Al-Si过共晶合金中初生硅的溶解动力学

以扩散为模型,并考虑界面反应对初生相溶解过程的影响,建立了初生相在过热９熔体中的溶解动力学模型。同时以Ａｌ－１８％Ｓｉ（质量分数）合金为对象,在１１００℃过热情况下,对该模型进行了验证。结果表明;该模型基本上能反应该条件下初生硅的溶解特性。     

熔体互混对Al-16%Si过共晶铝硅合金初生Si相形态的影响

采用两种不同熔炼工艺对Al-16%Si过共晶合金进行对比试验,金相组织表明,其中高低温两种熔体互混后Al-16%Si过共晶合金中初生Si相均得到明显细化,经力学性能检测,互混合金在750℃的浇注条件下Al-16%Si合金强韧性最好.分析认为质量不同、成分不同的两种熔体互混导致温度和成分的不均匀性是使Al-16%Si合金初生Si细化的主要因为.     

搅拌温度对半固态过共晶铝硅合金中初生硅形貌的影响

采用等温搅拌法制备过共晶铝硅合金半固态浆料,研究了搅拌温度对初生硅形貌的影响。结果表明,搅拌可明显改善初生硅的形貌,使其细化、球化。搅拌温度过高,熔体内部过冷度较小,先析出的初生硅晶核较少,初生硅长大时相互间抑制作用较小,易择优长成较粗大的初生硅,这些较粗大的初生硅不易碎化、磨圆而得以保留。降低搅拌温度,熔体内过冷度增大,利于提高熔体内部的形核率,初生硅长大时相互间抑制作用较大,长成的初生硅较细小,易被碎化、磨圆细化、球化。但搅拌温度过低,尽管制备的初生硅更细小,却由于初生硅间易出现团聚,球化程度会变差。     

过共晶Al-Si合金熔体中初生硅生长特性

利用等温液淬的方法,研究了Al-18%Si过共晶合金熔体中初生硅的生长行为及机制.结果表明:重熔过程中熔体中未溶解的硅相粒子,在凝固过程中可成为初生硅生长核心,并且未熔颗粒与初生硅形状之间存在明显对应关系; 初生硅的生长机制不是惟一的,既可以以孪晶凹角(TPRE)机制生长,还可以以层状机制生长,初生硅最终形状还要取决于溶质传输等动力学环境; 随着熔体过热温度的升高,凝固组织中初生硅形状由多边形向星形及树枝状转变.     

电磁搅拌与变质复合作用对Al-20Si合金初生硅相的影响

使用电磁搅拌、变质处理及其复合工艺分别成功制备了过共晶Al-20Si半固态浆料，研究了电磁搅拌和变质的复合作用对过共晶Al-20Si合金中初生Si长大和形貌的影响。研究结果表明：复合作用可以获得比单种变质处理和电磁搅拌的过共晶Al-20Si合金更加细小、更加圆整的初生Si组织。复合作用获得的初生硅比单一处理尺寸平均减小25．19％，圆整度平均提高8．40％。而且共晶Si组织也得到球化。复合作用细化组织的机理为：变质后施加旋转磁场，促进了变质剂的扩散，更多的初生Si与共晶Si组织相互打碎，深化了变质和电磁搅拌效果，细化显微组织。     

Al—18%Si过共晶合金熔体结构特征及磷的影响

用ＤＳＣ热分析和快速凝固方法对过共晶Ａｌ－１８％Ｓｉ合金熔体结构特征进行了分析研究，着重考察了液态过热温度和元素Ｐ对熔体结构特征的影响，结果表明，在液态区域其结构特征存在三个区域，低温微观不均匀域，中温微观不均匀向微观均匀过渡区域和高温微观均匀区域，Ｐ增加低过热过共晶Ａｌ－１８％Ｓｉ熔体的微观不均匀性。     

不同成分铝硅合金熔体混合对初生硅相细化的研究

研究了高温过共晶Al Si合金熔体和低温亚共晶Al Si合金熔体混合后对微观组织的影响。结果表明 :熔体混合并迅速搅拌后的初晶硅大大细化 ,在 2min内浇注 ,可以获得分布均匀且尺寸小于 2 5 μm的初晶硅 ;随着熔体保持时间的延长 ,初晶硅的尺寸有增大的趋势。探讨了对硅相的细化机理。     

电磁搅拌对过共晶Al—Si合金初生Si分布的影响

系统研究了电磁搅拌下过共晶Al-Si合金初生Si的偏析规律,实验表明,虽然电磁搅拌引起过共晶Al-Si合金中初生Si的显著细化和圆整化,但常会使坯料表面出现初生Si偏析层,合金中Si含量越大,初生Si偏析层越厚,提高电磁摘抄功率、降低合金熔体冷却速率都会减小或消除初生Si偏析层;在电磁摘抄条件下,坯料表面产生初生Si偏析层的主要原因是固－液界面处的温度梯度过大和存在一层流附面层。     

CDS及导流器对Al-20%Si合金初生硅相的影响

采用受控扩散凝固(CDS)技术和冷却导流器(CC)制备Al-20%Si(质量分数)合金,研究导流器角度及浇注温度对CDS制备Al-20%Si合金初生硅相的影响。结果表明:CDS和导流器均能细化初生硅相,且与常规的CDS过程相比,引入导流器可以更好地细化初生硅相,且随着导流器角度的减小,细化效果变好。采用820℃的Al-30%Si与660℃的纯铝混合,导流器角度为30°,浇注温度为630℃时,可以得到平均尺寸仅为18.8μm的初生硅相,且其分布均匀。分析认为:CDS可以减小初生硅相生长前沿的成分过冷,而导流器可以进一步促进液体的强迫对流,使熔体中温度场和浓度场更均匀,从而改善初生硅的尺寸、形貌及其分布。     

电磁搅拌与变质对Al-20Si合金初生硅相的影响

研究了电磁搅拌和变质的复合作用对过共晶Al-20Si合金中初生Si长大和形貌的影响.结果表明复合作用可以获得比单种变质处理和电磁搅拌的过共晶Al-20Si合金更加细小,更加圆整的初生Si组织,对提高过共晶Al-20Si合金的力学性能有着重要意义.     

Al50Si50合金过冷熔体中Si晶体的生长

利用电磁悬浮设备，通过在真空状态下反复加热与冷却处理，获得了Al50Si50(原子分数)合金熔体的深过冷，最大过冷度为320K、观察了不同过冷度下凝固样品小球的表面及其截面深腐蚀后的组织形貌．过冷度较小时，初生相Si为板条状枝晶形貌，并在其中发现了Al的层状沉积；过冷度较大时，初生相Si转变为粒状形貌，共晶体的形貌也随过冷度的增大转变为离异共晶形态．较大过冷度下，微观组织中发现有晶粒细化现象，这与Si晶体生长受溶质的抑制及初生相Si枝晶的断裂有关．     

五瓣星状初晶硅形核机制

过共晶Ａｌ－Ｓｉ合金五瓣初晶硅具有简单多面体原子团族凝并形核的特点，热力学分析表明，低温熔体中预存的四面体和八面体硅原子团族以五重孪晶关系凝并是一自发过程，凝并后的多面体具有生长成五瓣星状初晶硅的内在条件。小于晶核临界尺寸的原子团族凝并后可成为稳定的五瓣星状初晶硅生长的晶核。     

Al—Si合金溶体中氢含量与Si含量的关系

通过研究相同过热度下Al-Si合金熔体中的氢含量,发现氢含量曲线具有和液相线类似的变化规律,即随着Si含量的增加,试样中的氢含量先减少,到共晶点时为最小,此后氢含量又逐渐增加,并且过热度越大,氢含量越高,合金液态结构X射线衍射结果表明,熔体中原子密度随着Si含量的变化趋势与氢含量曲线相反,用熔体“自由体积理论”解释了铝熔体氢含量的变化规律。     

熔体温度对快凝Al－Si过共晶合金条带微观组织及性能的影响

研究了提高熔体喷射温度和附加高温（１２００℃）处理对快凝Ａｌ－（１４％－１８％）Ｓｉ合金条带微观组织结构、硬度及韧性的影响，分析了因不同处理温度而引起的熔体结构变化对快凝微观组织的影响规律的冶金物理本质，实验发现，快凝熔体喷射温度的提高或在熔体喷射前附加高温（如１２００℃）或恒温均匀化处理，有利于合金微观组织均匀化和细化，有利于快凝条带综合机械性能的优化．     

梯度强磁场下Al-18%Si合金中初晶硅的细化

实验研究了梯度强磁场下Al-18%Si(质量分数)合金中偏聚初晶硅的形貌及晶粒尺寸的变化.无磁场时初晶硅为粗大的板条状或五星状;施加梯度磁场时偏聚初晶硅呈弥散分布的等轴多边形,初晶硅显著细化.当磁化力维持不变时,偏聚初晶硅晶粒尺寸随磁场强度的增大而减小,晶粒数密度随磁场强度的增加而增大.实验结果预示,强磁场影响Si原子扩散.对磁场抑制扩散及初晶硅颗粒的受力进行了分析,较好地解释了实验结果.     

混合方式对受控扩散凝固过共晶Al-Si合金初生硅相的影响

采用受控扩散凝固技术(CDS)制备Al-15％Si(质量分数)合金,研究混合方式对受控扩散凝固Al- 15％Si合金初生硅相尺寸、形貌和分布的影响.结果表明:受控扩散凝固可以明显细化初生硅相,改善初生硅相形貌和在组织中的分布.其中,液-液混合细化效果比固-液混合细化效果好,特别是通过液态纯铝与液态Al-25％Si合金的液-液混合受控扩散凝固制备得到的凝固组织,其初生硅相平均尺寸仅为14μm,且在组织中分布均匀.     

匀速加热过程中第二相的扩散溶解

通过求解匀速升温条件下的扩散方程,建立了匀速加热过程中扩散控制的第二相溶解模型,给出了基体中的溶质分布及第二相溶解速度的解析表达式．以Al—5.8％Cu合金为例的计算结果表明,第二相的形态和加热速率显著影响基体中的溶质分布和第二相的溶解速度．Al—5.8％Cu合金的热分析和液淬实验结果验证了所建模型的合理性.     

STUDIES ON THE KINETICS OF Cu DISSOLUTION IN AQUEOUS AMMONIACAL SOLUTION

在常压及不同O_2-N_2气相组成下,曾对Cu在氨性溶液中的溶解动力学进行了研究. 溶解系电化学反应过程,溶解速度为阴极过程控制时,控制因数是氧的传递;为阳极过程控制时,控制因数是NH_4~+的扩散及NH_3的化学反应速度. 实验结果得到了溶解速度随时间变化——加速或减慢的判据,并对自催化加速作用的条件及范围进行了研究.     

STUDIES ON THE KINETICS OF Ni DISSOLUTION IN AQUEOUS AMMONIACAL SOLUTION

研究了Ni在氨-碳酸铵溶液中有氧存在下的溶解动力学. 结果表明Ni的溶解过程主要是电化学溶解过程,但尚有Ni的氧化伴生.反应速度为氨控制区或氧控制区,这与氨和氧的浓度之比有关. 在NH_3控制区Ni表面易钝化生成氧化膜,并停止溶解;在氧控制区,Ni的溶解速度为氧在液膜中的扩散所控制,可由氧传递速度方程来表达.