冷却速率对A357合金凝固组织的影响

以不同冷却速率铸造A357合金试样,用光学显微镜和扫描电镜(SEM)分析其凝固组织.通过不同冷却速率下的DTA试验研究了A357合金的凝固行为;采用DSC试验研究了不同冷却速率所得试样中相的变化;测定了这些试样的微观硬度.结果表明,随着冷却速率的提高,A357合金的宏观晶粒尺寸和二次枝晶臂间距减小,共晶Si相的形态更加细小,且分布愈加弥散;合金液相线温度和二元共晶的反应温度降低,三元或四元共晶反应被抑制,合金凝固组织中Mg2Si相的析出受到抑制,微观硬度明显提高.     

Mg-Gd-Y-Zr合金可控冷却速率实验方法及凝固组织的X射线断层扫描表征

建立了可控冷却速率的实验方法、凝固过程测温方案和合金内部温度推算方法,对Mg-6Gd-3Y-0.5Zr(质量分数,%)(GW63K)合金开展可控冷却速率实验,结合X射线断层扫描技术、扫描电子显微镜和X射线能谱分析等实验表征手段,表征可控冷速镁合金的凝固组织形貌并获取定量信息,研究了冷却速率对GW63K合金凝固组织微观形貌、定量信息的影响和变化规律。结果表明：在GW63K合金凝固组织中,共晶呈网络状分布在晶界处,形状不规则的第二相呈岛状分布在共晶组织中;平均冷却速率Rc在0.13～0.33℃/s范围内,随着冷却速率的增加,网状共晶组织更密集、均匀和连续,第二相分布更均匀、尺寸更小,微观溶质偏析减小,第二相和共晶体积分数均呈下降趋势。     

冷却速率和Mn含量对Al-Cu-Mn合金凝固组织的影响

研究了冷却速率和Mn含量对Al-Cu-Mn合金凝固组织的影响。结果表明,随冷却速率逐渐从1 K·s-1增加至106K·s-1,共晶非平衡相体积分数逐渐降低,二次枝晶的间距逐渐缩小。并且,随着Mn含量的增加,Al-Cu-Mn合金中的共晶非平衡析出相的体积分数也相应增加。     

冷却速率对Al-4.6Cu-Mn合金凝固组织的影响

以添加不同Mn含量的Al-4.6Cu-Mn合金为对象,利用FE-SEM、VNT Quant Lab-MG专业定量金相分析系统软件研究了不同冷却速率下Al-4.6Cu-Mn合金的二次枝晶间距、非平衡共晶相体积分数以及微观凝固组织形貌特征。结果表明:冷却速率在540～106 K.s-1范围时,随着冷却速率的提高,Al-4.6Cu-Mn合金非平衡共晶相体积分数随之降低,二次枝晶间距减小,非平衡共晶相形态细化;当Mn含量增加时,Al-4.6Cu-Mn合金中非平衡共晶相体积分数随之增大。     

不同冷却速率对GH4151高温合金定向凝固组织及元素偏析的影响

为了进一步降低合金凝固偏析程度和优化真空自耗冶炼(VAR)工艺,利用液态金属冷却法(LMC)对GH4151合金进行定向凝固实验,采用光学显微镜、扫描电镜及电子探针等研究了冷却速率对GH4151合金定向凝固组织及元素偏析的影响。结果表明：随着冷却速率的增加,一次枝晶间距λ₁及二次枝晶间距λ₂均逐渐减小,两者与冷却速率间满足相似的函数关系。而且,枝晶干及枝晶间γ′相尺寸也随冷却速率的增加逐渐减小,组织均匀性提高。对凝固组织元素成分分布的电子探针分析表明：GH4151合金主要偏析元素为W、Nb、Ti,偏离程度在20%以上,且3种元素显微偏析程度均随冷却速率的增加而加重,原因在于随着冷却速率增加,凝固前沿固相层可供溶质扩散的时间减少,扩散效果减弱。     

冷却速率对Zn-30Al-1Cu合金组织的影响

采用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜和X射线衍射仪研究了冷却速率对Zn-30Al-1Cu合金微观组织的影响.结果表明,Zn-30Al-1Cu合金初始凝固组织主要由初生相α’相、包围在初生相周围的包晶β相和共析组织(α+η)组成,共析组织由包晶β相分解而来.凝固后期共析胞向枝晶中心生长,使α相分解为层片α+η组织.随冷却速率增大,初生相由枝晶状变成等轴晶粒,尺寸也越来越小,沉积态晶粒尺寸最细小,铸态晶粒尺寸最大.冷却速率提高Cu元素在基体相中的固溶度,沉积态合金中没有发现富铜相ε,Cu元素全部固溶到基体中;普通铸造和快速凝固合金中均发现富铜相ε,它们存在于枝晶间和η相中.     

冷却速率对Ni-Nb合金非平衡凝固组织的影响

采用阶梯铜模喷铸方式开展了Ni-10%Nb(质量分数)合金非平衡凝固实验,并利用Procast软件对不同铜模内径所对应的冷却速率进行了计算。综合采用光学显微镜、扫描电镜及能谱分析仪对不同冷速条件下合金二次枝晶间距、溶质含量等组织参量进行表征。实验结果表明,随铜模内径减小,合金冷却速率增加,二次枝晶间距减小,枝晶主干中溶质含量得到明显提高。在此基础上,利用枝晶生长模型对不同过冷度条件下的枝晶生长速率进行了计算。分析结果表明,随冷却速率增加,凝固发生时过冷度增大,枝晶生长速度提高,溶质截留现象趋于严重,导致溶质过饱和现象发生。此外,冷却速率的提高还有利于减小液/固界面前沿溶质扩散区长度,导致二次枝晶间距减小。     

不同冷却速率对A356.2合金组织形貌的影响

研究了不同冷却速率对A356.2合金组织形貌的影响。采用直径为10 mm的石墨模具和铜模具浇注A356.2合金,测得冷却速率分别为5.2℃/s,113.7℃/s。研究结果表明,与石墨模具浇注相比,铜模具浇注的合金二次枝晶间距仅为8%μm左右,共晶Si颗粒更加细小,分布更加均匀,可以应用于铸造生产,解决热节处缩松及晶粒粗大问题。     

热处理对Mg-Gd-Y-Zr合金组织和力学性能的影响

采用拉伸、硬度、显微组织观察等方法,研究了不同热处理条件对Mg-Gd-Y-Zr合金组织和力学性能的影响。结果表明,铸态Mg-Gd-Y-Zr合金经固溶处理后其塑性提高,δ5提高40%;挤压可以明显改善合金的强度和塑性,相比铸态,σb提高25%,σ0.2提高30%,δ5达到14.9%;时效可使挤压态合金的强度得到进一步提高,峰时效时,σb达到420MPa,σ0.2达到310MPa,但塑性有所降低,δ5降低至7.5%。     

脉冲磁场对Mg-Gd-Y-Zr合金凝固及力学性能的影响

在Mg-Gd-Y-Zr合金凝固过程中施加不同频率的脉冲磁场,研究脉冲磁场对Mg-Gd-Y-Zr合金凝固的影响.实验结果表明,脉冲磁场使Mg-Gd-Y-Zr合金晶粒细化,在频率为5 Hz条件下获得最佳的晶粒细化效果,平均晶粒尺寸从未加脉冲磁场条件下的65 pm细化到37 pm.脉冲磁场的搅拌导致熔体磁过冷及熔体温度梯度降低是晶粒细化的主要原因.脉冲磁场的施加使抗拉强度和延伸率较常规铸造合金分别提高了4.8%、78.5%.     

冷却速度对Mg-8Gd-1Er合金凝固组织的影响

本文采用温度采集装置测定了Mg-8Gd-1Er(GE81)合金在石墨型炉冷、石墨型空冷、铁型空冷、铜型空冷四种不同冷却方式下的平均冷却速度,基于经典形核理论分析了晶粒密度与冷却速度的关系;利用金相显微镜和扫描电镜观察了不同冷却速度下合金的铸态显微组织,分析了晶粒密度、第二相体积分数及硬度与冷却速度的关系。研究结果表明：合金在不同冷却方式下的平均冷却速度分别为0.23,0.46,2.17,3.88 K·s-1,冷却速度与过冷度为线性关系：?T=13.5664v+6.9655;随冷却速度增加,晶粒明显细化,晶粒密度与冷却速度的关系为：Nv=1.1135×1012exp(-46.8344/(13.5664v+6.9655));此外,第二相体积分数减小,分布更加细小均匀,合金硬度明显增大,硬度与冷却速度的关系为：HV=72.1772-12.6895/(1+exp(v-2.2570))。     

冷却速度对TB3合金组织和性能的影响

针对TB3钛合金生产中存在的问题,研究了热处理冷却速度对合金组织和性能的影响。结果表明,冷却速度对TB3合金性能影响不大,但水冷试样的性能稍优;经固溶处理,晶粒等轴化并进一步长大,水冷试样组织的尺寸大小及均匀性稍好于空冷试样的。     

不同冷却条件和B含量对近共晶Al-13.0%Si合金凝固组织的影响

研究了约2℃/s和10℃/s冷却条件下,Al-3B中间合金不同加入量对近共晶Al-13.0%Si合金微观组织的影响。试验结果表明,两种冷却条件下,B的加入都能够细化近共晶铸造Al-13.0%Si合金,并在一定程度上抑制初生相析出,促进共晶体形成;但在冷速增大的情况下,细化效果更加显著,对初生相的抑制也更为明显。未加B条件下,增大冷速有利于枝晶的形成;在较低冷速条件下,B的加入及含量的提高并不能使初生＆相由树枝晶转变为等轴晶,但较大的冷速使得这一转变非常明显。B加入后,形核温度TN大大升高,凝固方式由未加B时从型壁向试样中心的近似逐层凝固转变为加B后在整个试样范围内同时大量形核生长。分析认为B的加入为共晶体的形核提供了大量形核基底,导致共晶组织的细化和初生相的减少,增大冷速激发了更多潜在的形核核心,从而提高了B的细化效果和对初生相的抑制作用。     

冷却速率对Al-Cu二元合金凝固组织和性能的影响

为了研究冷却速率对Al-Cu二元合金凝固组织和性能的影响,通过楔形铜模铸造制备了Al-6%Cu合金铸锭。结果表明,当冷却速率从100 K/s降低到2 K/s时,铸锭晶粒形态的转变过程为：全部柱状晶→柱状晶与等轴晶混合→全部等轴晶。同时,靠近模壁处的柱状晶宽度从244.7 μm增加到408.2 μm,铸锭心部等轴晶的平均晶粒尺寸从629.8 μm减小到152.8 μm,并且平均枝晶臂间距从10.1 μm增加到52.8 μm。计算得出Al-6%Cu合金平均枝晶臂间距和冷却速率经验公式中的参数,其中A和n的值分别为78.75和0.41。当冷却速率从100 K/s降低到25 K/s时,共晶Al₂Cu的形态从骨骼状变为片层状,在共晶Al₂Cu附近的α-Al的形态呈蜂窝状。当冷却速率由2 K/s增加到100 K/s时,Al-6%Cu合金的硬度由618 MPa增加到726 MPa。     

铜基大块非晶合金的临界冷速与组织形貌变化

制备了具有良好玻璃形成能力的Cu52.5Ti30Zr11.5Ni6大块非晶合金，其临界直径达到5mm，临界冷却速率约为126．8K／s。采用Jackson-Hunt公式计算了晶化组织形成的冷却速率。当冷却速率在10K／s-120K／s时，晶化组织则出现亚稳初生相与共晶共存的形态。当冷却速率低于10K／s时，亚稳初生相的析出将被逐渐抑制，使得共晶生长方式发生改变。     

Mg-Gd-Y-Zr合金TIG电弧熔覆层微观组织演变及力学性能研究

目的 在AZ91D镁合金表面熔覆Mg-Gd-Y-Zr合金,分析熔覆层微观组织演变规律及其对熔覆层力学性能的影响。方法 采用直流脉冲钨极氩弧焊（DC PTIG welding）,在不同平均电流下,将Mg-Gd-Y-Zr合金焊丝送入AZ91D镁合金熔池,制备熔覆层。采用金相显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪及X射线衍射仪,分析不同平均电流条件下的熔覆层微观组织。基于显微维氏硬度仪与往复式滑动摩擦磨损设备,表征熔覆层硬度及摩擦学性能。结果 熔覆层微观组织主要由α-Mg、Mg24(Gd,Y)5及Al2(Gd,Y)相组成。熔覆层呈现明显分层特征,主要是由晶界Mg24(Gd,Y)5相分布差异造成。平均电流增大,熔覆层中心晶粒尺寸先保持不变,而后快速增大,Al2(Gd,Y)相由细小弥散颗粒变为团聚状分布,晶界Mg24(Gd,Y)5相则由连续网状演变为不连续岛状,直至变为细小颗粒状。熔覆层硬度随平均电流增加,呈现略微上升,随后快速下降的趋势,其最高硬度达90.8HV。摩擦磨损测试过程中,平均电流为110 A所得熔覆层失重速率小于AZ91D基材。结论 采用DC PTIG在AZ91D基体表面成功制备了耐磨性能优于基体的含Gd、Y稀土元素的熔覆层,稀释率决定熔覆层Al2(Gd,Y)相形貌及分布规律。     

固溶冷速对CHS-104合金显微组织和高温力学性能的影响

研究了固溶后冷却速度对CHS-104合金显微组织和高温力学性能的影响.结果表明,合金铸态组织由γ基体、γ'相、γ/γ'共晶相和碳化物组成,碳化物为MC型,主要元素为Ti、Nb、W.固溶处理后,合金析出的]’相近似球形.其中,空冷时的尺寸为0.1～0.3μm,而炉冷后则增大至0.2～0.8μm.两种冷速固溶后Al、Cr、Mo、Nb元素在枝晶杆和枝晶间的偏析程度减弱,偏析比趋于1.合金力学性能测试结果表明,固溶后炉冷较空冷时的900℃抗拉强度降低,由552 MPa降到526MPa,但塑性显著提高,伸长率从9.9％增至21.7％,提高了119％;900℃、200MPa条件下的持久寿命由89.2h降到83.2h.合金拉伸/持久断裂以沿晶/穿晶复合方式呈现.