一、Growth morphologies of decagonal quasicrystal in highly undercooled Al_(72)Ni_(12)Co_(16) alloy melt（论文文献综述）
吴金珂[1]（2016）在《Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究》文中指出作为目前最轻的工程金属材料,被誉为“2l世纪绿色工程材料”的镁合金,具有较佳的比强度、比刚性、切削性、减振性以及易于回收等优点,被广泛应用于航空航天、汽车工业和数码3C产品的零件上。但是,镁合金存在塑性变形能力差、绝对强度低、容易氧化以及高温抗蠕变性能差等问题,限制了它在工业中的进一步应用。由于Mg-Zn-Y二十面体准晶相（I-phase）具有的高硬度、高弹性模量,并且能够与镁合金基体良好结合,可以应用于基体镁合金的强化相。因此,制备稳定的准晶增强镁基复合材料,能够为镁合金的强化研究提供新途径。本文采用常规铸造的方法制备Mg-Zn-Y二十面体稳定准晶中间合金,将制备的Mg-Zn-Y准晶中间合金作为增强体,通过外加法引入到基体AZ91D镁合金中,采用挤压铸造工艺获得准晶增强AZ91D镁基复合材料,研究不同工艺参数对复合材料显微组织和力学性能的影响;最后,采用挤压铸造法制备自生准晶增强Mg93Zn6Y1镁基复合材料,并研究挤压压力对材料显微组织和力学性能的影响。实验结果发现:采用常规的铸造方式,在实验设计的Mg-47Zn-xY（x=2.5,3.5,4.5,5.5,6.5,7.5,wt%）和Mg-45Zn-5.5Y（wt%）中均获得了稳定的二十面体准晶I-phase。随着合金中Y含量的增加,准晶相的含量逐渐增多,尺寸逐渐增大;随着Zn元素减少（Zn=45wt%）,合金中的I-phase由花瓣状变为不规则的多边形状,合金显微组织中的（α-Mg+I-phase）层片状共晶组织消失,黑色颗粒状的α-Mg增多,尺寸增大;随着冷却速率减缓,准晶相充分长大直到熟化脱落,最后形成一朵花瓣状准晶。重力铸造（0 MPa）工艺下,Mg3YZn6准晶相能够很好的遗留在AZ91D基体镁合金,变成球形,均匀分布在α-Mg基体的晶界或者晶内;准晶增强镁基复合材料力学性能提高明显,其抗拉强度是146.3MPa,断后伸长率是4.08%,相比于基体AZ91D分别提高了41.63%和44.68%;复合材料断口主要由解理面和撕裂棱组成,具有典型的脆性断裂的特征。相比于重力铸造,挤压铸造工艺更有助于镁基复合材料力学性能提高;当浇注温度为700℃,挤压压力为100MPa时,复合材料拉抗拉强度和伸长率达到最大值,分别是201.5MPa和8.20%,相比重力铸造增加幅度为37.7%和100.9%;此时,经过固溶和时效热处理后的抗拉强度和延伸率分别提高到233.5MPa和9.81%。挤压铸造Mg93Zn6Y1镁合金的显微组织由α-Mg相和I-phase两相组成。准晶相以（I-phase+α-Mg）层片状共晶组织形态存在,呈网状分布在α-Mg枝晶间。增大挤压压力,合金显微组织得到改善,层片状共晶组织变得细小,且由连续网状逐渐变为断裂网状,分布更均匀。当挤压压力从0 MPa增大到150 MPa时,Mg93Zn6Y1镁合金的抗拉强度由148.3 MPa增加到193.5 MPa,伸长率从2.41%增加到4.23%,增幅分别为30.48%和75.52%。合金拉伸试样的断口呈现准解理断裂特征。
刘冬梅[2]（2012）在《Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制》文中研究指明本文以Al-Ni包晶合金（L+Al3Ni2Al3Ni：Al3Ni相为符合化学计量比的无任何固溶度的有序金属间化合物）为主要研究对象，通过差示扫描量热法（DSC）及Bridgman法定向凝固实验，研究了Al3Ni相从液相直接析出时的生长特性，包晶Al3Ni相的形核机制，定向凝固过程中Al-Ni包晶合金的组织演化规律及包晶Al3Ni相的生长机制。采用Al3Ni相为初生相的Al-6at%Ni过共晶合金，通过Bridgman法定向凝固实验，研究了Al3Ni相从液相直接析出时的凝固特性，发现在较低凝固速度（V=5m/s，G=30K/mm）下，Al3Ni初生相具有尖锐的棱角，呈现典型的小平面相生长特征，且形貌复杂。采用Al3Ni为包晶相的Al-Ni包晶合金，综合DSC实验及组织观察，研究了Al3Ni相作为包晶相时的形核与生长机制。发现当外推冷却速度为零时，相比于固溶体型包晶相，无任何固溶度的包晶Al3Ni相具有较大的形核过冷度。组织观察表明，连续凝固过程中，包晶Al3Ni相以初生Al3Ni2相为衬底形核并生长，Al3Ni包晶相具有尖锐的棱角，并且包晶相层由多个晶粒组成。就理论而言，定向凝固过程中，晶体生长起始于平面状的初始固/液界面，但是定向凝固实验过程中，初始固/液界面的准备由试样在定向凝固炉中熔化及后续的热稳定化处理（保温）组成。Al-18at%Ni（凝固区间为320℃）、Cu-13at%Sn（凝固区间为110℃）包晶合金在定向凝固初始固/液界面的准备过程中，位于完全液相区及未熔固相区之间，形成由液、固两相组成的糊状区，该糊状区与完全液相区之间的界面对应于初始固/液界面。随热稳定化处理时间的增加，糊状区内液相体积分数逐渐减少，定向凝固初始固/液界面向低温区移动。然而，即使经历了长达2h的热稳定化处理后，初始固/液界面仍不是平界面。本文建立了温度梯度作用下糊状区内的溶质扩散模型，对上述实验现象进行了合理的解释。研究了Al-18at%Ni、Cu-13at%Sn包晶合金定向凝固初始固/液界面形貌对后续凝固组织的影响。当初始固/液界面为平界面，定向凝固工艺条件（温度梯度G、抽拉速度V）满足固相平面状生长时，后续定向凝固过程中生长界面为平界面；当初始固/液界面为非平界面时，即使定向凝固工艺条件满足固相平面状生长，后续定向凝固过程中生长界面仍为非平界面。在定向凝固工艺条件不满足固相平面状生长条件时，初始固/液界面为平界面与否对后续定向凝固过程中生长界面形貌以及定向凝固组织演化的影响将不明显，不会改变定向凝固包晶合金中各相的凝固顺序及生长机制。依据相图推测，近平衡凝固时，Al-Ni包晶合金的凝固顺序应为初生Al3Ni2相领先于包晶Al3Ni相自液相析出。然而，Al-18at%Ni合金定向凝固过程中，发现凝固速度为1m/s、8m/s时，初生Al3Ni2相分别呈胞状和枝晶生长，随凝固距离的增加，固/液界面处的领先相由初生Al3Ni2相转变为包晶Al3Ni相。根据溶质守恒和菲克扩散定律，建立了无任何固溶度的金属间化合物以平界面定向生长时的溶质再分配模型，发现当合金初始成分小于金属间化合物成分时，随凝固距离的增加，固/液界面处液相中溶质浓度线性递减，并利用这一模型揭示了上述现象发生的机理。在Al-25at%Ni包晶合金定向凝固过程中，当凝固速度处于5m/s500m/s范围内，初生Al3Ni2相将以枝晶形貌领先于包晶Al3Ni相从液相析出，温度降至包晶反应温度以下时，Al3Ni相以Al3Ni2相为基底形核并长大。当凝固速度为5、10、20m/s时，包晶反应界面前后初生Al3Ni2相体积分数明显减少。当凝固速度高于20m/s时，包晶反应界面前后初生相Al3Ni2体积分数不大，包晶Al3Ni相的生长机制为自液相直接凝固。定量测量了Al-25at%Ni合金在凝固速度为20m/s条件下定向凝固时试样对应不同温度的横截面上各相体积分数。上述实验现象与利用经典包晶凝固理论模型计算的Al-Ni包晶合金中包晶反应以及包晶转变对初生Al3Ni2相的消耗量有很大差异。对定向凝固Al-Ni包晶合金组织演化的研究发现，在定向凝固过程中，初生Al3Ni2相二次枝晶臂上端形成大量的包晶Al3Ni相，而初生Al3Ni2相二次枝晶臂下端处并未发现包晶Al3Ni相。分析表明，在定向凝固包晶合金枝晶生长过程中，温度梯度的存在会导致温度梯度区域熔化效应（TGZM：Temperature Gradient Zone Melting），并且当外界强制冷却不足以抑制TGZM效应引起的重熔现象时，TGZM效应将导致初生Al3Ni2相与包晶Al3Ni相的重熔和凝固，这促使一种特殊的分离式包晶反应机制的发生，进而导致定向凝固过程中大量初生Al3Ni2相发生溶解。
严杰[3]（2009）在《含二十面体准晶相的Mg-Zn-Nd系中间合金的研究》文中进行了进一步梳理自二十面体准晶（I-phase）被发现以来,一直是材料科学界所研究的热点。准晶的制备、性能及应用研究也一直受到人们普遍的关注,但是由于准晶自身脆性的限制,使得它不能够作为结构材料而直接应用。尽管如此,准晶由于其独特的准周期性晶体结构,使得准晶具有高硬度、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。采用镁基准晶相作为镁合金的增强相,能够很大程度地提高镁合金的室温及高温性能,具有重大的应用价值。本文正是基于准晶颗粒增强镁基复合材料的思想,为准晶增强镁基复合材料设计一种新型准晶中间合金。实验采用常规金属型铸造方式制备含球形二十面体准晶相颗粒的Mg-Zn-Nd中间合金。利用X-ray衍射分析仪、金相显微镜、扫描电子显微镜及透射电子显微镜等分析手段,研究了Mg-Zn-Nd中间合金的显微组织变化规律,确定了Mg-Zn-Nd球形二十面体准晶相的结构类型,确定了球形准晶相形成的合金成分范围。本文的主要研究结果如下:1)研究表明,通过常规铸造方法,在本实验所设计的几种Mg-Zn-Nd中间合金中,能够得到具有五重轴对称特征结构的二十面体准晶相,其宏观形态异于其它准晶体,呈现出高圆整度的球形状,准晶相颗粒尺寸在15μm以下。TEM及X-ray衍射分析表明,该球形准晶相是一种典型的Frank-Kasper型简单二十面体准晶,准晶格参数aR = 0.525nm,化学成分为Mg40Zn55Nd5。球形Mg40Zn55Nd5二十面体准晶的价电子浓度比e/a = 2.05,在由Hume-Rothery规则确定的Frank-Kasper型准晶的价电子浓度比值（2.0-2.15）之内。球形准晶相能够在327℃的退火温度下长期稳定存在。此外,在一些实验合金组织中出现的杆状相是一种具有六方晶体结构的三元金属间化合物相,成分近似为Mg68Zn30Nd2,晶格参数为a = 0.3975nm,c = 0.6529nm,c/a = 1.64,晶体结构及c/a值与Mg相近。2)通过研究合金中Nd元素含量的变化对合金铸态显微组织的影响,发现球形准晶相颗粒的数量是随着Nd元素的递增呈正态函数分布的。当合金的Mg/Zn原子比值维持在2.5-2.6之间时,合金的显微组织变化规律如下:①当Nd含量小于1.2at%时,合金的铸态显微组织主要由Mg7Zn3基体+α-Mg相+六方Mg68Zn30Nd2杆状相及少量的球形Mg40Zn55Nd5二十面体准晶相组成;②当Nd含量在1.2at%左右时,合金的铸态组织由柱状Mg7Zn3单相基体+球形Mg40Zn55Nd5准晶相颗粒组成;③而当Nd含量等于和大于1.5at%时,合金组织中球形Mg40Zn55Nd5准晶相颗粒的数量急剧减少和消失,并出现了一种呈六边形形状的Mg28Zn65Nd7金属间化合物相（在此称之为Z相）,并且随着Nd元素含量的继续增多其数量也在增多。同时,合金组织中还有枝晶状α-Mg相,少量的Zn2Mg Laves相以及α-Mg +MgZn的细层片状共晶组织。3)实验结果表明,Mg/Zn原子比值能够影响到合金中球形准晶相颗粒的数量,要获得较多球形准晶相,需要控制合金的Mg/Zn原子比值。仅当Nd含量在1.2at%,而Mg/Zn原子比值在2.5-2.6之间时,合金中的球形准晶相颗粒数量最多。超出这个比值范围,球形准晶相颗粒数量会减少,并且合金的组织也会发生改变,当Mg/Zn原子比值在2.0-2.4之间时,合金组织中会出现枝晶状α-Mg相;而当Mg/Zn原子比值在2.7-3.3之间时,合金组织中则出现六方Mg68Zn30Nd2杆状相。4)要获得数量较多的球形准晶相,不仅要严格将Mg-Zn-Nd中间合金的成分控制在合适范围,而且要制定合适的制备工艺,主要是冷却速度和浇铸温度控制。如果合金熔体的冷却速度太慢,球形准晶相就会充分生长,不仅尺寸增大,而且其形态会演化成多面体形状甚至枝晶状。实验结果表明,形成球形准晶相的冷却速度应大于某一个临界冷却速度,依据阶梯型冷却速度实验,形成球形准晶相的临界凝固模数M应小于3.3。
张金山[4]（2008）在《镁基球形准晶的形成及镁合金中的作用行为研究》文中进行了进一步梳理本作者以提高镁合金的强韧化和耐热性为目的,通过化学成分设计和工艺优化,用常规铸造制备出一种镁基球形准晶中间合金。以外加方式将其加入到镁合金熔体中,凝固结晶形成镁基准晶颗粒增强的镁合金。研究了镁基准晶的形成、结构演化和遗传效应对镁合金组织和性能的影响及其作用规律,探讨了镁基准晶颗粒增强镁合金的微观本质。在对Mg-Zn-Y系准晶制备研究的基础上,就Ca、Mn等对Mg-Zn-Y系准晶的形成过程和宏观硬度的影响进行了研究。结果表明:Ca、Mn的加入都会影响准晶的形成和生长形态。当Mg-Zn-Y系准晶合金中含有0.05%的Ca时,可获得球形准晶;当Mg-Zn-Y系准晶中间合金中随着锰添加量的提高,准晶的形貌由花瓣状变为球形状,并且球径逐渐变小,数量增多,当Mn含量超过2%时,球形准晶的数量逐渐减少,形态变坏。随着Ca、Mn元素加入量的提高,两种准晶中间合金的宏观硬度均下降。同时发现当加入Mn元素时还对结晶相α-Mg树枝状晶的生长有影响,随着锰含量的提高,使α-Mg树枝状晶变短,粗大的一次晶消失。常规铸造条件下可在大尺寸（φ30mm）范围内可获得镁基球形准晶中间合金。研究中发现,在Mg-Zn-Y花瓣状准晶和Mg-Zn-Y-Mn球形准晶的内部存在裂纹缺陷,这类准晶的形成温度即熔点相对较低,尽管合金组织细化和常温力学性能明显提高,但高温强度提高幅度有限。根据Nd可增强镁合金高温耐热性的作用,为了进一步提高镁合金的高温力学性能,我们又发现并在常规铸造条件下制备出一种新的Mg-Zn-Nd基球形准晶中间合金。这种新的球形准晶与Mg-Zn-Y-Mn球形准晶的最大不同之处,亦即可贵之处是在准晶内部没有裂纹,球形准晶相周围没有共生共晶相,但出现离异共晶和独立的层片状共晶相,准晶形成温度（熔点）较高,球化率和球化级别也好于Mg-Zn-Y-Mn球形准晶中间合金,这些特征均表明:把Mg-Zn-Nd基球形准晶作为耐热镁基合金的强化相,比Mg-Zn-Y-Mn球形准晶对镁合金耐热性显示出更高的增强作用、更好的工艺宽容性和更低的生产成本。论文利用准晶表面能低、热力学稳定的特点,以外加方式将自制的镁基准晶中间合金加入镁基合金熔体中,在常规铸造条件下凝固成形,获得一种准晶颗粒弥散均匀分布的由多相复合组成的镁基合金。由于准晶颗粒作用的结果,使铸态组织明显细化,其常温强韧度大幅度提高。研究发现:就准晶对镁合金的增强效果而言,Mg-Zn-Y-Mn球形准晶的强化效果大于Mg-Zn-Y花瓣状准晶,尤其韧度的提高效果更为明显。在AZ91合金中加入Mg-Zn-Y-Mn球形准晶中间合金后,在室温下该合金具有更高的抗拉强度和屈服强度,分别比加准晶前的AZ91合金提高38%和34%,伸长率提高了40%,冲击韧度提高60%以上,耐热性也有较大幅度的提高。在ZA85镁合金和高锌镁合金中加入Mg-Zn-Y-Mn球形准晶中间合金后,也同样具有很好的细化和强化效果。本文经过对准晶和出准晶增强的镁合金的制备研究,以及准晶结构演化规律研究,探明球形准晶在镁合金结晶凝固过程中的遗传效应与细化变质作用行为。研究表明:弥散均匀分布于α-Mg相中和晶界β-Mg17Al12相内部或附近的准晶颗粒可起到强化基体与晶界、降低镁合金基体中元素的扩散速率、阻碍位错运动和阻止晶界滑动的作用,使晶界β-Mg17Al12相断网和趋于球化,改变时效析出方式,从而有效提高镁合金的常温强韧性和高温耐热抗蠕变性。
薛永军[5]（2006）在《铝基中间合金的制备及其对ZL109合金的强化》文中提出采用普通铸造的方法，制备出Al-P中间合金和AlCuMnP准晶中间合金和AlCuFe准晶中间合金。中间合金分别按Al-3P、Al66Cu20Mn14和Al65Cu20Fe15成分配料，在坩锅电阻炉中熔化。在Al66Cu20Mn14准晶中间合金中加入P，在Al65CH20Fe15准晶中间合金中加入Si。P以Cu-P中间合金的形式加入，而Si则以结晶硅的形式加入。熔炼好的Al-P中间合金浇注到预热至200℃的金属型中冷却，而AlCuMnP准晶中间合金和AlCuFe准晶中间合金熔化好后将合金液浇注到室温的阶梯型的铜型中冷却。在中间合金试样的相同部位选取试样进行金相显微分析X射线衍射和扫描电子显微镜分析，确定中间合金的显微组织和合金中的相组成。最后将成分和相组成合格的中间合金加入到ZL109合金中，使其对ZL109合金进行变质处理，改善合金的组织，提高合金的力学性能。 研究结果表明，采用磷盐与助熔剂的混合粉末加入到900℃的铝液中使其充分反应，磷盐中的P能够与铝液中的铝化合，生成AlP化合物，从而制得Al-P中间合金。将Al-P中间合金加入到ZL109合金中对其进行变质，能够细化组织，使ZL109合金的布氏硬度由变质前的105下降到85左右，降低约20％；并且Al-P中间合金变质过程中无污染，可以改善劳动环境，对工具没有腐蚀。
肖华星[6]（2004）在《引人注目的新材料——准晶材料Ⅲ:准晶的形成》文中进行了进一步梳理叙述了准晶的生长及影响因素 ,介绍了国内外准晶制备的最新成果 ,并扼要介绍了常见准晶制备工艺、原理及优缺点
刘永长,杨根仓,刘新宝,周尧和[7]（2000）在《激光熔凝Al72Ni12Co16中十面体准晶的生长》文中提出以展宽的激光束为加热源，在超高温度梯度条件下Ａｌ72Ｎｉ12Ｃｏ16合金中获得了单相、十面体准晶定向生长组织．Ｘ射线衍射、透射电子显微镜、扫描电子显微镜和光学显微镜分析结果表明：在上述条件下定向凝固组织中为单相十面体准晶相；该相呈小平面形态并以侧向方式生长．十面体准晶中的周期性和准周期性的原子结构和熔池中的外延生长条件是影响生长形态的主要因素．实验结果与Ｔｏｎｅｒ原子结构生长模型预测相符．
二、Growth morphologies of decagonal quasicrystal in highly undercooled Al_(72)Ni_(12)Co_(16) alloy melt（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、Growth morphologies of decagonal quasicrystal in highly undercooled Al_(72)Ni_(12)Co_(16) alloy melt（论文提纲范文）
（1）Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 准晶 |
| 1.1.1 准晶的发现与分类 |
| 1.1.2 准晶的性能与应用 |
| 1.1.3 准晶的制备方法 |
| 1.1.4 镁系准晶研究现状 |
| 1.1.5 准晶增强镁合金 |
| 1.2 镁及镁合金 |
| 1.2.1 镁及镁合金特点及应用 |
| 1.2.2 镁合金的强化机理 |
| 1.2.3 镁合金挤压铸造 |
| 1.3 本文研究目的、意义及内容 |
| 1.3.1 本文研究目的与意义 |
| 1.3.2 本文研究内容 |
| 2 实验方案与过程 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 常规铸造制备Mg-Zn-Y准晶中间合金 |
| 2.3.2 挤压铸造制备准晶增强镁基复合材料 |
| 2.3.3 镁基复合材料热处理工艺 |
| 2.4 材料表征及性能检测 |
| 2.4.1 光学显微组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.4.5 差示扫描量热分析 |
| 2.4.6 拉伸力学性能分析 |
| 3 Mg-Zn-Y准晶中间合金的制备与研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-Zn-Y准晶中间合金的制备 |
| 3.2.1 合金成分选择 |
| 3.2.2 实验技术路线 |
| 3.3 合金成分Mg-Zn-Y准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.3.1 Y含量对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.3.2 Zn含量对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4 冷却速率对Mg-Zn-Y准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4.1 模具型号对准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.4.2Mg-Zn-Y准晶合金不同部位的显微组织 |
| 3.5 Mg-Zn-Y准晶相形成和生长机制 |
| 3.5.1 准晶相形成机制分析 |
| 3.5.2 准晶相生长机制分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料制备工艺与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料的制备 |
| 4.2.1 实验技术路线 |
| 4.2.2 镁基复合材料的增强体和基体 |
| 4.2.3 实验方案设计 |
| 4.3 重力铸造准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能 |
| 4.3.1 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金显微组织的影响 |
| 4.3.2 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金力学性能的影响 |
| 4.3.3 Mg-Zn-Y准晶对AZ91D镁合金断口形貌的影响 |
| 4.4 挤压铸造准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能 |
| 4.4.1 不同挤压压力对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.2 不同挤压压力对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.3 不同挤压压力下复合材料的断口形貌 |
| 4.4.4 不同浇注温度对复合材料显微组织的影响 |
| 4.4.5 不同浇注温度对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.6 不同浇注温度下复合材料的断口形貌 |
| 4.5 热处理对准晶增强AZ91D镁基复合材料的组织及性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mg-Zn-Y自生准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方案与过程 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的显微组织分析 |
| 5.3.2 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的力学性能分析 |
| 5.3.3 不同挤压压力下Mg_(93)Zn_6Y_1合金的断口形貌分析 |
| 5.4 本章小节 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（2）Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题目的和意义 |
| 1.2 包晶凝固理论研究现状 |
| 1.2.1 近平衡包晶凝固理论 |
| 1.2.2 包晶相的形核 |
| 1.2.3 包晶相的生长 |
| 1.3 包晶共生生长 |
| 1.4 定向凝固过程中的温度梯度区熔效应及其对组织的影响 |
| 1.4.1 温度梯度区熔效应(TGZM) |
| 1.4.2 定向凝固过程中二次枝晶迁移 |
| 1.5 小平面相的凝固特性研究 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料及其制备 |
| 2.1.1 Al-Ni 和 Cu-Sn 合金制备 |
| 2.1.2 Al-Cr 和 Al-Co 合金制备 |
| 2.2 DSC 差热分析 |
| 2.3 Al-Ni 包晶合金的等温热处理 |
| 2.4 Bridgman 法定向凝固实验 |
| 2.4.1 感应加热定向凝固装置 |
| 2.4.2 定向凝固初始固/液界面准备实验 |
| 2.4.3 定向凝固实验 |
| 2.4.4 定向凝固系统温度梯度的测量 |
| 2.5 试样的处理与分析 |
| 第3章 具小平面特性 Al_3Ni 相的形核及生长特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 定向凝固 Al-6at%Ni 合金中 Al_3Ni 相的生长机制 |
| 3.3 连续凝固过程中金属间化合物包晶相的形核及生长机制 |
| 3.4 连续冷却过程中包晶 Al_3Ni 相的形核过冷度 |
| 3.4.1 Ni 含量对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.4.2 恒温保温对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.4.3 冷却速度对包晶相形核过冷度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 包晶合金定向凝固初始固/液界面及熔体准备 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熔化过程中糊状区的形成机制 |
| 4.3 熔化糊状区的形成及其在热稳定化处理过程中的组织演化 |
| 4.3.1 Al-18at%Ni 包晶合金 |
| 4.3.2 Cu-13at%Sn 包晶合金 |
| 4.3.3 糊状区包晶温度界面处初生相重熔 |
| 4.3.4 定向凝固初始固/液界面形貌及熔体中的成分分布 |
| 4.3.5 糊状区成分分析 |
| 4.4 糊状区内温度梯度作用下的溶质扩散模型 |
| 4.5 热稳定化处理对 Al-Ni 包晶合金熔体中溶质分布的影响 |
| 4.5.1 假设 |
| 4.5.2 糊状区转变为完全固相区 |
| 4.5.3 糊状区转变不完全 |
| 4.6 热稳定化处理对 Cu-Sn 包晶合金熔体中溶质分布的影响 |
| 4.6.1 假设 |
| 4.6.2 糊状区转变为完全固相区 |
| 4.7 热稳定化处理对后续定向凝固组织的影响 |
| 4.7.1 平面状生长 |
| 4.7.2 非平面状生长 |
| 4.7.3 定向凝固过程中初始过渡区组织演化 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 Al-Ni 包晶合金定向凝固组织演化及各相的生长机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金属间化合物的溶质分凝特性 |
| 5.3 定向凝固 Al-Ni 包晶合金组织演化 |
| 5.3.1 Al-Ni 包晶合金定向凝固过程 |
| 5.3.2 定向凝固 Al-18at%Ni 合金凝固界面形貌演化 |
| 5.3.3 定向凝固 Al-18at%Ni 合金与溶质分配有关的组织选择 |
| 5.3.4 定向凝固 Al-25at%Ni 合金凝固界面形貌演化 |
| 5.4 定向凝固 Al-Ni 包晶合金中的共生生长 |
| 5.5 定向凝固 Al-Ni 包晶合金带状组织预测 |
| 5.6 纯扩散条件下定向凝固相/组织选择图的建立 |
| 5.7 定向凝固过程中包晶 Al_3Ni 相生长机制 |
| 5.7.1 定向凝固 Al-25at%Ni 包晶合金实验结果分析 |
| 5.7.2 Al-Ni 包晶合金中包晶反应生成包晶相厚度计算 |
| 5.7.3 Al-Ni 包晶合金中包晶转变动力学 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 定向凝固 Al-Ni 包晶合金分离式包晶反应机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 分离式包晶反应机制 |
| 6.3 TGZM 效应对凝固过程中包晶相生长机制的影响 |
| 6.3.1 阶段 I (Stage I) |
| 6.3.2 阶段 II (Stage II) |
| 6.3.3 阶段 III (Stage III) |
| 6.3.4 阶段 IV (Stage IV) |
| 6.4 定向凝固 Al-Ni 包晶合金分离式包晶反应动力学 |
| 6.5 合金特性、实验参数对分离式包晶反应机制形成的影响 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）含二十面体准晶相的Mg-Zn-Nd系中间合金的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 准晶材料的研究进展 |
| 1.1.1 准晶 |
| 1.1.2 准晶的结构及分类 |
| 1.1.3 准晶的性能特点 |
| 1.1.4 准晶的形成、制备方法及形貌 |
| 1.1.5 准晶材料的应用 |
| 1.2 镁系准晶及准晶增强镁合金 |
| 1.2.1 镁系准晶的分类、结构及特征 |
| 1.2.2 准晶增强镁基合金的研究进展 |
| 1.3 本论文的研究目的与主要内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 Mg-Zn-Nd 合金的制备工艺及过程 |
| 2.2.1 Mg-Zn-Nd 中间合金成分的确定 |
| 2.2.2 试验原材料及设备 |
| 2.2.3 Mg-Zn-Nd 准晶中间合金的熔炼工艺 |
| 2.2.4 冷却速度实验 |
| 2.2.5 合金的热处理工艺实验 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 光学显微组织分析(OM) |
| 2.3.2 X-射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析(TEM) |
| 第三章 Mg-Zn-Nd 准晶中间合金 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Mg-Zn-Nd 系准晶中间合金的铸态显微组织 |
| 3.2.1 典型Mg-Zn-Nd 准晶中间合金的显微组织 |
| 3.2.2 不同Nd 含量对Mg-Zn-Nd 准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.2.3 不同Mg/Zn 原子比值对Mg-Zn-Nd 准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.2.4 冷却速度对Mg-Zn-Nd 准晶中间合金显微组织的影响 |
| 3.3 小结 |
| 第四章 Mg-Zn-Nd 准晶中间合金的显微组织分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Mg-Zn-Nd 准晶中间合金的铸态组织分析 |
| 4.3 Mg-Zn-Nd 准晶中间合金的热处理态组织分析 |
| 4.4 Mg-Zn-Nd 球形准晶的形成机制 |
| 4.4.1 球形Mg-Zn-Nd 二十面体准晶的形核 |
| 4.4.2 准晶生长界面形式对生长形貌的影响 |
| 4.4.3 影响球形准晶最终生长形貌的因素 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 结论及展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（4）镁基球形准晶的形成及镁合金中的作用行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 准晶的发现 |
| 1.2 准晶的分类 |
| 1.2.1 从热力学的角度分类 |
| 1.2.2 从结构的角度分类 |
| 1.2.3 稳定的二十面体准晶 |
| 1.3 准晶结构的描述 |
| 1.4 准晶结构理论的新进展 |
| 1.5 镁系准晶 |
| 1.6 准晶的应用研究现状 |
| 1.7 本文研究的目的和意义 |
| 1.8 本研究对国民经济发展的意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验方法及分析手段 |
| 2.1 合金制备工艺及过程 |
| 2.1.1 实验设备、原料及其它 |
| 2.1.2 熔炼及浇注过程 |
| 2.1.3 热处理工艺的确定及过程 |
| 2.2 分析测试方法 |
| 2.2.1 金相组织观察 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.2.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 宏观硬度测试 |
| 2.3.2 显微硬度测试 |
| 2.3.3 常、高温拉伸实验 |
| 2.3.4 冲击韧度实验 |
| 2.4 技术路线 |
| 第三章 Mg-Zn-Y准晶中间合金的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金的制备 |
| 3.2.1 实验用原材料 |
| 3.2.2 合金成分 |
| 3.2.3 实验方法 |
| 3.3 实验结果分析 |
| 3.3.1 Mg-Zn-Y准晶中间合金的组织形貌 |
| 3.3.2 合金成分对Mg-Zn-Y准晶中间合金的影响 |
| 3.3.2.1 成分对Mg-Zn-Y准晶形貌的影响 |
| 3.3.2.2 成分对Mg-Zn-Y准晶数量的影响 |
| 3.3.2.3 成分对Mg-Zn-Y准晶中间合金硬度的影响 |
| 3.3.3 冷却速度对Mg-Zn-Y准晶中间合金的影响 |
| 3.3.4 Mg-Zn-Y准晶合金的组织分析 |
| 3.3.4.1 Mg-Zn-Y准晶合金的XRD分析 |
| 3.3.4.2 Mg-Zn-Y准晶合金的SEM观测及能谱分析 |
| 3.3.4.3 Mg-Zn-Y准晶合金的TEM分析 |
| 3.3.5 Mg-Zn-Y准晶的形成机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Mg-Zn-Y-Mn球形准晶中间合金的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金的制备 |
| 4.2.1 实验用原材料及熔剂 |
| 4.2.2 合金成分 |
| 4.2.3 实验方法 |
| 4.3 实验结果分析 |
| 4.3.1 Mn对Mg-Zn-Y合金结晶凝固过程的影响 |
| 4.3.2 Mn对Mg-Zn-Y合金硬度的影响 |
| 4.3.2.1 Mn对Mg-Zn-Y合金宏观硬度的影响 |
| 4.3.2.2 Mn对Mg-Zn-Y合金微观硬度的影响 |
| 4.4 Mn对球形准晶相形成机制分析 |
| 4.4.1 Mn对球形准晶相形核过程的影响 |
| 4.4.2 Mn对球形准晶相长大过程的影响 |
| 4.4.3 形成球形准晶的理论判据 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 Mg-Zn-Y-Ca准晶中间合金的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 中间合金的制备 |
| 5.2.1 实验原材料及熔剂 |
| 5.2.2 Mg-18%Ca中间合金的制备 |
| 5.2.3 合金成分 |
| 5.2.4 实验方法 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 微量 Ca对Mg-Zn-Y准晶中间合金结晶过程的影响 |
| 5.3.2 Ca对Mg-Zn-Y准晶中间合金宏观硬度的影响 |
| 5.3.3 Ca对Mg-Zn-Y准晶中间合金结晶生长过程的影响机制分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 Mg-Zn-Nd球形准晶中间合金的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 中间合金的制备 |
| 6.2.1 实验用原材料及熔剂 |
| 6.2.2 合金成分 |
| 6.2.3 实验方法 |
| 6.3 实验结果分析 |
| 6.3.1 Mg-Zn-Nd准晶中间合金的组织形貌 |
| 6.3.2 Nd对球形准晶形成的影响 |
| 6.4 Mg-Zn-Nd准晶中间合金中球形准晶的形成过程 |
| 6.4.1 Nd对球形准晶形成的影响 |
| 6.4.2 Mg-Zn-Nd准晶中间合金中球形准晶的长大过程 |
| 6.4.3 球形准晶相形成的理论依据 |
| 6.5 工艺条件与球形准晶生长形态的关系 |
| 6.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 镁基准晶中间合金对AZ91合金组织及性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Mg-Zn-Y准晶中间合金对AZ91合金组织与性能的影响 |
| 7.2.1 Mg-Zn-Y准晶中间合金对AZ91合金组织的影响 |
| 7.2.2 Mg-Zn-Y准晶中间合金对AZ91合金力学性能的影响 |
| 7.3 Mg-Zn-Y-Ca准晶中间合金对AZ91合金组织与性能的影响 |
| 7.3.1 Mg-Zn-Y-Ca准晶中间合金对AZ91合金组织的影响 |
| 7.3.2 Mg-Zn-Y-Ca准晶中间合金对AZ91合金力学性能的影响 |
| 7.4 Mg-Zn-Y-Mn准晶中间合金对AZ91合金组织与性能的影响 |
| 7.4.1 Mg-Zn-Y-Mn准晶中间合金对AZ91合金组织的影响 |
| 7.4.2 Mg-Zn-Y-Mn准晶中间合金对AZ91合金力学性能的影响 |
| 7.4.3 MZY和MZYM准晶中间合金对AZ91合金性能影响的对比分析 |
| 7.4.4 MZYM准晶中间合金对AZ91合金的强韧化机制分析 |
| 7.5 热处理对AZ91-MZYX(X=0，Ca，Mn)组织与性能的影响 |
| 7.5.1 热处理对AZ91-MZYX(X=0，Ca，Mn)组织的影响 |
| 7.5.2 热处理对AZ91-MZYX(X=0，Ca，Mn)拉伸力学性能的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第八章 Mg-Zn-Y-Mn准晶中间合金对ZA85组织和性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法 |
| 8.3 结果与讨论 |
| 8.3.1 MZYM准晶中间合金对ZA85组织的影响 |
| 8.3.2 MZYM准晶中间合金对ZA85力学性能的影响 |
| 8.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第九章 Mg-Zn-Y-Mn准晶对高锌镁合金组织和性能的影响 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 试验方法 |
| 9.3 试验结果与分析 |
| 9.3.1 MZYM准晶中间合金对高锌镁合金组织的影响 |
| 9.3.2 MZYM对高锌镁合金常温力学性能的影响 |
| 9.3.3 高锌镁合金的断口特征 |
| 9.3.4 MZYM对高锌镁合金高温力学性能的影响 |
| 9.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第十章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及发明专利目录 |
（5）铝基中间合金的制备及其对ZL109合金的强化（论文提纲范文）
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铝硅合金的国内外研究现状 |
| 1.1.1 Al-Si系合金的性能 |
| 1.1.2 铝硅合金变质处理的研究现状 |
| 1.1.2.1 铝硅合金变质的物理方法 |
| 1.1.2.2 铝硅合金变质的化学方法 |
| 1.1.3 Al-Si合金的应用现状及存在的问题 |
| 1.1.3.1 Al-Si合金的应用现状 |
| 1.1.3.2 铝硅合金应用中存在的问题 |
| 1.2 准晶材料及国内外研究现状和应用 |
| 1.2.1 准晶的发现 |
| 1.2.2 准晶的形成 |
| 1.2.3 准晶的性能特点 |
| 1.2.4 准晶材料的应用 |
| 1.3 本课题的研究意义和论文的主要内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 合金选定 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 合金的制备工艺及过程 |
| 2.3.1 实验前的准备 |
| 2.3.2 实验过程： |
| 2.3.3 热处理工艺的确定 |
| 2.4 分析测试方法 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.4 力学性能测试 |
| 2.4.4.1 硬度测试 |
| 2.4.4.2 冲击韧性 |
| 2.4.4.3 拉伸性能 |
| 第三章 Al-P中间合金对ZL109的变质处理 |
| 3.1 Al-P中间合金对ZL109合金的变质处理 |
| 3.1.1 Al-P中间合金 |
| 3.1.2 Al-P中间合金对ZL109合金的变质处理 |
| 3.1.3 Al-P中间合金对ZL109变质前后的硬度变化 |
| 3.2、ZL109热处理后的组织与硬度 |
| 3.2.1 固溶处理后的组织 |
| 3.2.2 时效处理后的组织 |
| 3.2.3 T6处理后的硬度 |
| 3.3 小结 |
| 第四章 Al_(66)Cu_(20)Mn_(14)准晶中间合金及其对ZL109合金的强化处理 |
| 4.1.Al_(66)Cu_(20)Mn_(14)准晶中间合金 |
| 4.1.1 Al_(66)Cu_(20)Mn_(14)准晶中间合金的显微组织及相分析 |
| 4.1.2 硬度分析 |
| 4.2.AlCuMnP准晶中间合金对ZL109合金的强化 |
| 4.2.1 AlCuMnP准晶中间合金对ZL109合金强化后的显微组织和力学性能 |
| 4.2.1.1 AlCuMnP准晶中间合金对ZL109合金的强化后的显微组织 |
| 4.2.1.2 AlCuMnP准晶中间合金对ZL109合金的强化后的力学性能 |
| 4.2.2 T6处理后的组织与力学性能 |
| 4.2.2.1 T6处理后的组织 |
| 4.2.2.2 T6处理后的力学性能 |
| 4.3 小结 |
| 第五章 AlCuFe准晶中间合金对ZL109合金的强化处理 |
| 5.1.Al_(65)Cu_(20)Fe_(15)准晶中间合金 |
| 5.1.1 Al_(65)Cu_(20)Fe_(15)准晶中间合金的显微组织及相分析 |
| 5.1.2 Si对Al_(65)Cu_(20)Fe_(15)合金组织的影响 |
| 5.1.3 机理分析 |
| 5.2.AlCuFe准晶对ZL109合金的强化处理 |
| 5.2.1 AlCuFe准晶对ZL109合金的强化处理后的显微组织变化 |
| 5.2.2 AlCuFe准晶对ZL109合金的强化处理后的力学性能 |
| 5.3 ZL109合金经热处理后的组织与性能 |
| 5.3.1 AlCuFe准晶对ZL109合金的强化处理后的经过T6处理后的组织 |
| 5.3.2 AlCuFe准晶对ZL109合金的强化处理后经T6处理后的力学性能 |
| 5.4.Mn对AlCuFe准晶中间合金强化ZL109合金组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 加Mn对AlCuFe准晶中间合金强化ZL109合金的组织的影响 |
| 5.4.2 加Mn对AlCuFe准晶中间合金强化ZL109合金的力学性能的影响 |
| 5.4.3 ZL109合金热处理后的力学性能 |
| 5.5 ZL109中加入不同铝基中间合金后的抗拉强度比较 |
| 5.6 小结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
（6）引人注目的新材料——准晶材料Ⅲ:准晶的形成（论文提纲范文）
| 1 准晶的生长及影响因素 |
| 1.1 准晶的生长 |
| 1. 2 影响准晶生长的因素 |
| 1.2.1 合金成分 |
| 1.2.2 原子尺寸 |
| 1.2.3 电子结构 |
| 1.2.4 冷却速度 |
| 1.2.5 温度和压力 |
| 2 准晶的制备 |
| 2.1 快速凝固 |
| 2.1.1 急冷凝固 |
| 2.1.2 深过冷 |
| 2.1.3 高压熔淬 |
| 2.2 常规制备 |
| 2.3 机械合金化 |
| 2.4 准晶薄膜制备 |
| 2.4.1 真空蒸发沉积 |
| 2.4.2 溅射沉积 |
| 2.4.3 离子注入 |
| 2.4.4 热喷涂 |
| 2.5 准晶粉末固结成型 |
| 2.5.1 爆炸固结 |
| 2.5.2 超高压固结 |
| 2.6 单准晶制备 |
| 2.6.1 定向凝固法 |
| 2.6.2 自熔体法 |
| 2.6.3 激光重凝法 |
| 2.6.4 深过冷 |
| 2.7 准晶复合材料制备 |
四、Growth morphologies of decagonal quasicrystal in highly undercooled Al_(72)Ni_(12)Co_(16) alloy melt（论文参考文献）
- [1]Mg-Zn-Y准晶增强镁基复合材料制备工艺与性能的研究[D]. 吴金珂. 中北大学, 2016(08)
- [2]Al-Ni包晶合金定向凝固组织演化及小平面包晶相生长机制[D]. 刘冬梅. 哈尔滨工业大学, 2012(03)
- [3]含二十面体准晶相的Mg-Zn-Nd系中间合金的研究[D]. 严杰. 太原理工大学, 2009(S2)
- [4]镁基球形准晶的形成及镁合金中的作用行为研究[D]. 张金山. 太原理工大学, 2008(10)
- [5]铝基中间合金的制备及其对ZL109合金的强化[D]. 薛永军. 太原理工大学, 2006(11)
- [6]引人注目的新材料——准晶材料Ⅲ:准晶的形成[J]. 肖华星. 常州工学院学报, 2004(02)
- [7]激光熔凝Al72Ni12Co16中十面体准晶的生长[J]. 刘永长,杨根仓,刘新宝,周尧和. 科学通报, 2000(04)