定向凝固Ti-50Al合金组织演化及其片层取向控制

对Ti-50Al(原子分数,%)合金在较宽的生长速率范围内进行定向凝固实验,研究了生长速率对固/液界面形态、微观组织演化及片层结构形成的影响.发现合金在1-5μm/s的速率范围内均以α胞晶单相生长,最终形成全片层结构;当生长速率达到10μm/s时,在初始凝固的较长距离内为α胞品单相生长,随着凝固的进行,胞晶间溶质逐渐富集,晶间出现从液相析出的γ相,最终不能形成全片层结构;当生长速率大干15μm/s时,合金以α枝晶生长,枝晶间也出现γ相.对各生长速率下形成的片层结构取向的分析表明,片层结构取向与定向凝固启动界面处铸态品粒的取向的历史有关.根据上述规律,以Ti-50Al合金为籽晶和主体合金,选择确保α单相凝吲的生长速率8 μm/s,进行片层取向控制,最终扶得取向与生长方向一致的全片层结构.     

定向凝固速率对Al-Al_2Cu过共晶合金中组织形态及取向变化的影响

对Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金在2、10和100μm/s速率下进行定向凝固实验,观察了不同速率下的组织形态,并分析造成组织形态差异是由于各相之间的竞争生长所致;采用X射线衍射技术对过共晶合金中Al_2Cu相进行宏观极图测试并计算其取向分布函数(ODF),同时采用EBSD技术对定向凝固样品进行微观取向测试。结果表明:当定向凝固速率为2μm/s时合金组织为全共晶组织(Al/Al_2Cu),其中的Al_2Cu相取向集中在(001)方向;随着凝固速率增加到10μm/s时,Al_2Cu相优先共晶相生长形成初生Al_2Cu相枝晶组织,具有小平面相生长特征,其取向主要集中在(001)方向;当凝固速率达到100μm/s时,Al_2Cu相枝晶为非小平面特征的复杂枝晶形貌,其取向集中在(100),(110)和(001)等方向;且Al_2Cu相枝晶沿着平行于定向凝固热流方向生长。XRD宏观取向结果表明,取向更为集中的定向凝固组织在相对较低的抽拉速率下可以得到很好地控制。     

Mg-2.35Gd合金的定向凝固显微组织与室温力学性能（英文）

研究定向凝固条件下凝固参数(生长速率v和温度梯度G)对Mg-2.35Gd合金显微组织及室温力学性能的影响。采用金属液淬技术,在温度梯度G为20、25、30 K/mm,生长速率v为10~200μm/s条件下通过高梯度Bridgman定向凝固炉制备试样。研究表明,实验合金的显微组织均为胞晶组织,胞晶间距λ随温度梯度和生长速率的增大而减小,其非线性拟合关系分别为λ=136.216v~(-0.2440)(G=30 K/mm)、λ=626.5630G~(-0.5625)(v=10μm/s),均与Trivedi模型较吻合。随温度梯度和生长速率的增大,合金室温抗拉强度逐渐提高,伸长率逐渐降低。同时,合金室温抗拉强度高于相同冷却速率条件下自由凝固试样的室温抗拉强度。     

定向凝固过共晶合金Al-Al_2Cu的组织演化及取向分析

采用恒速及跃迁减速定向凝固方法制备了Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金,对金属间化合物初生Al2Cu相的组织及取向演化进行了研究.结果表明,当定向凝固速率恒定为10μm/s,抽拉100 mm时,合金成分随着凝固距离的增大而减小,初生Al2Cu相枝晶由规则棱面V型转变为非棱面形貌,在抽拉距离80 mm附近消失,其生长方向由[110]方向转变为(121)晶面的法线方向;当定向凝固速率由10μm/s跃迁减速至2μm/s时,合金成分在变速界面后随着凝固距离的增大先增大后减少,初生Al2Cu相枝晶由规则棱面V型变为非棱面长条状形貌而后消失,其体积分数先增大后减少,Al2Cu相的生长方向由[110]方向转变为平行于热流方向的[001]方向.定向凝固恒速与跃迁变速下初生Al2Cu相枝晶生长机制存在异同,凝固工艺参数成为影响枝晶最终组织形态和生长方向的主要因素.     

Pb-Bi包晶合金定向凝固微观组织演化

对Pb-(26,28,30,34)Bi(质量分数,%,下同)包晶合金进行平界面生长的低速定向凝固到枝晶状生长的高速定向凝固实验,研究了Pb-Bi包晶合金的微观组织形成及其演化。实验结果表明,在温度梯度G=30K/mm条件下,当凝固速度V=0.25μm/s时,初生α相和包晶β相均以平界面生长,凝固组织的演化过程为:单相初生α相→两相竞争组织→β单相。V=0.5μm/s时,定向凝固组织的演化过程为:单相初生α相→胞状α相+胞间包晶β相→α+β两相竞争组织→β单相。在G=20K/mm条件下,当凝固速度V=1μm/s时,初生α相以胞状领先生长,包晶β相则在胞状α间形核生长,并包裹住α胞。当凝固速度增加至V≥2μm/s时,初生α相由胞状转变为枝晶状,包晶β相则在枝晶间包围α枝晶。     

定向凝固速度对Mg-wt%Ag-Zn合金导热率的影响

制备铸态Mg-1Ag-Zn, Mg-3Ag-Zn 和 Mg-5Ag-Zn合金试样,并计算其导热率。随着Ag含量的增加,铸态合金试样的导热率减少。再将其铸态合金的试样以三种不同的定向凝固速率（v=25μm/s, v=50μm/s, v=75μm/s）制备成定向凝固试样,计算其定向凝固试样的导热率。结果显示：随着定向凝固速率的增加,合金的导热率降低。合金中溶质元素的含量与定向凝固速率是影响导热率的重要因素,这两个因素可以增强电子和声子的散射过程,减少自由行程,最终降低合金的导热率。     

包晶Nd-Fe-B合金定向凝固与形核有关的组织选择

对Nd_(14)Fe_(79)B_7合金进行了定向凝固试验与形核有关的凝固组织形成研究.发现凝固速率为200和500μm/s试样中局部区域有粗大等轴Fe枝晶形成;并且在凝固速率500 μm/s的试样中存在α-Fe枝晶与Nd_2Fe_(14)B枝晶交替生长的带状组织.分析表明,当凝固速率为200μm/s时,定向生长的Fe枝晶界面前沿液相中的温度分布相对于γ-Fe平衡液相线是过冷的;当凝固速率为500μm/s时,Fe枝晶生长界面前沿相对于γ-Fe和Nd_2Fe_(14)B平衡液相线均会产生过冷.理论分析可以解释定向凝固试样中等轴晶和枝晶带状组织的形成.     

抽拉速度对高温合金DZ125定向凝固中缩松的影响

研究了不同抽拉速度下镍基高温合金DZ125定向凝固试样中显微缩松的分布、变化规律.结果表明,在一定抽拉速度范围内(≤100μm/s),随抽拉速度增加,定向凝固试样中缩松水平降低.v=50μm/s时试样中缩松水平约为v=5μm/s时缩松水平的10%,v=100μm/s时试样中的缩松水平约为v=50μm/s时缩松水平的70%～90%.随抽拉速度增大,一次枝晶间距和二次枝晶间距减小,枝晶发生细化,抽拉速度对缩松水平的影响主要由枝晶间距的变化引起.     

抽拉速率对Ti-48Al-6Nb合金籽晶法定向凝固组织的影响

以Ti-44Al-3Nb-2Si为籽晶,研究了不同抽拉速率对Ti-48Al-6Nb合金籽晶法定向全片层组织的影响。结果表明,6μm/s抽拉速率下,固/液界面为平界面生长,凝固组织中片层方向能够与生长方向保持一致。当抽拉速率增加到15μm/s时,固/液界面以枝晶方式生长,凝固组织中出现非择优<112軈0>取向的α相与择优取向β相共生生长组织。当抽拉速率增加到25μm/s时,α相树枝晶生长将在枝晶间析出β相,破坏定向全片层组织。用Ti-44Al-3Nb-2Si籽晶,低抽拉速率保证高温α相以平界面生长,可以实现Ti-48Al-6Nb合金的引晶。     

抽拉速率对Ti-47.5Al-6Nb-2Cr-0.5Si合金定向凝固组织的影响

采用感应加热定向凝固炉对Ti-47.5Al-6Nb-2Cr-0.5Si(at%)合金在抽拉速率6、15、25、100μm/s下进行定向凝固实验。结果表明:抽拉速率为6μm/s时,固/液界面是胞枝状,片层取向与生长方向夹角为45°,初生相为β相;抽拉速率为15~100μm/s时,固/液界面以树枝状向前推进,且随着抽拉速率的增加,一次枝晶间距减小,片层取向与生长方向的夹角由45°向90°转变,初生相由β相转变为α相;抽拉速率大于6μm/s时,组织中出现硅化物析出相,且随着抽拉速率的增大,析出相越来越多,分布变密,沿生长方向逐渐成线条状。     

定向凝固速率对Cu-7．9％Co包晶合金凝固组织的影响

对Cu-7．9％Co包晶合金不同定向凝固速率下的凝固组织进行了研究。结果表明：在定向凝固速率1μm／s～100μm／s下，随凝固速率的提高，初生α-Co相体积分数减少，使形态从定向生长的枝晶转变为等轴枝晶，相应地β-Cu包晶相的生长界面形态由平界面转变为枝状界面。利用最高界面生长温度假设，计算得到了凝固速率在0．55μm／s～5000μm／s范围内α-Co相领先于β-Cu相生长，与实验结果较为吻合；并当凝固速率大于5000μm／s时，β-Cu相的凝固界面生长温度高于α-Co而成为领先相，可以不通过包晶反应直接从熔体中凝固析出。     

不同速率定向凝固条件Mg-1.5Gd镁合金的微观结构及微观偏析

本文研究了在定向凝固条件下凝固速率对Mg-1.5Gd镁合金微观结构的影响。试样通过Bridgman定向凝固炉来制备,温度梯度恒定为40K/mm,凝固速率为10-200μm/s。研究发现,Mg-1.5Gd镁合金凝固组织为典型胞晶结构,通过线性拟合得到胞晶间距与凝固速率关系为：λ= 130.2827V-0.222,此结论与Trivedi模型拟合较好。通过Scheil模型进行热力学凝固路径计算,结合试验观察可以确定凝固组织为α(Mg)相和α(Mg) Mg5Gd二元共晶相。同时,通过Scheil模型计算所得的Gd元素的微观偏析与EPMA测量结果基本一致。     

定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律 Ⅱ.稳态生长区组织演化规律

分析了定向凝固Ti-43Al-3si(原子分数,%)合金在3-90μm/s的生长速度下的稳态生长区组织.在定向凝同过程中经历下列反应:L→Ti5Si3,L→α+Ti5Si3,α→α2(Ti3Al)+γ(TiAl),α2→γ+Ti5Si3,其中,α与Ti5Si3共晶是合金最显著的凝同行为.当生长速度大于20μm/s时,还出现L→γ+Ti5Si3.随着生长速度增大,稳态组织逐渐由粗胞晶向细胞晶、胞状枝晶及枝晶转变,起稳定α相作用的Ti5Si3相由低速时分布于α相中逐渐向高速时分布于凝固γ相中转变,不利于该合金的引晶.选择10/μm/s的初始生长速度,既能减少到达稳态生长的距离,又能保证引晶效果.     

定向凝固下Cu-0.5Cr合金的界面形态和组织演化

采用定向凝固工艺研究了不同速率下Cu-0.5Cr合金的凝固组织演化。结果表明,在温度梯度为200K/cm下,定向凝固速率由2μm/s增加到500μm/s时,凝固组织依次呈现平界面组织→胞状组织→枝晶组织→细胞状组织→板条状组织。试验中凝固速率达到10μm/s后,合金定向凝固组织中存在非平衡凝固的共晶组织,其体积分数随凝固速率的增加逐渐减少。不同凝固速率下初生α-Cu的一次枝晶间距值位于KF模型和Hunt-Lu模型计算结果之间。     

生长速率对定向凝固Zn-Al-Bi共晶合金显微组织、力学性能和电学性能的影响（英文）

采用Bridgman型定向凝固炉在一定温度梯度和不同生长速率下制备Zn-5%Al-0.2%Bi(质量分数)合金。测量了定向凝固Zn-Al-Bi合金的枝晶间距、显微硬度、抗拉强度和电阻率。采用线性回归分析研究生长速率对合金枝晶间距、显微硬度、抗拉强度和电阻率的影响。在低生长速率下(小于450.0μm/s),所得结果与在相似生长速率下定向凝固的Zn-Al合金的结果吻合,但与Jackson-Hunt共晶理论和高生长速率下的实验结果不同。Zn-Al-Bi共晶合金的临界生长速率为450μm/s。从热流-温度曲线中可以得到,Zn-Al-Bi合金的熔化焓、固液相比热差以及熔化温度分别为112.55 J/g、0.291 J/(g·K)和660.20 K。     

不同速率定向凝固条件Mg-1.5Gd镁合金的微观结构及微观偏析（英文）

研究了在定向凝固条件下凝固速率对Mg-1.5Gd镁合金微观结构的影响。试样通过Bridgman定向凝固炉来制备,温度梯度恒定为40 K/mm,凝固速率为10~200μm/s。研究发现,Mg-1.5Gd镁合金凝固组织为典型胞晶结构,通过线性拟合得到胞晶间距(λ)与凝固速率(V)关系为:λ=130.2827V~(-0.228),此结论与Trivedi模型拟合较好。通过Scheil模型进行热力学凝固路径计算,结合试验观察可以确定凝固组织为α(Mg)相和α(Mg)+Mg_5Gd二元共晶相。同时,通过Scheil模型计算所得的Gd元素的微观偏析与EPMA测量结果基本一致。     

定向凝固NiAl-Mo过共晶合金组织演变及性能

采用液态金属高温度梯度定向凝固装置制备了NiAl-16Mo(at.%)过共晶合金,研究了生长速率对合金组织演变及性能的影响。在生长速率为12~300μm/s范围内,该合金的凝固组织为初生Mo枝晶与NiAl/Mo纤维共晶的混合组织。随生长速率增加,初生Mo枝晶的体积分数由12μm/s的7.21%增加到 300μm/s的11.42%,Mo枝晶尺度和间距同时随之减小。性能测试结果表明,室温断裂韧性和高温强度随生长速率增加而降低,同时对合金强韧化机理进行了探讨。     

生长速度对Ti-45%Al包晶合金定向凝固组织的影响

通过电磁感应加热和液态金属冷却相结合的实验方法制备了Ti-45%Al(at%)包晶合金的定向凝固试样,并观察在不同生长速度下的微观组织和界面形态。结果发现,抽拉速度为10μm/s时,界面以胞晶形式生长,最终组织的α2 γ片层与生长方向垂直;抽拉速度为50μm/s时,观察到明显的枝晶生长界面,α2 γ片层与生长方向成45°夹角。低速下的胞状间距明显大于高速下的枝晶间距,说明快速凝固有利于减小枝晶间距。     

定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律Ⅰ.初始过渡区组织演化规律

对Ti-43Al-3Si(原子分数,%)合金在3-100μm/s的生长速度下进行了系统的定向凝固实验.研究了生长速度对固/液界面形态及初始过渡区组织演化规律的影响.合金在3-60μm/s的生长速度范围内均以胞晶形态生长,胞晶间距随着生长速度的增大而减小;当生长速度达到90μm/s时,开始出现枝晶生长.在定向凝固初始启动阶段,存在清晰的热过渡区,热过渡区内Ti5Si3相分布及过渡区组织与定向凝固区组织的关联性对于籽晶材料的引晶效果有重要影响.生长速度在10μm/s以内时,热过渡区内Ti5Si3相分布连续,且热过渡区组织与定向凝固区组织的关联性好,有利于该合金的引晶.     

Nb10Ti61Co29包共晶合金定向凝固组织演化及其凝固路径模拟计算

选择包共晶点附近的 Nb_(10)Ti_(61)Co_(29)合金为研究对象,利用Bridgman定向凝固技术对其开展了一系列定向凝固实验(v=1, 3, 5, 15, 30, 70μm/s),然后利用XRD、SEM和EDS等分析了不同生长速率下的凝固组织,阐明定向凝固组织演化规律,最终得出相应的凝固机理。结果表明,不同生长速率下合金的凝固组织均包含初始过渡区、稳态生长区以及淬火区。随着生长速率的逐渐增大,初始过渡区上初始生长界面轮廓越来越清晰,并逐渐趋于平直状态,伴随上述变化,稳态生长区与初始过渡区关联性逐渐变小;其次,随着生长速率逐渐增大,合金淬火界面依次经历平界面向胞状晶再到树枝晶的转变,其中,淬火界面在生长速率为1μm/s时呈平直状态,在生长速率为3和5μm/s时,淬火界面大致呈胞状,当生长速率进一步增大时淬火界面呈现典型的枝晶生长;最后,利用CALPHAD方法计算得出了该合金在平衡凝固过程中会依次发生如下4个凝固反应:(1)L→α-Nb;(2)二元共晶反应L→α-Nb+TiCo;(3)三元包共晶反应L+TiCo→α-Nb+Ti_2Co;(4)二元共晶反应L→α-Nb+Ti_2Co。