合金液-固相變過程中的高熔化熵相多呈棱角狀或針片狀,這種形貌常給材料的力學性能帶來不利的影響。通過改變相變條件可改變高熔化熵相的生長方式及其形貌,從而提高合金的力學性能。生長方式的改變可歸結為Jackson因子α或生長因子的改變。然而,目前對于固-固相變的轉變熵及其生長因子的研究較少,這使得固態(tài)相變中,通過調控高熔化熵相的形態(tài)來改善合金力學性能進展緩慢。本文以Al-24.2%Si、Mg-5%Si、Al-20%Mg及Ni-3.3%B合金為研究對象,通過XRD和SEM技術分析了初生Si、初生Mg2Si、A13Mg2及Ni3B相的組織形貌,采用Image-Pro Plus軟件分析了不同相變條件下高熔化熵相的形態(tài)及尺寸變化規(guī)律,利用顯微維氏硬度測試儀研究了相變條件對合金硬度的影響。借助理論公式計算了凝固過程與固態(tài)相變過程中各高熔化熵相的α值,并對高熔化熵相的形貌與Jackson因子α或生長因子之間的關系進行了定量分析。得到以下結論:（1）發(fā)現了過共晶Al-Si合金中高熔化熵Si相的形貌及尺寸隨熱處理條件變化的實驗規(guī)律。在試驗溫度下長時間保溫,初生Si都會粗化,表現為R值（初生Si的等效直徑）增... 

【文章來源】：西安工業(yè)大學陜西省

【文章頁數】：94 頁

【學位級別】：碩士

【部分圖文】：

圖１．２?Ｂｉ以不同過冷度凝固后的組織［１７］??

金中高熔化熵??第二相的形態(tài)及其生長特性意義重大。本課題的選材標準為：合金中第二相為熔化熵高??（Ｊａｃｋｓｏｎ因子ａ大于２）的金屬間化合物（Ｍｇ２Ｓｉ、Ａｌ３Ｍｇ２及Ｎｉ３Ｂ）相。其中Ｍｇ２Ｓｉ、??Ａｌ３Ｍｇ２ｆｔ分別通過熔煉Ｍｇ－５％Ｓｉ、Ａｌ－２０％Ｍｇ合金獲得；Ｎｉ３Ｂ相通過結合熔融玻璃凈化??法與高頻感應熔煉法獲得，其母合金成分為Ｎｉ－３．３％Ｂ。??為了在合金中獲得較多的Ｍｇ２Ｓｉ，更好地觀測其形態(tài)隨固－固相變（固溶處理）條件??的變化，Ｍｇ－Ｓｉ系合金選用過共晶成分。圖２．１為Ｍｇ－Ｓｉ合金二元相圖，該相圖的左右??兩側可分別視為獨立的Ｍｇ－Ｍｇ２Ｓｉ、Ｍｇ２Ｓｉ－Ｓｉ共晶相圖。Ｓｉ在Ｍｇ中溶解度很低，Ｒａｙｎｏｒ［８７］??基于Ｍｇ的點陣變換，預測在８７８?Ｋ時，Ｓｉ在Ｍｇ中的溶解度僅為０．００３ａｔ％，這對Ｍｇ－Ｓｉ??合金的熔煉過程非常不利。通過熔體化學反應Ｍｇ＋Ｓｉ—Ｍ＆Ｓｉ可實現Ｓｉ在Ｍｇ中的溶解，??但由于Ｍｇ在高溫下極為活潑，且隨Ｓｉ含量增加，合金熔點大大提高，本論文選用Ｓｉ??含量不太高的過共晶合金Ｍｇ－５％Ｓｉ作為實驗研究對象。??Ａｔｏｍｉｃ?Ｐｅｒｃｅｎｔ?Ｓｉｌｉｃｏｎ??〇?ｔｏ?２０?３０??４？?３０?ｗ?ｎ?？〇?？〇?ｒｏｏ??ｉ?ｚ??ｉ？？ｊ??，丨?Ｌ??Ｎ一??Ｅ?Ｉ?／?５７??￥?Ｈ?／??－ｆｃ／?ｉ????（Ｓｉ）－??ｑ?＊〇２〇；？？０?５０Ｓ〇７Ｃ＊＞?的??？ｙｇ?Ｗｅｔｆｉｈｔ?Ｐｅｒｃｅｎｔ?Ｓｉｌｉｃｏｎ?Ｓｉ??圖２．１河§－３丨二元相圖［８８］??圖２．２為Ａｌ－Ｍｇ二元相圖，Ｍｇ含量介

，。工尺下，??取多次測量的平均值作為試樣的硬度值。顯微維氏硬度計算公式為：??＝０．１０２ｘ２ｓｉｎ?１３６°?？?０．１８９１＾２?（２．３）??式中，從為顯微硬度值（ｋｇｆ／ｍｍ２）；?Ｆ為所加載荷大�。ǎ危�；?ｄ為壓痕對角線的平均長度??（ｍｍ）〇??對于硬度較小的Ｍｇ－５％Ｓｉ合金、Ａｌ－２４．２％Ｓｉ合金、Ａｌ－２０％Ｍｇ合金等，為防止壓碎??組織，測量硬度時載荷設定為５０?ｇｆ，力的加載時間設為１０?ｓ，而對于硬度較大Ｎｉ－３．３％Ｂ??合金，測量硬度時載荷設定為１００?ｇｆ，力的加載時間設為１５?ｓ。圖２．３為測量Ｎｉ－３．３％Ｂ??合金硬度時所打下的壓痕。??

【參考文獻】：
期刊論文
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本文編號：2922104