包共晶合金凝固路径的数学模型

以Al-Cu-Mg三元共晶合金为研究对象,采用石墨保温型凝固的方法,对三元共晶合金进行了凝固路径的研究,并采用数学模型对凝固过程进行了模拟。结果表明,Al-Cu-Mg三元共晶反应的凝固路径为:(L+α或L+T)→(L+α+T)→(L+α+T+β);模拟计算结果与实验结果具有较好的一致性。     

深过冷Al_(46.2)Fe_(36.6)Ti_(17.2)包共晶合金的快速凝固及组织演变

采用落管无容器处理技术实现了Al_(46.2)Fe_(36.6)Ti_(17.2)三元包共晶合金的深过冷与快速凝固,获得直径为130~1 150μm的合金粒子,其过冷度范围为202~30 K。研究发现,在自由落体条件下,合金熔体在快速凝固过程中呈现显著的溶质截留效应,包共晶转变进行得不彻底,凝固组织中包含Fe_2Ti相、Fe Al相和τ_2相,其中Fe_2Ti相为初生相,组织呈现枝晶形貌,Fe Al相和τ_2相形成层片状包共晶组织。随着液滴直径的减小,冷却速率增加,过冷度增大,凝固组织中初生Fe_2Ti相的形貌由粗大枝晶逐渐变为细碎枝晶,一次枝晶轴长度与粒子直径呈线性减小关系;包共晶组织由长条状层片变为球状胞,并且层片间距呈指数型减小。     

Al-Ni-Y三元共晶合金定向凝固组织定量分析

在5 K/mm温度梯度下,在不同的下拉速率(1~50 mm/min)下对成分为Al-1.0%Ni-3.0%Y(摩尔分数)三元共晶合金进行下拉定向凝固。通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)观察横纵截面的组织,研究定向凝固后合金组织的变化规律;应用MIAPS软件和定量金相法定量分析合金组织中各组成相及共晶团的尺寸、体积分数以及共晶层片间距等形貌特征参数随凝固条件(v)的变化。结果表明:定向凝固后,合金组织定向生长特征明显;随着下拉速率的增加,Al-Ni-Y三元共晶合金组织由1 mm/min时的α(Al)+Al3Y+Al23Ni6Y4三相共晶组织逐渐转变为下拉速率5 mm/min以上时的α(Al)+Al3Y相组成的菊花状共晶和α(Al)+Al23Ni6Y4相组成规则层片状共晶所组成的两个两相共晶组织;当下拉速率增加到50 mm/min时,完整的菊花状共晶组织特征消失,组织破碎细化,转变为α(Al)+Al3Y相枝晶状共晶。同时,组织的各特征参数与下拉速率之间具有明确的数学关系。     

Al-11.80Cu-24.22Mg三元包共晶合金的凝固机制

采用液淬方法对Al-11.80Cu-24.22Mg(质量分数,%)三元包共晶合金在不同温度下淬火,而后,对其相组成和凝固组织进行了研究,对凝固组织的演化规律以及凝固机制进行了分析.实验结果表明,该合金凝固过程中确实发生了三元包共晶反应,初生相为S相(Al_2CuMg),包共晶组织为α-Al相和T相(Al_6CuMg_4)组成,最终凝固组织由残余初生S相、包共晶组织(α-Al+T)、两相共晶(α-Al+T)及三相共晶(α-Al+T+β)组成;虽然包共晶组织中和两相共晶中含有相同的相,即α-(Al)相和T相,但二者的组织形态不同,包共晶组织呈条带状,而两相共晶呈规则的蛛网状和球状.此外,三元包共晶反应时,包共晶组织依附于初生S相的周围生长,随着冷却速率的增加,三元包共晶反应变慢甚至被抑制,致使初生S相剩余而滞留在基体中.     

快速凝固共晶铝硅合金的组织特征及形成机理

利用单辊甩带方法制备Al-12.6Si多元合金快速凝固条带,采用扫描电镜、透射电镜和DSC技术,对合金组织形貌、相结构进行了表征。结果表明：快速凝固不仅使合金组织细化,形成微纳米晶,并能使组织和相结构发生变化,形成了大量的α-Al等轴晶和少量的羽毛针列状共晶体组织。     

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。     

Pb-Bi亚共晶和包晶合金的快速凝固

采用硅油净化法使大体积Ｐｂ－５０％Ｂｉ亚共晶合金和Ｐｂ－２９．２％Ｂｉ包晶合金分别获得了４５Ｋ（０．１１ＴＬ）和１１７Ｋ（０．２３ＴＬ）的过冷度,并对这两种合金快速凝固过程中ε金属间化合物相的组织开矿及随过冷度的变化规律进行了探讨,对于Ｐｂ－５０％Ｂｉ亚共晶合金,实验发现ε相以枝晶方式生长,随着这冷度的增大,ε相枝晶细化显著,最大过冷度处一次和二次枝晶间距细化达一个数量级,同时在过冷度达４５Ｋ的试     

快速凝固Ni-Sn共晶合金的组织与力学性能

采用单辊实验技术研究了Ni-32.50%Sn共晶合金的急冷快速凝固组织,测试了合金的抗拉强度和伸长率,分析了冷却速率与合金组织及力学性能之间的关系.研究结果表明,在急冷快速凝固条件下,Ni-32.5% Sn共晶合金形成了全部的不规则共晶组织.随着冷却速率的增大,合金组织明显细化,均匀性提高,不规则共晶和等轴晶的数量增多,细晶强化作用增强,NiSn共晶合金的抗拉强度增大,伸长率降低.     

自由落体条件下Fe-23%Mo-27.5%Si三元包共晶合金的快速凝固

采用落管无容器处理技术实现了Fe-23%Mo-27.5%Si三元包共晶合金的快速凝固,获得直径为100~1 200μm的合金粒子。研究发现,室温下凝固组织由包共晶组织和三相共晶组织[FeSi相+τ(1Fe5Mo2Si5)+MoSi2相]组成。随着粒子直径的减小,初生FeSi相由粗大枝晶变为碎断枝晶,进一步变成不规则的粒状晶粒;共晶胞体积变小,其形貌由层片状变为涡旋圈状。理论计算表明,随着液滴直径的减小,过冷度和冷却速率呈指数关系增大,试验中获得的最小粒径对应的最大过冷度达到420 K(0.26T)L。     

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.     

脉冲电流对过共晶铝硅合金凝固组织及力学性能的影响

将脉冲电流应用于过共晶铝硅合金的凝固过程中,通过改变脉冲电流参数(如峰值电流、脉冲占空比、脉冲频率),研究了各个参数对过共晶铝硅合金凝固组织及性能的影响。实验结果表明,脉冲电流对过共晶铝硅合金凝固组织的细化效果明显;经过脉冲电流处理后,合金试样的显微硬度、布氏硬度均得到很大提高,力学性能明显改善。     

Al-Cu-Mg包共晶合金凝固组织演变及凝固路径研究

选取初生相在不同相区的成分为Al-15.0Mg-9.6Cu(wt.%,下同)和Al-19.5Mg-17.8Cu的三元包共晶合金,进行了不同冷却速度下的凝固试验,而后对其凝固路径、组织演化规律以及凝固机制进行了分析。试验结果表明,两种合金在凝固过程中发生了三元包共晶反应,凝固路径为别为(L+α-Al)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)和(L+S)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)。合金Al-19.5Mg-17.8Cu和Al-15.0Mg-9.6Cu的初生相分别为S相和α-Al相,而且两相共晶组织(α-Al+S)和(α-Al+T)均为离异共晶,呈团块状,而包共晶组织(α-Al+T)呈灰黑相间的条带状共生形貌。两种合金的凝固组织中均发现残余的S相,并且初生相为S相的Al-19.5Mg-17.8Cu合金的残余S相数量和尺度都要大于Al-15.0Mg-9.6Cu合金。     

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。     

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.     

冷却速度对过共晶铝硅合金凝固组织和耐磨性能的影响

试验研究了在不同的冷却速度下凝固的Al-20%Si和Al-30%Si(质量分数,下同）合金的组织和耐磨性。实验结果表明,冷却速度对过共晶铝硅合金的凝固组织和耐磨性能有显著的影响。随着冷却速度的增加,Al-20%Si和Al-30%Si合金的凝固组织组成,初生硅的形貌和尺寸都发生明显的变化：冷却速度小于0．1K/s 的炉冷试样和冷却速度小于1K／s耐火砖型铸造试样的凝固组织由（α＋Si)共晶和初生Si相组成,初生Si相呈粗大的片状,共晶Si呈针状;冷却速度约10K/s的金属型铸造试样的凝固组织由（α＋Si)共晶,枝晶状α相和初生Si相组成,初生Si相为块状或长条状,共晶Si呈细小的针状,并且凝固组织中出现的枝晶状α相;凝固速度为（10^3-10^5)K/s的过喷粉末的凝固组织也是由（α＋Si)共晶,枝晶状α相和初生Si相组成,初生Si相为块状,而喷射沉积快速凝固Al-20%Si和Al-30%Si合金的沉积组织都是由Si相和α相组成,细小的Si相均匀分布在α基体中。随着冷却速度的增加,Al-20%Si和Al-30%Si合金的凝固组织中初生硅的尺寸明显减少,磨损机制发生变化,合金的耐磨性显著增加。     

深过冷Ni-P共晶合金凝固组织的形成和转变

采用玻璃熔覆法使Ni—P共晶合金实现了深过冷。随着过冷度的增加，其凝固组织发生了一系列的变化：晶粒逐渐细化，凝固组织从规则棒状共晶向异常粒状共晶组织转化，最后得到显微结构细小的胞状共晶团组织。利用单相枝晶状共晶的熔断模型，解释了过冷熔体形成异常粒状共晶团的形成原因。熔体在深过冷条件下形成的胞状共晶组织则可以固／液界面稳定性理论来描述。     

落管中Fe-Mo-Si三元包共晶合金的快速凝固机制

采用落管无容器处理技术实现了Fe-27．5％Mo-20．5％Si三元包共晶合金的快速凝固,获得直径介于50～900μm的合金小球,对其凝固机制进行了探讨。理论计算出不同直径液滴在落管中自由下落时的冷却速率和过冷度,实验中获得的最大过冷度达339K（0．21TL）。EDS和SEM测试结果表明,初生相为FeSi,包共晶相为τ1（Fe5MoSi4）和R（Fe2MoSi2）相。当300pm〈D≤900μm时,凝固组织由残余初生相、包共晶相和三相共晶组成;当直径≤300μm时,三相共晶受到抑制。根据晶体生长形态与相图,提出了合金液滴在不同粒径下的两种凝固方式。     

Al-Cu-Mg合金凝固过程中低熔点共晶体含量与其热裂敏感性之间的关系（英文）

对三元Al-Cu-Mg合金凝固过程中共晶尤其是低熔点共晶含量与热裂敏感性之间的关系进行系统研究。通过控制Al-Cu-Mg合金中主合金元素Cu、Mg的含量,使合金凝固末期的低熔点共晶体含量不同并对相应的热裂敏感性进行评价。结果表明:凝固末期具有最少量低熔点共晶体的Al-4.6Cu-0.4Mg(质量分数,%)对热裂最为敏感。在残余液体的总量基本相等的条件下,不同合金成分抗热裂性能与低熔点共晶含量密切相关,合金热裂抗性与低熔点共晶体含量密切相关,即:低熔点共晶含量越高,合金的热裂抗性越好。最后,从凝固过程中的补缩、渗透率以及整体黏度方面讨论低熔点共晶显示出良好热裂抗性的潜在机理。     

Cu-Cr二元过共晶合金的深过冷及快速凝固

采用3m落管实验装置，研究了Cu—5％Cr(摩尔分数)过共晶合金深过冷快速凝固组织的演变规律。研究表明，随着过冷度增大，Cr的组织转变有3个阶段：首先初生相Cr由长条状转变为球状，Cr颗粒的直径被细化至2μm;其次当过冷度进一步增大，初生相Cr的结晶被完全抑制，结晶进入扩展共晶区形成完全的共晶组织，Cr颗粒的直径被细化至0．5μm；最后当过冷度进一步增大，Cu—5％Cr过共晶合金获得绝对稳定平界面生长，生成超饱和的单相Cu—Cr因溶体合金。随着Cr颗粒的细化，Cr中因溶Cu组元含量不断增大，实际上形成了富Cr和富Cu的两个区域。     

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。