γ-TiAl合金定向凝固过程中与氧化钇陶瓷材料的界面反应(英文)

研究液态金属冷却定向凝固条件下,Ti-47%Al合金与Y2O3/Al2O3双层结构陶瓷管内层Y2O3的相互作用。分析熔体温度和相互作用时间对界面反应、合金组织和成分的影响。结果表明:虽然Y2O3层受到一定程度的侵蚀和溶解,但Y2O3层有效地阻隔化学稳定性较差的Al2O3外层与TiAl合金熔体接触,避免Al2O3与TiAl之间的化学反应。合金熔体受到一定程度的污染且含有少量夹杂物。在一定保温时间内,合金中的杂质含量(Y和O)和夹杂物(Y2O3)体积分数均随着过热温度的提高而增加,但随着保温时间的进一步延长,杂质含量和夹杂物体积分数趋于恒定值,不再显著变化。     

TiAl合金定向凝固过程中与坩埚材料的界面反应研究

对定向凝固过程中Ti-47Al合金与氧化铝、氧化锆和石墨坩埚之间的界面反应进行实验研究.通过用光学显微镜和扫描电镜对凝固组织观察发现,TiAl合金与氧化铝坩埚之间的界面反应较为严重,在凝固组织中形成了大量氧化铝夹杂;TiAl合金与氧化锆坩埚的界面反应仅发生在试样表面,但该坩埚在高温下不稳定,并在试棒表面形成一层无法剥离的粘结层;石墨坩埚中的C元素改变了原有TiAl合金的凝固路径,生成了棒状的γ-TiAl相.     

定向凝固下Ti-48Al合金与不同氧化物铸型涂层界面反应的研究

通过SEM、EDS以及XRD等检测方法对Ti-48Al合金分别与Al2O3、Y2O3、ZrO2铸型涂层的界面反应处的微观组织、元素分布以及界面处的相组成等进行检测;同时结合对界面处的硬度测量,得到界面反应层厚度。结果表明,合金熔体与不同铸型涂层均发生了界面反应。铸型涂层材料不同,界面反应剧烈程度也不同。反应过程中在熔体和扩散元素的冲击下,物理侵蚀和化学反应同时存在形成了反应层,反应的强弱则与涂层材料有关。更值得注意的是,对钛铝合金与铸型涂层的热力学性质进行了计算。研究还表明,熔体在界面处的反应层主要由涂层材料的脱落扩散程度控制,涂层中的元素尤其是O元素的扩散是控制界面反应进程的重要因素。     

凝固过程中TiAl合金与容器的界面化学反应的研究

通过对定向凝固过程中TiAl合金与氧化铝、氧化锆坩埚材料的界面化学反应进行研究,分析了夹杂物的分布规律以及反应机制。结果表明:氧化铝坩埚中的SiO2粘结剂与TiAl合金发生界面化学反应,使坩埚内壁的Al2O3颗粒脱落进入TiAl合金熔体,夹杂物在整个试样中呈弥散分布。TiAl合金与氧化锆坩埚的化学反应仅发生在合金试样表面,反应生成的黑色氧化锆具有较大脆性,并在试样表面形成厚厚的粘结层。     

一种镍基定向凝固高温合金与陶瓷铸模的界面反应研究

采用扫描电子显微镜和能谱等分析手段研究了某镍基定向凝固高温合金与SiO_2基陶瓷型壳以及Al_2O_3基陶瓷型芯的界面反应。实验结果表明,该镍基定向凝固合金与SiO_2基陶瓷型壳会发生较严重的界面反应,在合金与SiO_2基型壳之间有一层约3~5μm厚的白色HfO_2层和一层稀薄的Al_2O_3层,反应产物的富集可以抑制界面反应的进一步进行;而与Al_2O_3基型芯几乎不发生界面反应,只有微量的HfO_2在界面处零星分布。同时,这一结果符合了界面反应的热力学关系。虽然Al_2O_3基型芯能有效减少界面反应,但Al_2O_3基型芯存在较多的空隙,合金熔液在凝固时渗入其中增加了合金表面的粗糙度,提高Al_2O_3基铸型的致密度有利于提高合金铸件表面品质。     

Ti-Al包晶合金定向凝固及组织选择

考察了包晶合金分别在定向凝固初始过渡及稳态生长阶段的凝固特性;分析了凝固过程中液-固界面前沿两相形核过冷与成分过冷的条件及温度梯度(G)和生长速度(v)对两相竞争生长的影响和带状结构形成与共生生长的条件,确定了出现带状结构所必需的成分和G/v条件.计算了TiAl合金在初始过渡阶段初生相及包晶相的竞争生长和向稳态发展的过渡机制,并应用界面响应函数建立了不同成分TiAl合金在稳态生长过程中相与组织随生长速度演化的竞争选择模型及相应的凝固组织图,预测了TiAl合金在不同凝固条件下可能形成的相与组织形态.在所选的合金成分范围内定向实验所得的凝固组织与计算预测的组织选择图有较好的一致性.     

单晶高温合金定向凝固过程中晶体竞争生长观察

本文选用镍基单晶高温合金，用籽晶法控制各晶粒的晶体取向，进行了多晶组合的竞争生长实验，模拟了定向凝固中不同晶体取向晶粒间的生长过程与竞争规律，结果表明：晶粒的竞争生长过程取决于晶粒的相对取向关系及其与热流方向的夹角，择优生长方向与热流方向最接近的晶粒将淘汰其它晶粒并逐渐占据整个试样截面，当两个晶粒的择优生长方向都与热流方向不平行且大发散角方式组合时，两晶粒间可出现第三个晶粒并最最终扩展至整个试样截     

高铬铁碳合金定向凝固过程研究

配制了两种成分（共晶、亚共晶）的高铬铁碳合金，使之进行定向凝固。对共晶碳化物和共晶组织结构特点进行了观察分析；在适当的凝固速度，共晶成分合金能从不稳定生长过渡到稳定生长阶段，显微组织发生一系列宏观变化；但凝固速度极小又会诱发固／液界面变异。     

8090Al—Li合金定向凝固界面形态与溶质偏析

本文阐述了定向凝固参数对8090Al-Li合金固液界面形态和溶质偏析行为的影响。结果表明:当下拉速度R<0.13mm/min(温度梯度G_L=130℃/cm)时,可得到平面凝固组织,当R>0.75mm/min(G_L=130℃/cm)时,可获得枝晶组织,且R越大,枝晶越细小。胞晶组织存在范围很窄,元素Cu偏析较严重,杂质元素Fe,Si也有很大偏析,界面形态对溶质偏析行为有显著影响。以粗枝晶凝固时,偏析比较大,凝固组织粗大。     

包晶合金的定向凝固与生长

综述了包晶合金定向凝固中包晶相的形核与生长机制，讨论了利用最高界面生长温度假设以及成分过冷和充分形核判据下包晶合金的微观组织与相选择规律，对包晶相的3种生长机制进行了分析，并在Sn-Cu包晶合金定向凝固实验中发现其包晶反应不仅存在于凝固界面处，在后续冷却过程中也能进行，最后针对国内外包晶合金定向凝固研究的现状，提出了其需要进一步研究的问题。     

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。     

定向凝固Al-12.5Si合金的共晶界面形貌

通过调整合金中Sr和Mg的加入量、温度梯度和凝固速度,对Al-12.5Si合金进行一系列定向凝固试验。结果表明,Sr可以对共晶Si进行变质,得到规则界面,也可以引起界面失稳,因为和Mg一样,其溶质分配系数k01,增加了成分过冷。随Sr或Mg含量增加,共晶界面的演化过程为平界面→胞状晶→树枝晶→等轴晶;随凝固速度增大和温度梯度减小,界面前沿成分过冷变大,界面形貌经历了从失稳到胞晶、树枝晶和等轴晶的转变。     

单晶高温合金HRS定向凝固过程凝固参数的计算机检测与分析

建立了一套炉前计算机数据自动采集和控制系统，该系统可对HRS定向凝固过程的温度数据进行自动采集。对单昌高温合金DD98定向凝固过程湿度场的现场测定和分析的结果表明：该系统现场采集的数据平稳，较好地解决了干扰问题；在恒定的加热温度和抽拉速率下，温度梯度、糊状区宽度等凝固参数是不断变化的，起始端的温度梯度最高，凝固后期温度梯度趋于平稳，糊状区的宽度随着凝固的进行呈增加的趋势。     

高温合金定向凝固界面换热系数逆向求解与验证

通过实验采集了DD6单晶叶片定向凝固过程温度场数据,基于数值模拟逆向求解确定了定向凝固过程中界面换热系数。采用这些界面换热系数进行了ProCAST数值模拟,得到了凝固过程位移场,并与真实叶片实测位移场进行比较,证实仿真结果与试验结果吻合较好,验证了反求界面系数的可靠性。     

高温合金定向凝固技术研究进展

首先回顾了定向凝固的发展历史,重点分析了液态金属冷却定向凝固的技术特点。总结了高温度梯度下制备的定向凝固法单晶高温合金在组织和性能方面的研究现状,结合作者在本领域的研究,着重分析了定向凝固温度梯度、凝固速率、晶体取向、熔体超温处理、熔体对流控制对组织和性能的作用规律和机制,认为高温度梯度定向凝固是细化组织、减少缺陷、提高合金性能的重要途径。最后展望了高温合金定向凝固的发展趋势。     

冷坩埚连续熔化与定向凝固Ti50Al合金的温度场计算(英文)

为了优化工艺参数和实现定向凝固,计算不同参数条件下的冷坩埚连续熔化与定向凝固Ti50Al(摩尔分数,%)合金的温度场。模型中的连续铸造通过识别运动单元的不同位置而实现。结果表明,在功率为52kW和抽拉速度为3.0mm/min时,送料棒在200s时可以完全熔化,在300s时具有一定的过热度。当功率为52kW时,随着抽拉速度从1.2mm/min加快到6.0mm/min,送料棒的过热度和熔区都减小,并且固-液界面变凹,其中在6.0mm/min时,送料棒不能被完全熔化。当抽拉速度为3.0mm/min时,随着功率从48kW增加到58kW,固-液界面位置变低且变凹,当功率为48kW时,送料棒不能被完全熔化。当抽拉速度和功率配合恰当时,可以实现冷坩埚连续熔化与定向凝固TiAl合金。     

包晶合金定向凝固平界面前沿的形核分析

利用成分过冷和充分形核判据以及定向凝固中相稳定生长的最高界面温度假设,在包晶合金定向凝固初始过渡区及其之后两相低速平界面凝固时建立了初生相和包晶相界面前沿发生第二相形核转变所满足的成分条件,确定了不同凝固距离下出现两相平界面凝固带状组织的成分区间。Fe-Ni和Pb-Bi包晶合金理论计算结果与现有的实验结果进行了对比,两者吻合较好。     

行波磁场对定向凝固Sn-Cd合金界面形貌的影响

对直径为4 mm的Sn?0.65%Cd合金在行波磁场中进行定向凝固,结果发现其界面形貌是丰富多样的。在向上的行波磁场上,随着磁场强度的增大(B≤10.3 mT),平界面和胞状界面交替转变。当加载向下的弱强度的行波磁场(B=3.2 mT)时,界面形貌由浅胞状向深胞状转变。当磁场强度进一步增大时,界面两侧呈现微弱的不一致,但是在强的磁场下界面形貌大致趋向于平界面(B≤10.3 mT)。这种界面的不稳定性可能归因于行波磁场驱动的流动。另外,在向上的行波磁场中界面形状几乎是水平的,但是在向下的行波磁场中界面形状是倾斜的。     

Al-Bi偏晶点成分合金定向凝固过程研究

对Al-Bi偏晶点成分合金(Al-3.4%Bi,质量分数)开展了逆重力方向的定向凝固实验,考察了凝固速度对合金凝固组织的影响,分析了试样凝固组织形成过程.结果表明:Al-Bi偏晶点成分合金定向凝固时在固-液界面前沿液相内形成溶质Bi富集层,并发生液-液相变,少量相液滴在Marangoni迁移、Stokes沉积和试样自身下拉运动共同作用下进行空间迁移,当凝固速度较快时,凝固界面前沿所有尺寸的少量相液滴均向凝固界面迁移,合金凝固后少量相粒子尺寸呈现单峰分布;当试样凝固速度较慢时,部分少量相液滴在长大过程中其合速度方向按:指向凝固界面-背离凝固界面-再指向凝固界面顺序随液滴尺寸变化,合金凝固后少量相粒子尺寸分布呈现2个峰;当凝固速度较快时,少量相粒子平均尺寸R随凝固速度V_0近似呈R∝V_0~(-1/2)指数关系变化,随着凝固速度的下降,R与V_0间的关系向R∝V_0~(-1/3)指数关系趋近.     

定向凝固过程中镍基高温合金双晶竞争生长分析

通过调整双籽晶<001>的取向进而控制晶体取向,使之处于不同的平面位置,并让晶粒在低速抽拉下生长,研究了双晶镍基高温合金AM3胞状枝晶界面在定向凝固过程中双晶粒的相对位置及其影响,并进行定向凝固过程中镍基高温合金双晶竞争生长分析。结果表明:当两籽晶<001>取向的偏差角度几乎一样时,两晶粒竞争生长主要是通过胞状枝晶干的物理阻挡;当两籽晶<001>取向处于同一平面内时,伴随着凝固过程,在晶界处非常容易形成与原双籽晶<001>取向都不相同的晶粒。