Si3颗粒增强ZL101复合材料微观组织和性能的影响。试验表明：铸态Al63Cu25Fe12和Al60Cu25Fe12Si3准晶中间合金在凝固的过程中主要生成了4种不同的相：λ相、准晶I相、β相（τ相）和其他微量相。经过热处理后，β相衍射峰强度明显降低，与Al63Cu25Fe12相比，Al60Cu25Fe12Si3合金中大部分β相转变为I相，且其他杂相较少，因此选择Al60Cu25Fe12Si3准晶作为Al-Si合金的强化相。Al60Cu25Fe12Si3准晶颗粒加入ZL101合金后，初生-Al的尺寸减少，且它的一次枝晶变细，二次枝晶的间距变小，其形态开始转变为蔷薇状。另外片状或者长条状的共晶Si被打断，其尺寸变得比较细小。随着准晶加入的含量的增多，-Al和共晶Si会进一步细化。准晶的加入的质量分数分别为1%、2.5%和4%，当浇注温度一定时（680℃、700℃或者720℃），随着加入含量的增多，复合材料的抗拉强度、硬度和伸长率有着较为明显的提升。当浇注温度为700℃，Al60Cu25Fe12Si3准晶颗粒加入量为4%时，复合材料的性能最佳。其抗拉强度、硬度和伸长率分别为245MPa、69.6HB和4.1%。与ZL101相比分别提高了34.6%、35.9%和28.1%。根据宏观断口和微观断口的综合分析，准解理断裂是准晶增强ZL101复合材料主要的断裂方式。本文中热处理的工艺为：固溶535℃±5℃/8h，65℃水淬后，时效温度为170℃±5℃，时间为6h、8h和10h。由于共晶Si在热处理的过程中完成了熔断和粒化的阶段，所以热处理后，共晶Si的形貌有了明显的改善，大部分共晶Si已经粒化。此外热处理后，复合材料的力学性能有了较为明显的提高。随着时效保温时间的增加，其抗拉强度和硬度也会有一定的增加，但其塑性有所降低。当时效温度为10h时，抗拉强度、硬度和伸长率分别为302MPa、103.6HB和5.5%，与铸态复合材料相比，分别提高了：23.3%、48.9%和34.1%。
秦海鸥[6]2010年在《准晶Al-Cu-Fe体系合金液—固特性研究》文中认为本文对准晶体系的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金进行了黏度测试,并对不同成分的准晶合金进行了电阻率-温度特性的研究,采用DSC差热分析、快速凝固、熔体热处理等方法对准晶体系合金Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)液-固性质做了深入的研究,并对准晶体系合金液-固变化特征与凝固组织做了分析。采用高温熔体黏度仪对准晶体系合金进行的黏度测试结果显示,随着温度从1545K降低到1365K,黏度由3.9810mPa.s升高到5.1803mPa.s,即Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)熔体黏度在液相线附近随温度的降低而升高,且熔体的黏度在1401-1473K处出现不连续变化。利用高温DSC对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶合金测试,发现合金体除了在晶相转变点出现了不连续变化外,在高温区间1120℃附近出现了异常变化,这与黏度的实验结果有很好的对照作用。根据分析认为,在1365-1401K温度区间,熔体中原子的团簇多数是以Al-Fe形式存在,随着温度的升高,Al-Fe金属键断裂,迅速形成了新的原子团簇Al-Cu-Fe,这种原子团簇的体积比Al-Fe原子团簇的体积较大,故而会产生以上的异常现象。且温度区间1401-1437K应是这两种原子团簇转变的温度区间。采用自行研制的四电极测电阻方法测量了准晶体系合金Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)和Al65Cu20Fe15的电阻率-温度曲线。实验发现,准晶合金熔体存在着结构的异常变化,且发生的温度点应在1140℃左右,这与前面的黏度实验和DSC结果基本相似,可能是因为实验仪器的不同所致。通过多次试验发现这种结构的异常变化是不可逆的。通过改变降温速率的快慢,对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)体系电阻率进行了测试。发现随着降温速率越快,电阻率数值增大,且准晶相析出的温度点越高。对另一组准晶合金Al65Cu20Fe15进行实验,发现同样的电阻率随温度的变化规律。根据熔体性质的研究,确定准晶合金Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)的热处理过热温度。在相同的激冷速度下,经1300℃过热处理后,固态组织比较均匀,准晶相含量明显增多,杂质相减少;经过1400℃过热处理后,固态组织更加细化均匀,组织中基本上只剩下准晶相Ⅰ相。DSC热分析曲线得出,β相吸热相变与λ相相变是连续的吸热过程,体现在曲线上为同一个吸热峰;在1120℃附近出现的吸热峰说明Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶合金在液相线以上存在结构相变。这表明在相同的激冷速度下,过热度高的有利于准晶相的提高,且细化了固态组织。
张英波[7]2008年在《普通凝固准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金组织与性能》文中指出由于准晶具有优异的机械和物理性能,具备改善镁合金性能的内在潜力,而使准晶增强镁合金材料的研究备受关注。因此,本论文针对普通凝固准晶增强镁合金材料的制备、组织及性能开展深入、系统的研究,对推动镁合金的快速发展及广泛应用具有重要的理论与实际意义。本文选取Mg-Zn-Y二十面体准晶为研究对象,采用普通凝固技术成功地制备出不同准晶含量的准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金。对准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金微观组织及性能的变化规律进行了深入、系统的研究,在此基础上研究了Zn、Y及Al等元素含量对准晶相含量及形貌的影响规律。首次在普通凝固条件下研究了冷却速率对合金微观组织的影响,并得出了准晶相形貌随冷却速率的变化规律;探讨了准晶相的形成机制,并首次系统地研究了Mg-Zn-Y二十面体准晶相的生长方式,建立了各种形貌准晶相的生长几何模型;研究了热处理对Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al系合金微观组织及准晶相的影响,分析了热处理过程中α-Mg晶粒的球化机制,并首次研究了热处理过程中析出的第二相Al2Y颗粒对α-Mg晶粒球化的影响机制,且分别给出了α-Mg晶粒的球化过程及第二相Al2Y颗粒对α-Mg晶粒球化影响的几何模型。分别研究了不同成分的准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金的力学性能,并结合合金的微观组织进行了对比分析;首次对比研究了普通凝固条件下不同成分的准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金摩擦磨损性能,探讨了载荷、时间等外部因素及合金微观组织等内部因素对干摩擦工况下磨损性能的影响规律,并对磨损表面形貌和磨屑进行了研究。
翟丽珍[8]2006年在《热处理及高温多向压缩变形对Mg-Zn-Y准晶组织形貌的影响》文中指出在Mg-Zn-RE叁元合金系中，存在准晶与α-Mg的两相共存区，这对于开发含准晶的高性能Mg-Zn-RE具有重要的工程意义，可以采用常规的铸造工艺以及随后的二次热加工工艺，使准晶颗粒弥散分布于镁合金的基体中，获得高性能原位准晶颗粒强化镁基合金。本文选用Mg_(65.5)Zn_(33)Y_(1.5)合金，研究了淬火和高温多向压缩变形及时效处理对Mg-Zn-Y准晶组织形貌的影响。用金相显微镜和SEM分析合金不同状态的显微组织形貌；用SEM和EDS分析合金压缩变形后准晶相的成分；用XRD分析铸态及淬火态合金的相组成；用TEM确定准晶和时效析出物的结构。研究结果表明： 1．淬火处理后，准晶尺寸明显减小，准晶一次瓣有小平面化的趋势，铸态时的共晶团组织消失不见，Mg_7Zn_3相在淬火过程中发生相变，转变成为α-Mg与MgZn相。 2．高温多向压缩变形后，花瓣状的准晶减少，球形状的小颗粒准晶所占比例明显增大，准晶颗粒得到较明显的细化，由铸态时的201μm左右减小为1～10μm，甚至更小，而且呈现弥散分布的特征。基体组织在
杨玲[9]2014年在《Mg-Zn-RE准晶中间合金的制备及挤压铸造准晶增强镁基复合材料研究》文中进行了进一步梳理镁合金作为实际应用中最轻的金属结构材料，在航空航天、电子通信以及汽车工业等领域具有广泛的应用前景，但是镁合金自身存在强度低、抗氧化性能差以及高温抗蠕变性能差等问题，限制了其作为某些结构件的应用。二十面体准晶相（I-phase）由于其特殊的结构而使其具有高热力学稳定性、高硬度、高强度等性能，它作为一种增强相可显着提高镁合金的力学性能，为镁合金强化提供了一种新途径。本文首先采用常规铸造法制备了Mg-Zn-RE（Y、Nd）准晶中间合金，研究了合金元素含量和冷却速度对合金显微组织和力学性能的影响，分析了热处理过程中的组织变化规律以及准晶相的热稳定性，探讨了二十面体准晶相的形成机制和生长方式。其次，采用挤压铸造法制备了含I-phase的Mg-Zn-Nd合金，研究了挤压压力对合金显微组织和硬度的影响。最后，以AZ91D合金为基体，采用挤压铸造法制备了Mg-Zn-Y准晶增强的镁基复合材料，研究了挤压压力、浇注温度以及准晶中间合金含量对材料显微组织和力学性能的影响，并对强化机制进行了分析。研究结果表明，常规铸造条件下，Zn、Y含量都会影响Mg-Zn-Y合金的显微组织，Y元素的影响比Zn元素显着。Mg-45Zn-xY合金主要由α-Mg相、I-phase和Mg7Zn3相组成，随着Y含量的增加，合金中形成了花瓣状准晶相，当Y含量达到10.0wt%时，准晶呈现为多边形状，且合金硬度达到最大值，为89.0HRB；当Zn含量为30.0wt%和40.0wt%时，Mg-xZn-2.5Y合金组织主要由α-Mg基体、MgZn枝晶以及层片状的（α-Mg+Mg7Zn3）共晶组织组成，Zn含量为45.0wt%和50.0wt%时，合金由Mg7Zn3基体、α-Mg枝晶以及（α-Mg+I-phase）共晶组织组成，且Mg-50Zn-2.5Y合金组织中出现了花瓣状准晶相，其硬度达到最大值，为84.5HRB；MgZn6xYx合金主要由α-Mg基体和晶界附近的（α-Mg+I-phase）共晶组织组成，Y含量增加时，共晶组织含量增加，尺寸增大，由不连续分布转变为连续分布，基体晶粒细化，当Y含量为2.0at%时，合金的硬度达到最大值，为54.0HRB；Mg95.1Zn4.2Y0.7合金经过400℃热处理12h后，晶内出现了大量弥散分布且高温稳定的准晶相。冷却速度对Mg-45Zn-10.0Y合金组织有显着影响。冷却速度越大，准晶颗粒尺寸越小，采用1、2、3、4号模具得到的准晶尺寸分别为30μm、15μm、12.5μm和9μm；Mg-45Zn-10.0Y合金从表面到心部的显微组织表明，表面的准晶数量较多，尺寸较小，约为35μm，近似花瓣状，花瓣末端为平整的几何平面，心部组织中的准晶大多为多边形状，花瓣状准晶较少，此时花瓣状和多边形状准晶的尺寸分别为50μm和20μm。常规铸造Mg-45Zn-xNd、Mg-50Zn-xNd合金的铸态显微组织主要由Mg7Zn3基体、黑色α-Mg枝晶、层片状（α-Mg+MgZn）组织、Mg40Zn55Nd5二十面体球状准晶相和杆状相组成，Nd、Zn元素含量会影响合金中叁元相的形态；Mg-45Zn-1.5Nd合金的热处理研究表明，随着热处理时间的延长，组织均匀化程度提高，α-Mg枝晶不断溶解，层片状组织完全消失，高温稳定的球状准晶相含量增加，尺寸减小，合金的硬度和抗拉强度增大，330℃×6h处理后合金的硬度和抗拉强度分别为85.5HRB和168MPa，比铸态试样提高了6.2%和48.7%；挤压铸造Mg-45Zn-2.5Nd合金主要由Mg7Zn3基体、α-Mg枝晶、层片状（α-Mg+MgZn）组织、Mg40Zn55Nd5球状准晶相以及Mg36Zn60Nd4多边形相组成，当挤压压力为150MPa时，合金中生成了大量的球状准晶相，且硬度达到最大值，为85.2HRB。研究结果表明，Mg-Zn-RE合金中的二十面体准晶相直接从液相中析出，其中Mg-Zn-Y合金中的准晶相主要呈现五朵花瓣状、六朵花瓣状和多边形块状形态，而Mg-Zn-Nd合金中的准晶相为球状。挤压铸造法制备得到的Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料的显微组织主要由α-Mg基体、晶界上分布的β-Mg17Al12相以及Mg3Zn6Y准晶颗粒组成。挤压压力增大，镁基复合材料的显微组织细化，α-Mg树枝晶向等轴晶转变，β-Mg17Al12相和Mg3Zn6Y准晶相含量增加；随着浇注温度的升高，晶界上的β-Mg17Al12组织细化，α-Mg有长大趋势；准晶中间合金含量也会影响镁基复合材料的显微组织，当Mg-Zn-Y准晶中间合金含量为5wt%时，组织细小均匀，部分β-Mg17Al12相断开，当准晶中间合金含量为3wt%、7wt%和10wt%时，组织不均匀程度增加，均出现了大小晶粒交错的双峰结构。研究得到的最佳准晶中间合金含量为5wt%、挤压压力为100MPa、浇注温度为700℃，此时抗拉强度和断后伸长率均达到最大值，分别为194.3MPa和9.2%。挤压铸造制备准晶增强镁基复合材料的强化机制为细晶强化和准晶颗粒强化。本研究为镁基复合材料的开发提供了一种新的增强相和制备工艺：以二十面体准晶为增强相，采用挤压铸造法，优化准晶中间合金含量和挤压铸造工艺，制备出高性能的Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料，对推动高强耐热镁基复合材料的快速发展和广泛应用具有重要的理论与实际意义。
杨永军[10]2010年在《Al-Mn-Ti准晶中间合金的制备及在Al-25%Si中的应用》文中提出长期以来,共晶成分的Al-Si合金由于具有较低的热膨胀系数、较高的耐磨性能和优良的熔铸及加工性能,常成为中小型内燃机活塞的首选材料。但随着内燃机向高速度、高功率的发展,传统的共晶成分Al-Si合金活塞已经满足不了其发展的需要。于是出现了过共晶(含Si=16~26wt.%)Al-Si合金活塞,但是在过共晶Al-Si合金中,随着硅含量提高,初晶硅变得十分粗大,严重影响合金的综合力学性能以及切削加工性。而准晶自被发现以来,一直是材料科学界所研究的热点。准晶具有高硬度、耐热性和低表面能等独特性能,使其特别适合作为韧性基体材料中的强化相。准晶增强铝基复合材料是一个研究热点,也是准晶在应用上的重要推广,进行这方面的研究在扩大准晶的应用范畴方面具有重要意义。本文正是基于准晶增强铝基复合材料的设想,设计一种新型铝基准晶中间合金,并将其加入Al-25%Si铝硅合金中,改善过共晶铝硅合金的组织。实验采用真空感应炉熔炼、水冷铜模冷却凝固的方法,通过向Al-Mn二元准晶合金中添加Ti元素,制备出了Al-Mn-Ti系叁元准晶中间合金。利用金相显微镜,X射线衍射仪,扫描电镜和能谱等分析手段,研究了Al-Mn-Ti准晶中间合金的显微组织和相组成的变化,发现了一种新的花瓣状Al67Mn13Ti20叁元准晶,并对其形成过程进行了初步研究。同时,将Al-Mn-Ti准晶中间合金添加到Al-25%Si过共晶铝硅合金中,观察了Al-Mn-Ti准晶中间合金对初晶硅形貌的影响。本文的主要研究结果如下:(1)在Al(86-X)Mn14TiX系列中间合金中,没有准晶相的形成,也未发现叁元相物质的存在。由于实验中合金的冷却速率同急冷凝固有较大差距,未加入Ti时,合金的铸态组织由α-Al相和Al6Mn相组成;加入Ti元素后,合金的组织由α-Al相、Al6Mn相和Al3Ti相组成,且随着Ti含量的增加,α-Al相逐渐减少,Al3Ti相逐渐增多。(2)在Al(77.5-X)Mn22.5TiX系列准晶中间合金中,未加入Ti时就有十边形准晶T相的存在,但不能得到全部的准晶,组织中存在部分准晶的近似晶体相(Al4Mn相)。Ti元素的加入,能细化准晶十边形T相晶粒,并能抑制铸态组织中近似晶体相(Al4Mn相)的形成。当Ti元素的加入量大于3.5at.%时,在合金中观察到有花瓣状组织出现,经过X-ray衍射和EDS分析,确定其为准晶相,成分为Al67Mn13Ti20。且随着Ti含量的提高,花瓣状准晶相的数量增加。(3)对Al67Mn13Ti20准晶相的形成过程进行分析,结果表明:在凝固时液相中首先形成Mn2Ti相,随后发生包晶反应L + Mn2 Ti→Al67Mn13Ti20 ,最终导致了叁元Al67Mn13Ti20准晶的形成。叁元准晶相形成后使得剩余液相中的Mn含量增加,促进了准晶T相的形成。(4) Al67Mn13Ti20准晶的形成过程,遵循形核和长大规律。准晶相的生长界面为粗糙界面,是以连续生长机制进行生长的。由于实验采用水冷铜模冷却,合金的冷却速率远大于平衡凝固时,同时溶质原子在生长界面前沿形成的成分过冷使的生长界面不稳定性增加,导致准晶相以六瓣状生长,花瓣端部呈现出圆滑状。(5)加入Al73.5Mn22.5Ti4准晶中间合金后,Al-25%Si合金的显微组织形貌发生了明显的变化。合金中初晶硅由粗大的五瓣星状变为小的颗粒状,当准晶中间合金的添加量为4wt.%时,初晶硅平均尺寸从300μm减小到30μm,细化效果明显。同时,随着准晶中间合金添加量的增加,Al-25%Si合金的布氏硬度有一定程度的提高。
参考文献：
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[5]. Al-Cu-Fe准晶的制备及在ZL101中的应用[D]. 田晋忠. 中北大学. 2015
[6]. 准晶Al-Cu-Fe体系合金液—固特性研究[D]. 秦海鸥. 济南大学. 2010
[7]. 普通凝固准晶增强Mg-Zn-Y及Mg-Zn-Y-Al合金组织与性能[D]. 张英波. 吉林大学. 2008
[8]. 热处理及高温多向压缩变形对Mg-Zn-Y准晶组织形貌的影响[D]. 翟丽珍. 太原理工大学. 2006
[9]. Mg-Zn-RE准晶中间合金的制备及挤压铸造准晶增强镁基复合材料研究[D]. 杨玲. 中北大学. 2014
[10]. Al-Mn-Ti准晶中间合金的制备及在Al-25%Si中的应用[D]. 杨永军. 太原理工大学. 2010
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