凝固速率跃迁对定向凝固Al-40%Cu过共晶合金初生Al_2Cu相的影响

采用高温度梯度定向凝固装置进行了Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金的定向凝固实验,研究了凝固速率跃迁过程中的凝固组织演变.结果表明,当定向凝固速率从10μm/s跃迁减速到2μm/s时,由于固/液界面附近的液相成分向共晶点成分变化以及耦合共晶组织的界面生长温度高于初生Al_2Cu相的界面生长温度,合金凝固组织从初生Al_2Cu枝晶和Al/Al_2Cu共晶组织转变为全耦合层片共晶组织.组织转变过程中,板条状的初生Al_2Cu相先分解成小尺寸的初生相,然后小的初生相逐渐被共晶组织所取代,这种组织转变是凝固界面前沿液相中溶质扩散不足造成的,而不是由合金中存在的热及溶质对流引起的.在初生相生长形态中,由于凝固速率跃迁引起的界面前沿液相中Cu成分富集,造成凝固界面生长温度升高,Jackson因子α变小,Al_2Cu初生相由小平面相向非小平面相转变.     

Al-40%Cu合金定向凝固过程中的微观组织分析

采用连续切片技术对Al-40%Cu过共晶合金在定向凝固过程中初生Al2Cu相的三维微观组织进行了研究,探讨了三维共晶组织在定向凝固速率跃迁条件下的演变机制和间距调节机制。结果表明:A1-40%Cu合金在定向凝固过程中,抽拉速率发生跃迁后,三维共晶组织中的层片组织转变为棒状组织,共晶组织是通过三维空间下非同一平面的分叉和分枝行为连续调整组织间距。     

定向凝固Al-40%Cu共晶合金的组织特性

利用垂直Bridgman法结合液态金属冷却法在恒定的液相温度梯度(GL=250 K/cm),凝固速率由2μm/s到490μm/s之间对Al-40%Cu合金进行定向凝固实验。结果表明:Al-40%Cu合金在低速下组织为全耦合的片层共晶结构,但当速率增加时,合金组织中出现一定量的初生Al2Cu相,凝固速率对合金共晶片层间距的影响通过实验结果分析。在实验的定向凝固速率范围内,发现平界面和胞状界面生长的两种共晶界面形态,并且不管是在哪种共晶界面形态下,共晶层片间距和凝固速率的关系都符合函数关系:λ2ν=常数,利用JH模型计算得到常数C的值为12.85μm3/s。     

定向凝固恒速和跃迁加速下Cu-12.58%Mg过共晶合金的凝固组织演变

在定向凝固恒速和跃迁加速下,研究了Cu-Cu2Mg过共晶合金中Cu2Mg初生相和共晶组织的变化。结果表明,在定向凝固速率5～100μm／s下,Cu2Mgg初生相领先共晶组织生长,生长方向与定向凝固方向一致,界面形态从侧枝较少的树枝晶变为间距较小的细枝晶形态。在定向凝固速率从2μm／s跃迁加速到20μm／s下,生长Cu2Mg初生相枝晶有的被抑制停止生长,有的出现细化,面共晶组织细化是通过层片中Cu相分枝进行的。研究表明,通过定向凝固跃迁加速工艺方法,可使Cu—Cu2Mg共晶组织层片间距更加细化。     

定向凝固Cu-10.25%Mg过共晶合金中初生Laves相Cu2Mg枝晶三维形貌

采用连续切片技术重构了定向凝固Cu-10.25%Mg过共晶合金中初生Laves相Cu₂Mg的三维枝晶形貌.结果表明,Cu₂Mg二次枝晶的三维生长形态在不同凝固环境中呈现"八面体"、"棱面"或"板条"状,侧枝生长形态不对称,二维截面组织中沿生长方向不连续的枝晶实质上是枝晶二次侧枝的横断面组织,部分沿生长方向分叉的枝晶仅是某个初生枝晶一次轴的局部,而非二维截面组织推断出的初生桉晶分叉现象.20μm/s抽拉速率下合金的一次和二次枝晶间距分别为112.53和40.78μm,该值与凝固分数f_s=0.6时侧枝呈现"板条"枝晶的一次和二次枝晶间距测量值123.30和44.82μm相近,比f_s=0.8时侧枝呈现"八面体"枝晶的值198.00和47.66μm要小.三维初生Cu₂Mg枝晶"八面体"、"棱面"和"板条"侧枝的生长速率数值分别为1.40.1.94和2.66μm/s,比一次技晶主干生长速率要小近一个数量级.     

凝固速度对Fe-Cr-C原位生长复合材举定向凝固组织的影响

采用液态金属冷却的定向凝固设备，研究了凝固速度对3．35％C-27．5％Cr高铬铸铁原位生长复合材料定向凝固组织的影响。结果表明，该合金成分在温度梯度为150K／cm，凝固速度为1～10μm／s时，成功制备出Fe-Cr-C原位生长复合材料;凝固速度较高时初生M7C3型碳化物为空心或实心的六边形，随着凝固速度的降低，出现了U形和L形M7C3型碳化物；共晶M7C3型碳化物虽然大体上比较规则，但在其精细结构的形貌上出现许多分又，而且随凝固速度的增加，碳化物分又现象越显著。     

定向凝固Al-4%Cu合金微观组织和溶质浓度影响因素研究

以Al-4%Cu亚共晶合金为研究对象,研究不同试样尺寸、初始变形量以及晶体取向条件下定向凝固单晶Al-4%Cu合金微观组织、固溶体中溶质浓度变化,以及凝固过程中溶质的分布规律和影响因素。结果表明,随着试样直径增大,Al-4%Cu合金内非平衡共晶相体积分数提高,Cu溶质成分曲线越平缓,α-Al固溶体Cu溶质分布更加均匀,晶内偏析减小,这主要是由于大尺寸试样熔体中自然对流更加充分,促进了溶质在液相中的扩散,减轻了固液界面前沿溶质的富集;施加一定塑性变形后,由于变形导致试样中位错密度增加,位错增殖和运动过程中形成的空位缺陷可以容纳更多溶质原子,因而凝固初期Cu成分曲线升高,α-Al固溶体中溶质浓度增大;对于不同取向的试样,随着晶体取向偏离[001]方向角度增大,微观偏析先降低后增大,而固溶体中溶质浓度先增大后降低。这是由于固/液界面能存在各项异性,溶质原子进入固/液界面的难易程度与晶体取向相关,不同晶面原子的吸附能力不一致,从而导致固液界面前沿溶质富集和固溶体中溶质浓度存在差异。     

试样尺寸对Al-4.5%Cu合金定向凝固组织和界面稳定性的影响

在传统Bridgeman方法下,利用Al-4.5%Cu合金内外同心嵌套试样,研究了自然对流对凝固过程及组织的影响。试验结果显示,温度梯度和抽拉速率均相同的定向凝固试样,尺寸较大试样的组织呈规则胞状或树枝状时,对应尺寸较小试样组织胞晶尖端发生分叉或杂乱树枝状,表明尺寸较小的试样液-固界面稳定性较差。较小试样尺寸限制了液相中自然对流致使溶质原子液-固界面处大量富集是凝固组织不规则与液-固界面不稳定的主要原因。     

定向凝固条件下Al-5%Fe过共晶合金的组织演化

利用定向凝固技术研究了生长速度和合金元素Cr对过共晶Al-Fe合金初生Al3Fe相生长过程的影响.结果表明:随着生长速度的增加.初生Al3Fe相将发生粗大板片状→厚片状→薄片状→分枝片状的转变.当加入合金元素Cr后,初生Al3Fe相的形貌由粗大板片状、厚片状、薄片状、分枝片状变成块状和片状.同时,讨论了各种形貌组织的形成机理.     

强磁场对定向凝固Al-Al2Cu共晶合金位错的影响

在10T强磁场下进行Al-Al2Cu共晶合金定向凝固实验,并用透射电子显微镜（TEM）观察有、无强磁场下的定向凝固Al-Al2Cu共晶合金样品的横纵截面,与无磁场下定向凝固Al-Al2Cu共晶样品相比,在10T强磁场样品的Al相内存在大量位错,经分析位错类型为1/2〈110〉类型.强磁场影响了定向凝固Al-Al2Cu共晶合金的生长过程,使其组织变得紊乱扭曲,晶粒内部应力增加,产生了大量位错.     

定向凝固规则共晶生长相间距的选择

在Ｊａｃｋｓｏｎ和Ｈｕｎｔ共晶模型的基础上，通过准动力学分析考察了规则共晶生长相间的选择原理，给出了相间距存在的上，下限，发现下限对应于稳定性参数较小的相被淘汰的临界状态，上限对应于稳定性参数较大的相办面出现凹陷生成另一相的临界状态，共晶间的最可见分布对应于凝固系统相变自由参最低的状态。     

Si-RICH LAYER FORMATION DURING DIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF AI-Si EUTECTIC ALLOY IN ELECTROMAGNETIC FIELD

The formation of a special Si-rich layer on the periphery of Al-Si eutectic alloy specimenduring directional solidification in rotary electromagnetic field has been investigated.Thislayer seems due to the migration of some Si grains onto the crucible wall,then stagnating andcoarsening further.     

合金在电磁场中凝固时生成的特殊表面

分析了在旋转电磁场的作用下,Al—Si共晶合金在定向凝固时形成富Si特殊表面的过程,认为它是在次级流的作用下,一些Si颗粒被传输到坩埙壁处,并滞留下来进一步粗化而形成的。     

纵向磁场对Al-40%Cu过共晶合金定向凝固显微组织的影响

研究了纵向磁场对Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金定向凝固显微组织的影响.结果表明,在温度梯度G_L=42.6K/cm,生长速率R=2μm/s,施加弱磁场时,Al_2Cu初生相由规则小平面状逐渐变得不规则,并趋向于非小平面方式生长,热电磁对流效应在不同尺度下影响界面前沿溶质分布及各相生长温度,微观尺度下影响初生相形貌,宏观尺度下改变糊状区长度,引起宏观偏析;施加较强磁场后,初生相呈现不规则胞状组织并紧密定向排列,这一现象主要归因于内生热电Lorentz力及磁晶各向异性.     

激光快速熔凝Ni-Sn共晶合金的组织演变

采用Ni 28%Sn,Ni 30%Sn,Ni 33%Sn和Ni-35%Sn(质量分数)共4种成分的亚共晶和过共晶合金,考察了Ni Sn共晶合金在激光快速熔凝过程中的组织演化过程.当激光扫描速率较低时,Ni 28%Sn亚共晶合金和Ni-35%Sn过共晶合金的熔凝组织主要由细化的初生枝晶(亚共晶合金为α-Ni相,过共晶合金为Ni3Sn相)和枝晶间共晶(α-Ni+Ni3Sn)组成;近共晶合金Ni-30%Sn和Ni 33%Sn的熔凝组织基本相似,熔池从底部到顶部存在柱状共晶团向等轴状共晶团的转变.Ni-Sn亚共晶和过共晶合金熔池底部皆存在少量粗大的残留初生相.激光快速熔凝后,相比基材中所存在的层片和棒状共晶的混合组织,熔池内的共晶组织皆为层片状共晶,层片间距相比基材明显减小,并呈现垂直于熔池底部外延生长的特征.通过对比4种成分合金在不同激光扫描速率下的熔凝组织,获得了激光快速熔凝条件下Ni-Sn合金共生生长区的成分范围以及临界激光扫描速率.应用描述快速枝晶生长的KGT模型和快速共晶生长的TMK模型对熔凝组织进行了分析,模型计算结果与实验结果符合良好.     

Ti-47Al合金籽晶法定向凝固过程中的组织演化

以Ti-43Al-3Si为籽晶,对Ti-47Al合金籽晶法定向凝固过程中的相选择和组织演化规律进行了研究.凝固初期,液相中富含Si,促使α相为其初生相,获得了与生长方向平行的全片层组织.随着凝固的进行,液相成分逐渐接近Ti-47Al.生长速率为90 mm/h时,凝固组织以胞状树枝晶形态生长,由于晶体生长形态对界面前沿溶质分布的影响,在稳定的溶质边界层建立前,Al和Si含量不能保证α相的连续生长,β相在α枝晶间形核长大,出现与凝固方向成45°夹角的片层,破坏了片层取向的一致;生长速率增至720 mm/h时,凝固组织中枝晶生长发达,枝晶间距减小,基本转变为以择优取向生长的α相.     

CELLULAR SPACING SELECTION OF Al-0.53wt%Zn ALLOY UNDER NEAR-RAPID DIRECTIONAL SOLIDIFICATION CONDITION

1.IntroductionCellular/dendriticspacing,asoneofthemostimportantsolidificationmicrostructuralscales,isofcriticalsignificancetothestudyofsolidificationtheoryandcontrolofmicrostructures.Recently,severalimportantdevelopments[1--4]havebeenmadeintheoreticalresearchesonplanarfrontgrowthandtheselectionofcellular/dendriticstructureatlowgrowthvelocityunderconstrainedcrystalgrowthcondition,andithasbeenrecognizedinexperimentalinvestigationsls--ic]thatthereexistsawideallowablerangeofprimarydendriticspacing…     

Microstructure And Its Scales Of Cu--70%Sn Peritectic Alloy Under High—Temperature Gradient Directional Solidification

在凝固速率1-500 μm／s的范围内,Cu-70％Sn包晶合金定向凝固组织由ε相、包晶η相和共晶体组成,ε相为 领先相与最高界面生长温度假设的分析一致.理论计算结果显示,当凝固速率大于22.35 mm／s时,η相可直接从液相中析出, 无需通过包晶反应进行.凝固速率越低,ε向η相固相转变系数越大,造成ε相尺寸在1-5μm／s范围内变化很小,而包晶η 相的体积分数随凝固速率的增加呈现先减后增的变化趋势.在凝固速率小于50#m／s时, Cu-70％Sn包晶合金一次枝晶间距 满足λV0.325=199.5μm1.325·s-0.325;在凝固速率高于50μm／s时,一次枝晶间距满足λV0.528=676 μm1.528·s-0.528.     

Al—0.53Zn合金近快速定向凝固条件下的胞晶间距选择

利用Ｂｒｉｄｇｍａｎ装置考察了Ａｌ－０．５３Ｚｎ单相合金在近快速定向凝固条件下的胞晶间距选择规律。结果表明：在给定的温度梯度下,随着生长速度的增大,定向凝固组织均为胞状晶、胞晶间距λ的分布存在一个较宽范围,其最大,最小及平均间距随生长速度ｖ变化的实验规律可为：λｍａｘ＝９４８．５１ｖ＾－０．４９６１,λｍｉｎ＝６６１．１６ｖ＾－０．５０１５,λ＾－＝４１２．４１ｖ＾－０．５０４９。ＫＧＴ理论模型较