CN116121619B - 一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 - Google Patents
一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN116121619B CN116121619B CN202310096374.7A CN202310096374A CN116121619B CN 116121619 B CN116121619 B CN 116121619B CN 202310096374 A CN202310096374 A CN 202310096374A CN 116121619 B CN116121619 B CN 116121619B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- eutectic
- melt
- quenching
- amorphous
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 239000000725 suspension Substances 0.000 title claims abstract description 67
- 239000007788 liquid Substances 0.000 title claims abstract description 34
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 29
- RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] Chemical class [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N 0.000 title abstract description 36
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 95
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 89
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 claims abstract description 69
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 58
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims abstract description 53
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 49
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 49
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 38
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 claims abstract description 34
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims abstract description 25
- 230000008569 process Effects 0.000 claims abstract description 16
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims abstract description 12
- 238000007578 melt-quenching technique Methods 0.000 claims abstract description 12
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims abstract description 12
- 230000008878 coupling Effects 0.000 claims abstract description 11
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 claims abstract description 11
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 claims abstract description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 7
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 37
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 37
- 239000004005 microsphere Substances 0.000 claims description 33
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 claims description 16
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000011208 reinforced composite material Substances 0.000 claims description 10
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000007373 indentation Methods 0.000 claims description 5
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 claims description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 claims description 3
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 claims description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 abstract description 8
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 5
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 abstract description 4
- 238000003754 machining Methods 0.000 abstract description 2
- 230000003068 static effect Effects 0.000 abstract description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 24
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 10
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 7
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 5
- 238000013461 design Methods 0.000 description 5
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 5
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 5
- 229910019580 Cr Zr Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910019817 Cr—Zr Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 4
- 238000001304 sample melting Methods 0.000 description 4
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 3
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 3
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000011160 research Methods 0.000 description 3
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GYHNNYVSQQEPJS-UHFFFAOYSA-N Gallium Chemical compound [Ga] GYHNNYVSQQEPJS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 208000035999 Recurrence Diseases 0.000 description 1
- 229910001128 Sn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 241001062472 Stokellia anisodon Species 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 229910000905 alloy phase Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000004075 alteration Effects 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000013329 compounding Methods 0.000 description 1
- 239000004567 concrete Substances 0.000 description 1
- 230000005684 electric field Effects 0.000 description 1
- 230000005686 electrostatic field Effects 0.000 description 1
- 229910001325 element alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000006023 eutectic alloy Substances 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021389 graphene Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000017525 heat dissipation Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- RHZWSUVWRRXEJF-UHFFFAOYSA-N indium tin Chemical compound [In].[Sn] RHZWSUVWRRXEJF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008595 infiltration Effects 0.000 description 1
- 238000001764 infiltration Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000008204 material by function Substances 0.000 description 1
- 238000012544 monitoring process Methods 0.000 description 1
- 239000002114 nanocomposite Substances 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 239000008188 pellet Substances 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000012216 screening Methods 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000002834 transmittance Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/06—Metallic powder characterised by the shape of the particles
- B22F1/065—Spherical particles
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/14—Treatment of metallic powder
- B22F1/142—Thermal or thermo-mechanical treatment
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
- B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
Abstract
本发明涉及一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法，所选的合金体系为五元Fe‑Co‑Ni‑Cr‑Zr合金，其中，合金的成分为双相共晶成分或近共晶成分。采用静电悬浮耦合熔体淬火的制备方法，通过配料并熔炼母合金、球形悬浮样品制备、抽真空、激光加热、关闭激光悬浮冷却或关闭激光，熔体掉落淬火等步骤制备而成，合金熔体在不同状态淬火后，制备了Laves相强化的复相材料，梯度纳米共晶材料，非晶复合材料以及非晶材料。该方法原材料容易获得，制备复合材料工艺流程简单，尺寸大，所制得的非晶复合材料与梯度纳米材料具有强度硬度高，韧性好，耐磨耐蚀等优点，可应用于特种合金、硬质合金、传感器、精密仪器、先进微器件、精密加工等领域。
Description
技术领域
本发明属于复相合金与梯度纳米复合材料技术领域，涉及一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法。
背景技术
随着科学探索的发展与技术需求的提高，新型材料的设计与研发面临着诸多机遇和挑战。近年来，作为结构与功能材料，多元复相合金因其具有优异性能而在众多合金材料中脱颖而出。它们继承了多元合金的优点以及复相相耦合相协调的优势，为材料的性能调控指明了新的方向。
因其低廉的价格和优异的性能，铁基多元复相合金的成分设计与性能优化等方面的研究工作一直活跃于研究课题中。多元复相合金的成分设计与凝固条件影响着合金的相组成与组织形貌，进而对材料的力学性能产生决定作用。在凝固过程中，热力学和动力学上的缓慢扩散效应使得多元合金的铸态组织由固溶体相、金属间化合物相、非晶相或由这些相混合组成。基于广义的热力学规则，人们发现熵优势有利于形成固溶体，而焓优势有利于形成金属间化合物，这为材料设计中不同类型相形成与相稳定性提供了指导。梯度材料作为一种新型复合材料，其内部的组织结构与力学性能都呈现出梯度分布。其独特的性质与性能使得梯度材料满足于不同的服役工况与功能，广泛应用于能源电子和工程结构等材料领域中。目前专利号为201510952576.2(一种铁基合金梯度熔覆层及其制备方法)以及专利号2016102792432(一种功能梯度耐磨铁基复合材料及其制备方法),他们或通过三种不同成分的铁基合金粉末熔覆获得梯度硬度层，或通过合金熔体与增强体的熔渗烧结制备，过程复杂，时间较久且成本较高。因此，控制合金熔体凝固时的冷却速率与温度梯度成为原位形成梯度材料的新技术。
在复相合金的快速凝固过程中，由于需要多个组元的协同扩散，因此晶体形核长大较难，这就导致了多元合金在凝固后容易形成纳米晶、非晶复材与完全非晶结构。Al0.6CoNiFeTi0.4合金经火花等离子烧结后，形成了精细BCC相与纳米孪晶FCC相共存的凝固组织，该纳米晶结构使得合金展现出3172MPa的压缩强度以及712Hv的维氏硬度。在非晶复材的制备研究中，专利号2019105260455(一种高耐蚀铁基非晶复合材料及其制备方法与应用)公开了一种由铁基非晶与石墨烯复合的非晶复合涂层。该方法先由雾化法制备并筛选非晶粉末，然后，采用超音速火焰由异路送粉喷涂制备非晶复合涂层。该涂层材料强韧性好，耐蚀性优，但其结合强度相比原位形成的非晶复材弱。
Fe-Co-Ni-Cr-Zr合金由于非晶形成临界尺寸小，该体系非晶复材与非晶合金的制备目前仅由单辊旋淬法实现。非晶与非晶复材仅呈现出二维薄带，这极大地限制了材料的应用范围和服役条件。因此，具有较高强度、硬度和耐磨性等优异力学性能的三维块体原位非晶复材与非晶材料亟需被开发。静电悬浮技术可以使合金熔体在无容器状态稳定悬浮并实现深过冷。静电悬浮与熔体淬火技术的结合，通过热力学过冷与动力学急冷的主动调控，不但可以保留熔体淬火前再辉形成的初生相结构，还可以实现剩余熔体的急冷凝固。基于淬火前熔体的不同液态结构和状态，为研制新型梯度纳米复相合金、非晶复合等材料的制备开辟了新的道路。
发明内容
要解决的技术问题
为了避免现有技术的不足之处，本发明提出一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法，解决现有技术中存在的不足，以及谋求梯度材料和复合材料制备的新方法。所制备的梯度纳米材料、非晶复合材料以及非晶材料具有硬度高、弹性好、韧性强和良好的耐腐蚀性能。
技术方案
一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金，其特征在于合金铸态为双相共晶或者近共晶组织，合金原子比为：18～25％的Fe、18～25％的Co、18～25％的Ni、18～25％的Cr和8～15％的Zr。
所述合金原子比为：35～42％的Fe、18～25％的Co、10～15％的Ni、15～20％的Cr和8～13％的Zr。
一种权利要求1或2所述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金的制备方法，其特征在于采用静电悬浮以及静电悬浮耦合不同液态结构的熔体淬火，制备步骤如下：
步骤1、配料：按照合金原子比为：18～25％的Fe、18～25％的Co、18～25％的Ni、18～25％的Cr和8～15％的Zr配料；
步骤2、熔炼：将原料放入真空电弧炉中，在惰性保护气氛中熔炼得到母合金，控制电流为80～130A，熔炼时间为10～30s，得到相对均匀的合金成分；
步骤3、复熔：将母合金钳碎，在惰性气体保护下用激光或电弧复熔成直径2～5mm的微球；
步骤4、抽真空：将微球置于静电悬浮仪器腔体，并抽真空至5.0×10-3～1.0×10- 5Pa；
步骤5、加热、悬浮：采用激光进行预热微球，使得微球带电稳定悬浮后，继续加热至液相线温度以上20～350K，使得悬浮熔体处于过热状态；
步骤6、制备Laves相强化的复材或制备梯度复合材料及非晶材料：
制备Laves相强化的复材：在步骤1～5的基础上，在悬浮熔体在过热状态下关闭激光，熔体自由冷却并过冷，通过激光功率控制合金熔体的过热度，获得不同过冷度条件下凝固的合金微球，即为制得的Laves相强化的复材，其共晶成分合金的悬浮过冷凝固后，其凝固组织由初生强化Laves相与FCC+Laves两相共晶组成；
制备梯度复合材料及非晶材料：在步骤1～5的基础上，熔体在上电极、侧电极和下电极的控制下稳定悬浮，通过转盘将装有液态金属的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央；
悬浮熔体在过冷态淬火后形成具有纳米共晶的梯度复合材料；
在再辉过程中，淬火后形成初生Laves相+一次共晶+二次超细淬火共晶的复合组织；
在液相线淬火后形成外层非晶+内层纳米共晶的梯度复合材料；
以及熔体在过热态淬火后形成了完全的非晶结构；
关闭激光与电压后，不同液态结构的熔体在液态金属中淬火并凝固，即获得的梯度复合材料或非晶材料。
所述步骤1的合金原子比为：35～42％的Fe、18～25％的Co、10～15％的Ni、15～20％的Cr和8～13％的Zr。
所述微球为球形或者近球形。
所述步骤6中，装有液态金属的铜坩埚由转盘旋转至环形区域中央，并与环形电极基本平齐。
所述温度采用红外高温测温计实时监测悬浮样品温度。
所述静电悬浮设备的下电极由可分离的环形区域和放样区域组成。
所述步骤6中，初生Laves相的纳米压痕硬度为12.50～12.60GPa。
所述步骤6中，静电悬浮耦合液淬获得纳米共晶的硬度为9.92～10.32GPa；液相线淬火获得非晶合金的硬度为12.28～12.42GPa；过热态淬火获得非晶合金的硬度为11.45～12.11Gpa，相比近平衡凝固组织中粗大共晶6.69～6.85GPa的硬度，梯度纳米共晶复合材料与非晶材料不但显著提高了合金的硬度且改善了韧性。
有益效果
本发明提出的一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法，所选的合金体系为五元Fe-Co-Ni-Cr-Zr合金，其中，合金的成分为双相共晶成分或近共晶成分。采用静电悬浮耦合熔体淬火的制备方法，通过配料并熔炼母合金、球形悬浮样品制备、抽真空、激光加热、关闭激光悬浮冷却或关闭激光，熔体掉落淬火等步骤制备而成，合金熔体在不同状态淬火后，制备了Laves相强化的复相材料，梯度纳米共晶材料，非晶复合材料以及非晶材料。该方法原材料容易获得，制备复合材料工艺流程简单，尺寸大，所制得的非晶复合材料与梯度纳米材料具有强度硬度高，韧性好，耐磨耐蚀等优点，可应用于特种合金、硬质合金、传感器、精密仪器、先进微器件、精密加工等领域。
与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
(1)本发明提供的复相合金原材料成本和熔炼成本较低。由于原材料按照Fe-Co-Ni-Cr-Zr共晶或近共晶成分配比，使得合金合金液相线温度较低，熔炼成本低；而且，由于近共晶成分合金在悬浮凝固后形成大量Laves相增强的复相合金。在获得相同效果前提下减少了金属Zr的添加，由于Zr元素熔点较高且价格远高于其他四种元素。因此，本方法也减少了原材料成本。
(2)本发明提供的球状块体非晶与非晶复合材料形成的临界尺寸提升到了2～3mm。由于静电悬浮耦合过热熔体淬火以及静电悬浮耦合液相线熔体淬火的方式，使得熔体淬火前不但保持微观混乱原子排布以及宏观熔体形态，因而非晶与非晶复材形成的临界尺寸提升到了2～3mm。而现有技术制备该类似凝固结构的形成一般由单辊旋淬制备，其尺寸一般仅20～50μm，因此，材料尺寸显著提升。
(3)本发明提供的复相合金材料(如Laves相强化的复相合金、梯度纳米共晶合金、非晶复材以及非晶结构)的微观组织与相组成可主动调节和控制。由于静电悬浮以及静电悬浮耦合熔体淬火技术的结合，可以在无接触状态下控制熔体淬火前的不同的温度与液态结构，使得在快淬条件下获得特殊的复相材料。具体为：过冷态的悬浮熔体液淬后形成梯度纳米共晶组织；再辉过程中的悬浮熔体液淬后形成大量Laves相与纳米共晶组成的复合组织；液相线温度附近的悬浮熔体液淬后形成非晶与纳米共晶的复合组织；过热态的悬浮熔体液淬后形成非晶结构。因此，制备过程可实现对复相合金相组成的主动调控且制备工艺流程简单。
(4)本发明制备的复相合金材料的力学性能显著提升。由于以上方法制备的梯度纳米共晶材料、外围非晶+内部纳米共晶的非晶复合材料以及完全非晶材料，特殊纳米结构、复合结构以及非晶结构的形成提高了合金的力学性能。具体表现为：淬火纳米共晶的硬度可达9.92～10.32GPa，非晶结构的硬度为11.45～12.42GPa。因此，与相同成分合金铸态共晶硬度6.69～6.85GPa相比较，制备合金的硬度和断裂韧性显著提升。
附图说明
图1是实施例1所制得一种Laves相增强的复相合金微球材料的凝固组织；
图2是实施例2所制得一种Laves相增强的纳米共晶复相合金微球材料的凝固组织；
图3是实施例3所制得一种梯度纳米共晶复相合金微球材料的结构和凝固组织；
图4是实施例4所制得一种非晶与纳米共晶共存的复相微球材料的结构和凝固组织；
图5是实施例5所制得一种完全非晶的微球材料的结构和透射分析；
图6是各实施例中所制备材料的纳米压痕性能；
图7是所制得复相合金材料维氏硬度测试的压痕形貌。
具体实施方式
现结合实施例、附图对本发明作进一步描述：
实施例中的复相合金，合金原子比为：Fe(18～25％),Co(18～25％),Ni(18～25％),Cr(18～25％),Zr(8～15％)，或Fe(35～42％),Co(18～25％),Ni(10～15％),Cr(15～20％),Zr(8～13％)，合金铸态为双相共晶或者近共晶组织。
复相合金快速凝固制备基于静电悬浮的液态淬火的快速凝固制备方法，技术思路为：利用静电悬浮耦合不同液态结构的熔体淬火技术，主动调控Fe-Co-Ni-Cr-Zr合金的凝固过程，改变凝固路径，通过控制合金熔体凝固时获得的过冷度以及淬火前的熔体状态(再辉过程中、过冷态、液相线附近以及过热态)，获得具有优异性能的Laves相增强的纳米共晶复相合金、梯度纳米共晶复相合金、非晶与纳米共晶复相合金以及完全非晶的合金材料。
本发明淬火温度选取的依据是：处于过热态时，熔体结构存在大量得二十面体团簇，这抑制了晶核的形成，促使熔体淬火快速冻结成非晶结构。但过热温度不能超过300K,否则长时间的过热使样品出现明显挥发，上下电极吸附金属粉屑，破坏了稳态悬浮电场，熔体失控掉落。处于液相线附近时，熔体结构中二十面体团簇与共晶两相团簇动态竞争，由于淬火时样品外部冷速大，使得此状态熔体急冷形成外层非晶+内层纳米共晶的复合结构。处于过冷态时，熔体结构中共晶两相团簇在与二十面体团簇的竞争中胜出，由于凝固时温度梯度的差异，形成了梯度纳米共晶结构。
本发明第一个目的是提供材料，合金的组成及原子占比为：Fe(18～25％),Co(18～25％),Ni(18～25％),Cr(18～25％),Zr(8～15％)，或Fe(35～42％),Co(18～25％),Ni(10～15％),Cr(15～20％),Zr(8～13％)，合金铸态组织为FCC与Laves相的双相共晶或近共晶。
本发明第二个目的是一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，包括以下步骤：
步骤1、配料：按照上述成分范围将Fe、Co、Ni、Cr、Zr金属按照上述原子百分比进行称量配料；
步骤2、熔炼：步骤1称量的原料放入真空电弧炉中或激光熔样装置中，在惰性保护气氛中熔炼成直径为2～5mm的近球形样品；
步骤3、抽真空：将步骤2所得微球置于静电悬浮仪器腔体，并抽真空至5.0×10-3～1.0×10-5Pa；
步骤4、加热、悬浮及测温：采用激光预热样品，样品带电稳定悬浮后，加热至液相线温度以上20～350K，由红外高温测温计实时监测悬浮样品温度；
步骤5、Laves相强化的复材获得：悬浮熔体在过热状态下关闭激光，熔体自由冷却并过冷，通过控制合金熔体的过热度，获得不同过冷度条件下凝固的合金微球，即为制得的Laves相强化的复材。
步骤6、梯度复合材料及非晶材料的获得：熔体在上电极、侧电极和下电极的控制下稳定悬浮，通过转盘将装有液态金属的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央。悬浮熔体分别在过冷态、再辉过程中、液相线处以及过热态时关闭激光和电压，不同液态结构的熔体在液态金属中淬火并凝固，即为获得的梯度复合材料或非晶材料。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，其制备方式为静电悬浮与不同液态结构熔体淬火相结合。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，静电悬浮设备的下电极由可分离的环形区域和放样区域组成。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，在样品悬浮期间，装有液态金属的铜坩埚由转盘旋转至环形区域中央，并与环形电极基本平齐。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，用于淬火的液态金属为镓铟锡合金。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤5中，共晶成分合金的悬浮过冷凝固后，其凝固组织由初生强化Laves相与FCC+Laves两相共晶组成。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，再辉过程中淬火后形成初生Laves相+一次共晶+二次超细淬火共晶的复合组织。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，过冷态淬火后形成具有纳米共晶的梯度复合材料。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，液相线淬火后形成外层非晶+内层纳米共晶的梯度复合材料。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤6中，熔体在过热态淬火后形成了完全的非晶结构。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，步骤5中，初生Laves相的纳米压痕硬度为12.50～12.60GPa；步骤6中，静电悬浮耦合液淬获得纳米共晶的硬度为9.92～10.32GPa；液相线淬火获得非晶合金的硬度为12.28～12.42GPa；过热态淬火获得非晶合金的硬度为11.45～12.11GPa。
优选地，上述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金快速凝固制备方法，与近平衡凝固组织中粗大共晶6.69～6.85GPa的硬度相比，步骤6中制备的梯度纳米共晶复合材料与非晶材料不但显著提高了合金的硬度，也改善了韧性。
实施例1
本实施例一种Laves相增强的复相合金微球材料，设计合金成分为Fe22Co22Ni22Cr22Zr12(at％)，根据原子百分比计算各元素相应的配比质量并称量；
将所配取的原料放入电弧熔炼装置中，抽真空后反充惰性气体Ar气，熔炼成质量为0.5g的母合金；
将所获得的母合金分为质量40～130mg的小块，用功率为100～150W的激光重熔为直径2～4mm的小球；
将3mm直径的小球置于下电极上，将静电悬浮腔体抽真空至7.0×10-4Pa；
样品预热后在静电场作用下稳定悬浮，用功率为30W的激光加热样品，使样品熔化并过热至1702K。关闭激光，样品通过辐射散热开始冷却，经过过冷、再辉、凝固后，在温度为1023K时关闭电压，样品自由下落到下电极。
本实施例控制过热度为180K，使得样品的过冷度为102K，样品凝固后形成Laves相增强的复相合金微球材料。合金的凝固组织详见说明书附图1，合金的硬度比铸态明显提升。
实施例2
本实施例一种Laves相增强的纳米共晶复相微球材料，设计成分为Fe22Co22Ni22Cr22Zr12(at％)，根据原子百分比计算各元素相应的配比质量并称量；
将所配取的原料放入激光熔样装置中，熔炼时惰性气体Ar气持续换气，激光功率为135W，多次复熔使得样品凝固后球形度较好且直径为3mm；
将所获得的球形样品置于静电悬浮腔体中，抽真空至2.0×10-4Pa；
样品由26W的激光预热至1423K后，在上下电极与侧电极的作用下稳定悬浮。在此过程中，下电极的放样区域由转盘撤离，而将装有液态金属Ga-In-Sn的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央，使两者高度基本一致；
升高激光功率至36W，样品温度上升到1788K之后，关闭激光，样品开始降温并过冷。熔体在1401K的温度开始再辉，在再辉过程中关闭电压，合金熔体在该状态掉落至液态金属中实现液淬凝固；
样品凝固后形成Laves相强化的纳米共晶复相微球材料。合金的凝固组织详见明书附图2，由初生Laves相、一次生长共晶以及淬火纳米共晶组成。淬火纳米共晶的硬度与铸态相比提升了50％。
实施例3
本实施例一种梯度纳米共晶复相合金微球材料，设计合金成分为Fe38Co22Ni13Cr17Zr10(at.％)，根据原子百分比计算各元素的相应质量并称量；
将所配取的原料放入激光熔样装置中，熔炼时惰性气体Ar气持续换气，激光功率为120W，多次复熔使得样品呈现为直径3.2mm的近球形；
将所获得的球形样品置于静电悬浮腔体中，抽真空至5.0×10-4Pa；
样品由25W的激光预热至1373K后，在上下电极与侧电极的作用下稳定悬浮。在此过程中，下电极的放样区域由转盘撤离，而将装有液态金属Ga-In-Sn的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央，使两者高度基本一致；
升高激光功率至30W，样品温度上升到1598K之后，关闭激光，样品开始降温并过冷，当温度降至1454K时关闭电压，合金熔体在过冷态掉落至液态金属中实现液淬凝固；
样品凝固后形成梯度纳米共晶的复相合金微球材料。合金的凝固组织详见说明书附图3，球体中心的层片间距约85nm,而外层的共晶层片间距为25nm左右。两个区域的硬度与铸态相比分别提升46％和51％。
实施例4
本实施例一种非晶与纳米共晶共存的复相微球材料，设计合金成分为Fe22.5Co22.5Ni22.2Cr22.2Zr10(at.％)，根据原子百分比计算各元素相应的配比质量并称量；
将所配取的原料放入电弧熔炼装置中，抽真空至6.0×10-4Pa后反充Ar气保护，将样品熔炼获得质量0.4g的母合金；
将所得母合金分为质量相近的4小块，将其在激光熔样装置中复熔成4个直径3～3.5mm的小球；
取上一步所得的球形样品(直径为3.1mm)置于静电悬浮腔体中，抽真空至3.0×10-4Pa；
样品由26W的激光预热至1395K后，在上下电极与侧电极的作用下稳定悬浮。将装有液态金属Ga-In-Sn的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央，使两者高度基本一致；
升高激光功率至34W，样品温度上升到1737K之后，关闭激光，样品开始降温。当熔体降温至液相线附近的1524K时关闭电压，合金熔体掉落至液态金属中实现液淬凝固；
样品凝固后形成非晶与纳米共晶共存的复相微球材料。合金的凝固组织详见说明书附图4，球体的外层为非晶结构，内层为纳米共晶组织。两个区域的的硬度与铸态相比分别提升了83％和52％。
实施例5
本实施例一种完全非晶的微球材料，设计合金成分为Fe22.5Co22.5Ni22.2Cr22.2Zr10(at.％)；
取实施例4所得的球形样品(直径为2.9mm)置于静电悬浮腔体中，抽真空至5.5×10-4Pa；
样品由24W的激光预热至1335K后，在上下电极与侧电极的作用下稳定悬浮。将装有液态金属Ga-In-Sn的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央，使两者高度基本一致；
升高激光功率至34W，样品温度上升到1750K之后，关闭激光，样品开始降温。当熔体在过热态的1680K时关闭电压，合金熔体掉落至液态金属中实现液淬凝固；
样品凝固后形成完全非晶的微球材料。合金的凝固组织详见说明书附图5。材料的硬度与铸态相比提升了69％。
以上实施例中，分别采用扫描电子显微镜(SEM)及透射电子显微镜(TEM)技术测试并确定所选合金微球的相组成，并利用纳米压痕技术与维氏硬度计测量并表征微球的硬度和断裂韧性。
在TI980高精度纳米力学测试过程中，设置参数为：最大载荷为5mN，加载5s，保载2s，卸载5s。测试结果如说明书附图6所示，制备的复相合金材料(梯度纳米共晶材料、外围非晶+内部纳米共晶的非晶复合材料)以及完全非晶材料，其中淬火纳米共晶的硬度可达9.92～10.32GPa，非晶结构的硬度为11.45～12.42Gpa，都显著高于铸态共晶硬度。在维氏硬度的测试过程中，设置参数为：最大载荷为19.6N，加载15s，保载5s，卸载15s。维氏硬度的压痕形貌详见说明书附图7，与一次粗大共晶层片间和初生Laves相上萌生的微裂纹相比较，该发明制备的超细淬火纳米共晶以及非晶结构不但提升了合金的硬度，也改善了断裂韧性。
需要说明的是，本发明权利要求书中涉及数值区间或范围时，应理解为范围的两个端点以及两个端点之间任何数值；其次，本发明描述了几个优选实施例及其效果，但本技术领域人员一旦得知了相关创造性概念和方法，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。若对本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求精神范围以及等同技术范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。
Claims (8)
1.一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金，其特征在于，合金铸态为双相共晶或者近共晶组织，合金原子比为：35～42％的Fe、18～25％的Co、10～15％的Ni、15～20％的Cr和8～13％的Zr。
2.一种权利要求1所述基于静电悬浮的液态淬火的复相合金的制备方法，其特征在于采用静电悬浮以及静电悬浮耦合不同液态结构的熔体淬火，制备步骤如下：
步骤1、配料：按照合金原子比为：35～42％的Fe、18～25％的Co、10～15％的Ni、15～20％的Cr和8～13％的Zr；
步骤2、熔炼：将原料放入真空电弧炉中，在惰性保护气氛中熔炼得到母合金，控制电流为80～130A，熔炼时间为10～30s，得到相对均匀的合金成分；
步骤3、复熔：将母合金钳碎，在惰性气体保护下用激光或电弧复熔成直径2～5mm的微球；
步骤4、抽真空：将微球置于静电悬浮仪器腔体，并抽真空至5.0×10-3～1.0×10-5Pa；
步骤5、加热、悬浮：采用激光进行预热微球，使得微球带电稳定悬浮后，继续加热至液相线温度以上20～350K，使得悬浮熔体处于过热状态；
步骤6、制备Laves相强化的复材或制备梯度复合材料及非晶材料：
制备Laves相强化的复材：在步骤1～5的基础上，在悬浮熔体在过热状态下关闭激光，熔体自由冷却并过冷，通过激光功率控制合金熔体的过热度，获得不同过冷度条件下凝固的合金微球，即为制得的Laves相强化的复材，其共晶成分合金的悬浮过冷凝固后，其凝固组织由初生强化Laves相与FCC+Laves两相共晶组成；
制备梯度复合材料及非晶材料：在步骤1～5的基础上，熔体在上电极、侧电极和下电极的控制下稳定悬浮，通过转盘将装有液态金属的铜坩埚旋转至下电极的环形区域中央；
悬浮熔体在过冷态淬火后形成具有纳米共晶的梯度复合材料；
在再辉过程中，淬火后形成初生Laves相+一次共晶+二次超细淬火共晶的复合组织；
在液相线淬火后形成外层非晶+内层纳米共晶的梯度复合材料；
以及熔体在过热态淬火后形成了完全的非晶结构；
关闭激光与电压后，不同液态结构的熔体在液态金属中淬火并凝固，即获得的梯度复合材料或非晶材料。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述微球为球形或者近球形。
4.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述步骤6中，装有液态金属的铜坩埚由转盘旋转至环形区域中央，并与环形电极基本平齐。
5.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述温度采用红外高温测温计实时监测悬浮样品温度。
6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述静电悬浮设备的下电极由可分离的环形区域和放样区域组成。
7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述步骤6中，初生Laves相的纳米压痕硬度为12.50～12.60GPa。
8.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述步骤6中，静电悬浮耦合液淬获得纳米共晶的硬度为9.92～10.32GPa；液相线淬火获得非晶合金的硬度为12.28～12.42GPa；过热态淬火获得非晶合金的硬度为11.45～12.11Gpa，相比近平衡凝固组织中粗大共晶6.69～6.85GPa的硬度，梯度纳米共晶复合材料与非晶材料不但显著提高了合金的硬度且改善了韧性。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202310096374.7A CN116121619B (zh) | 2023-02-10 | 2023-02-10 | 一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202310096374.7A CN116121619B (zh) | 2023-02-10 | 2023-02-10 | 一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN116121619A CN116121619A (zh) | 2023-05-16 |
| CN116121619B true CN116121619B (zh) | 2023-08-29 |
Family
ID=86297099
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202310096374.7A Active CN116121619B (zh) | 2023-02-10 | 2023-02-10 | 一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN116121619B (zh) |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1990892A (zh) * | 2005-12-31 | 2007-07-04 | 财团法人工业技术研究院 | 多元成分热阻合金及具有多元成分热阻合金层的模具 |
| CN106756407A (zh) * | 2016-12-07 | 2017-05-31 | 徐轶 | 一种CrMnFeCoNiZr高熵合金及其制备方法 |
| CN107557645A (zh) * | 2017-10-17 | 2018-01-09 | 大连理工大学 | 一种具有立方形态纳米粒子共格析出的bcc基高强高熵高温合金 |
| CN110423956A (zh) * | 2019-08-28 | 2019-11-08 | 西北工业大学 | 一种铁硅硼非晶纳米晶复合微球材料及制备方法 |
| CN112210705A (zh) * | 2020-09-14 | 2021-01-12 | 西安理工大学 | 一种CuCrCoFeNiZrx高熵合金及其制备方法 |
| CN112501485A (zh) * | 2020-11-16 | 2021-03-16 | 北京理工大学 | 一种可逆室温储氢高熵合金、其制备及其应用 |
| JP2022109749A (ja) * | 2021-01-15 | 2022-07-28 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 多元系合金からなる粉末 |
| CN115233070A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-10-25 | 大连理工大学 | 一种双相共晶结构高熵合金及其制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009062196A2 (en) * | 2007-11-09 | 2009-05-14 | The Regents Of The University Of California | Amorphous alloy materials |
-
2023
- 2023-02-10 CN CN202310096374.7A patent/CN116121619B/zh active Active
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1990892A (zh) * | 2005-12-31 | 2007-07-04 | 财团法人工业技术研究院 | 多元成分热阻合金及具有多元成分热阻合金层的模具 |
| CN106756407A (zh) * | 2016-12-07 | 2017-05-31 | 徐轶 | 一种CrMnFeCoNiZr高熵合金及其制备方法 |
| CN107557645A (zh) * | 2017-10-17 | 2018-01-09 | 大连理工大学 | 一种具有立方形态纳米粒子共格析出的bcc基高强高熵高温合金 |
| CN110423956A (zh) * | 2019-08-28 | 2019-11-08 | 西北工业大学 | 一种铁硅硼非晶纳米晶复合微球材料及制备方法 |
| CN112210705A (zh) * | 2020-09-14 | 2021-01-12 | 西安理工大学 | 一种CuCrCoFeNiZrx高熵合金及其制备方法 |
| CN112501485A (zh) * | 2020-11-16 | 2021-03-16 | 北京理工大学 | 一种可逆室温储氢高熵合金、其制备及其应用 |
| JP2022109749A (ja) * | 2021-01-15 | 2022-07-28 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 多元系合金からなる粉末 |
| CN115233070A (zh) * | 2022-06-22 | 2022-10-25 | 大连理工大学 | 一种双相共晶结构高熵合金及其制备方法 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 刘文斌等."电磁悬浮过共晶Al-Si合金初生相偏聚行为研究".《中国科学:技术科学》.2022,第53卷(第1期),41-52. * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN116121619A (zh) | 2023-05-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Zhang | High entropy materials | |
| Munitz et al. | Heat treatments' effects on the microstructure and mechanical properties of an equiatomic Al-Cr-Fe-Mn-Ni high entropy alloy | |
| Li et al. | Synthesis of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys by high-gravity combustion from oxides | |
| CN107408436B (zh) | 稀土类永久磁体及其制造方法 | |
| CN110273077A (zh) | 一种大尺寸难熔高熵合金的制备方法 | |
| Park et al. | In situ formation of two glassy phases in the Nd–Zr–Al–Co alloy system | |
| Liu et al. | Preparation of amorphous Fe-based magnetic powder by water atomization | |
| Huang et al. | Glass forming ability, mechanical and magnetic properties in Fe–W–Y–B alloys | |
| CN106825587A (zh) | 一种制备氧化物弥散强化铁基合金的方法 | |
| Zhao et al. | Microstructure and enhanced tensile properties of AlCoxCrFeNi high entropy alloys with high Co content fabricated by laser melting deposition | |
| CN110129609A (zh) | 一种二氧化锆弥散强化铜合金的制备方法 | |
| Zhang et al. | Influence of different annealing temperatures and cooling rates on amorphous and crystalline composite coating | |
| Gao et al. | Microstructure and magnetic properties of FeSiBCrC soft magnetic alloy manufactured by selective laser melting | |
| Chang et al. | Microstructural and microhardness characteristics of induction melted nickel-based alloys | |
| Mingjia et al. | Influence of rare earth elements on solidification behavior of a high speed steel for roll using differential scanning calorimetry | |
| Wang et al. | The influence of powder characteristics on densification behavior and microstructure evolution of W-Cr-Zr alloy consolidated by field-assisted sintering technology | |
| Li et al. | In-situ generation of high-strength AISI 1045 steel with SiO2 nano-precipitation by selective laser melting (SLM) | |
| Zhao et al. | Effect of solution aging treatment on microstructure and properties of Fe‐0.5 C‐11Cr corrosion resistant alloy by laser cladding | |
| CN116121619B (zh) | 一种基于静电悬浮的液态淬火的复相合金及制备方法 | |
| CN104630567B (zh) | Ti‑Ni基形状记忆合金薄带及其制备方法 | |
| Tan et al. | A multiple grain size distributed Al-based composite consist of amorphous/nanocrystalline, submicron grain and micron grain fabricated through spark plasma sintering | |
| CN109777998A (zh) | 一种高强高阻尼Mn-Cu基合金及其制备方法 | |
| Zhang et al. | Phase selection and characterization of Fe-based multi-component amorphous composite | |
| Jia et al. | Innovative technologies for powder metallurgy-based disk superalloys: Progress and proposal | |
| Li et al. | Sluggish dendrite growth in undercooled Fe-Co-Ni-Si multi-principal element intermetallics |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| CB03 | Change of inventor or designer information |
Inventor after: Wang Haipeng Inventor after: Zhang Pengchao Inventor after: Hu Liang Inventor after: Wei Bingbo Inventor before: Wang Haipeng Inventor before: Zhang Pengchao Inventor before: Wei Bingbo |
|
| CB03 | Change of inventor or designer information | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |