基于微观偏析统一模型及Thermo-Calc的三元合金凝固路径耦合计算

将合金凝固微观偏析统一模型推广到三元合金凝固微观偏析的预测,并提出了能够计算三元匀晶与共晶合金凝固路径的数值计算方法.实现了在源代码层次上与热力学计算软件Thermo-Calc及其数据库的耦合,以获取多元合金凝固路径计算所需的凝固热力学数据.通过Fe-40V-40Cr,Al-4.5Cu 1.0Si.Al 10Cu 2.5Mg和Al-1.49Si-0.64Mg(质量分数,%)等多元/多相合金在不同冷速下凝固路径的实例计算,以及与相应的凝固组织定量金相实验结果对比,验证了本文多元/多相凝固模型和算法的正确性.

Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径及热裂倾向性

基于修正的Clyne-Davies热裂模型(CSC~*),对Mg-6Zn-xCu-0.6Zr(x%=0,1%,2%,3%,质量分数)合金热裂倾向性进行预测;采用双电偶热分析法研究Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径、凝固过程中的特征温度、枝晶干涉固相分数等。利用"T"型热裂模具测试系统采集Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固收缩力随温度(或时间)的变化曲线。实验结果与CSC~*预测值均表明合金的热裂倾向性随着Cu含量的增加而减小。Cu元素的加入使初生α-Mg相的析出温度降低、MgZn_2相的析出温度升高,从而使合金的凝固温度区间变窄,降低合金的热裂倾向性。Mg-6Zn-(0,1)Cu-0.6Zr合金热裂纹断口主要为液膜和分离的自由枝晶臂。Mg-6Zn-(2,3)Cu-0.6Zr合金断口表面生成大量的低熔点共晶相,液膜较厚,增强残余液相对分离的枝晶补缩能力,降低合金的热裂倾向性。

凝固路径对Al-4.5%Cu合金显微偏析参数影响的数值模拟

通过对Al 4 5%Cu合金铸锭显微偏析形成的数值模拟, 研究了凝固路径对凝固后铸锭不同位置处显微偏析参数的影响。在显微偏析模型中考虑了树枝晶粗化、固相溶质逆扩散、枝晶尖端过冷、随温度变化的溶质扩散系数等影响显微偏析形成的动力学因素。数值方法中采用变网格技术跟踪移动界面, 通过迭代求解溶质扩散方程和溶质守恒方程计算显微偏析参数。结果表明, 对于Al Cu合金, 固相扩散主要由溶质扩散速率控制, 而非局部凝固时间。显微偏析参数不仅取决于局部凝固时间, 还要考虑凝固路径的影响。

基于Thermo-Calc及T-f_S-C_L耦合方法预测Biot≤0.1的合金凝固路径(英文)

将二元合金枝晶凝固传输模型及相应的T-fS-CL耦合求解方法扩展到描述多元合金在Biot≤0.1条件下的凝固。基于提出的扩展模型及算法,提出一种考虑传热影响的预测Biot≤0.1合金凝固路径及微观偏析的方法。该算法与Thermo-Calc热力学计算软件接口程序TQ6相耦合,用于实时计算每次迭代需要的热力学数据。Al-2Si-3Mg三元合金实例计算证实提出的模型及算法和凝固路径与微观偏析预测方法的实用性与可靠性,Al-5.17Cu-2.63Si三元合金凝固实验结果与预测结果的取得较好的一致性。

AgCuZnNi合金铸态组织及凝固路径分析

采用扫描电子显微镜、能谱仪以及X射线衍射等技术，对Ag-18Cu-30Zn-2Ni合金的铸态组织、相组成及结构进行了分析。结果表明，合金主要由白色基体、细小片层状共晶胞及直径为2~6μm的黑色颗粒相组成；铸态合金的物相组成为面心立方(fcc)晶格结构的Ag基固溶体相、灰色层状共晶相(Ag+Cu64Zn36)及简单立方(sc)晶格结构的近球形黑色颗粒Cu2NiZn相；AgCuZnNi合金的平衡凝固路径为：L→L+γ→(L+α1)+γ→((α2+β)+α1)+γ。

基于两种热力学数据获取方法计算铝铜硅合金的凝固路径

基于两种热力学数据获取方法 (直接耦合Thermo-Calc相图计算法与调用拟合函数法)对Al-4Cu-6Si合金的凝固路径进行数值计算;为验证这两种方法的正确性,选取Al-15.05Cu-6.17Si合金进行凝固试验,并将试验结果与计算结果进行对比。结果表明:Al-4Cu-6Si合金的凝固路径分为三个阶段,即L+α→L+α+Si→L+α+θ+Si;耦合Thermo-Calc相图计算法计算得到的初生相、两相共晶、三相共晶的体积分数分别为50.813%,37.234%,11.953%,调用拟合函数法的计算结果分别为50.809%,38.000%,11.191%;两种方法的计算精度比较接近,但调用拟合函数法的计算效率更高,运行时间仅为直接耦合Thermo-Calc相图计算法的1.21%;Al-15.05Cu-6.17Si合金的凝固试验验证了采用这两种热力学数据获取方法进行凝固路径计算的正确性。

枝晶形貌假设对AlCuSi合金凝固路径计算的影响

基于相图计算方法,耦合微观凝固模型,计算了Al-Cu-Si合金的凝固路径,研究了不同枝晶形貌假设条件下合金凝固路径的区别,并获得了温度与固相体积分数变化的定量关系。计算结果表明:Al-4.61Cu-0.92Si合金在Lever模型条件下的凝固路径为:L→(L+α),而在球形、圆柱、等轴晶、内圆柱、平板、内球等枝晶形貌假设下的凝固路径为:L→(L+α)→(L+α+θ)→(L+α+θ+Si)。枝晶形貌假设对合金凝固路径计算结果的影响较大,球状与圆柱状枝晶形貌假设条件下的计算结果与Lever模型比较接近,而平板、内球与内圆柱枝晶形貌假设条件下的计算结果更加接近Scheil模型。

凝固路径对Al-4.5%Cu合金共晶相体积分数影响的数值模拟研究

通过Al 4.5%Cu合金铸锭显微偏析形成的数值模拟,研究了凝固路径对凝固后铸锭不同位置处共晶相体积分数的影响。在显微偏析模型中考虑了树枝晶粗化、固相溶质逆扩散、枝晶尖端过冷、随温度变化的溶质扩散系数等影响显微偏析形成的动力学因素。数值方法中采用变网格技术跟踪移动界面,通过迭代求解溶质扩散方程和溶质守恒方程计算显微偏析参数。结果表明,不能仅靠局部凝固时间来分析共晶相体积分数的变化,还要考虑凝固路径的影响。

由实验相图和数值模型对Al-1.5Cu-3Zn合金凝固路径的预测

使用DTA和LMC定向凝固淬火技术分别确定了Al Cu Zn合金富铝角的液相面和固 /液界面溶质分凝因数。基于一维平板模型的枝晶几何形状描述 ,使用数值模型计算了Al 1.5Cu 3Zn合金凝固过程中的液相浓度和平衡温度。发现在平衡凝固条件下 ,液相在α相区内结束凝固 ,Scheil非平衡凝固条件下的凝固过程在单变量线上结束 ,样品中初生晶相的含量为 97.4%,非平衡共晶含量为 2 .6 %;同时分析了液相混合条件对凝固路径的影响。

铸造Mg-Al-Zn合金的成分、相组成与凝固路径的关系

采用SEM,EDS和XRD研究了几种Mg-Al Zn合金的成分、相组成与凝固路径的关系.结果表明,Mg-Al-Zn合金的相组成与Zn/Al质量比有关;随着Zn/Al比值的增加,第二相γ-Mg_(17)Al_(12)的数量减少,逐渐被φ-Mg_(21)(Zn,Al)_(17)取代,直至完全消失.通过搜集合金中可能存在的各相的热力学模型,运用Pandat热力学计算软件平台,计算并比较了平衡和非平衡(Scheil模型及金属型铸造)条件下合金的成分、相组成与凝固路径的关系.结果表明,金属型铸造的凝固过程偏离平衡凝固过程,Scheil模型很好地解释了大多数合金铸造组织的相组成;但是由于Scheil模型不考虑有固相作为反应物参与的包晶反应,对ZA65合金凝固路径和相组成的预测结果与实际铸造组织的相组成不符.

Al对8Nb-TiAl合金铸态组织及凝固路径的影响

研究Al对8Nb-TiAl合金实际凝固路径的影响,可以为高Nb-TiAl合金的非平衡凝固研究奠定一定的理论和实验基础。文章采用熔模铸造和离心铸造相结合的方法制备了不同Al原子百分数的8Nb-TiAl合金,通过XRD、SEM等方法表征组织结构,研究了Al对8Nb-TiAl合金凝固组织及凝固路径的影响。结果表明:不同Al原子百分数的8Nb-TiAl合金相主要由α2和γ两相组成,随着Al的增加,合金组织由板条和细针状演化为近片层组织,且βo相的分布形态由枝晶边缘富集转变为枝晶内的网络状分布;使用软件计算得到平衡相图,结合实验给出了不同Al原子百分数时8Nb-TiAl合金的实际凝固路径。

真空铜模吸铸高Nb-TiAl合金快速凝固显微组织演化及凝固路径

采用真空铜模吸铸技术制备了尺寸为Φ5 mm x 90 m m的Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)(at.%)合金棒状试样,研究了急冷快速凝固显微组织演化及凝固路径。结果表明:基于Ti-Al-8.5Nb三元合金系的变温截面图与铸态凝固组织特征,该铸态合金凝固路径是单一β相凝固,初生相为β相,其主要相组成为α2相、γ相及β2相以及少量硼化物和氧化钇颗粒;与铸态相比,表面急冷区凝固组织具有明显的单一β相凝固特征,而糊状区枝晶形貌明显且存在包晶晕,为典型的包晶凝固,从急冷区至糊状区,其凝固方式由单一β相凝固向包晶凝固转变;在表面急冷区,脉络状B2相、针状硼化物、氧化钇颗粒以及片层结构(α2+γ)的形成一定程度上被抑制,随着冷却速率的提高,α2相(002)和γ相(111)面的衍射峰向高角度偏移约0.6°。

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。

基于计算机模拟的三元合金凝固路径分析

以三元共晶型合金为研究对象,采用Thermo-Calc耦合算法建立了多元、多相凝固微观偏析模型,并设计了计算机模拟程序,对Al-10Cu-2.5Mg、Al-4.5Cu-1.0Si、Fe-40V-40Cr合金进行数值模拟,研究了不同凝固条件下的合金凝固路径,并用实验验证了基于该算法建立凝固模型的有效性。

冷速与凝固路径对Al-Cu-Si合金相变储热性能的影响

铝基储能材料具有相变温度低、储热密度大、吸放热过程过冷度小、性能稳定等优点。本工作选取七种三元Al-Cu-Si合金为研究对象,通过微观组织分析、DSC测试、热力学计算等,研究了冷却速率、凝固路径、硬度等对合金相变储热性能的影响。结果表明:Al-Cu-Si三元合金的相变储热能力随共晶相含量增加而提升,并且与共晶相种类有关。三元共晶(α+β+θ)的相变储热能力优于二元共晶(α+θ)与(α+β),二元共晶(α+β)的相变储热能力优于(α+θ)与初生相α。当冷却速率相差约100倍时,冷速变化可引起相变储热的显著变化,且石墨型样品的相变储热能力普遍好于砂型与保温型样品。Al-Cu-Si共晶成分的凝固试样相变储热能力随冷速减小而下降,石墨型、砂型和保温型样品的相变储热值分别为302.5 J/g、294.5 J/g、287.8 J/g,且相变温度范围较窄,约为10℃。

三元合金单相凝固路径的统一解析模型

基于合金枝晶凝固微观偏析统一模型,导出一种新的描述三元合金单相凝固路径的解析模型.该模型具有统一性,不仅可涵盖平衡、非平衡和准平衡3种极限凝固路径模式,而且可考虑任意凝固相的反扩散、冷速和枝晶几何形貌等因素的影响.通过对Al-1.0Cu-6.3Mg,Al-1.49Si-0.64Mg和Al-1.49Si-2.90Mg(质量分数,%)合金在不同凝固反扩散条件下凝固路径的实例计算,证明了本文三元合金单相凝固路径统一解析模型与算法的可行性.

AH36钢两相区非平衡凝固路径的数值预测

应用多元合金两相区凝固显微偏析数学模型,对AH36钢在一定冷却条件下的非平衡凝固路径进行了数值计算,获得了相应的局部固相分数与局部温度之间的变化关系,为该钢种对应的连铸浇铸过程仿真及其它凝固过程仿真提供了必要而准确的耦合数据,具有重要的理论意义和广泛的适用性。

基于Thermo-Calc和微观偏析统一模型对Al-6.32Cu-25.13Mg合金凝固路径的预测

采用微观偏析统一模型并耦合Thermo-Calc研究了Al-6.32Cu-25.13Mg(质量分数,%)合金在不同冷却速率Rf和固相反扩散系数F下的凝固路径.结果表明:冷却速率对合金的凝固路径影响较小,即不同冷却速率下合金的凝固路径均为:(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T);固相反扩散系数对合金的凝固路径影响较大,当F由0逐渐增大至1时,合金的凝固路径由(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T)逐渐过渡为(L+a)→(L+a+T);随着Rf的降低,显微组织中初生相体积分数Va基本不变,两相共晶体积分数V2E增大而三相共晶体积分数V_(3E)减少,上述参数满足:V_(2E)=-2.5lg Rf+64.9,V3E=2.5lg Rf+22.12,F的增加使得显微组织中的Va和V2E变大而V3E变小.结合实验研究了Al-6.32Cu-25.13Mg合金在上述不同冷却速率下的凝固路径及各相体积分数,结果显示,实验结果与模拟结果吻合较好.

Mg-Zn-Gd三元铸造镁合金的自由凝固路径选择

采用实验和数值计算方法,研究了Mg-4.58Zn-2.6Gd三元铸造镁合金的自由凝固路径选择.实验结果表明,当铸型冷却速率≤0.75 K/s时,合金首先生成的共晶为a(Mg)+W(Mg3Zn3Gd2);当铸型冷却速率≥7.71 K/s时,合金首先生成的共晶为a(Mg)+I(Mg3Zn6Gd).建立了综合考虑合金液相扩散和冷却速率因素的多元合金初生相凝固路径计算模型.耦合热力学计算软件Thermo-Calc及其数据库获得了Mg-4.58Zn-2.6Gd合金凝固路径计算所需的热力学数据,发现计算结果与实验结果吻合良好.

Mg-6Al-2Nd-xCa系耐热镁合金凝固路径分析

以Mg-Al-Nd-Ca合金为研究对象,通过测定不同Mg-6Al-2Nd-xCa合金(x=0、0.5、1.0、1.5、2.0、2.5、3.0,%,质量分数)凝固曲线,并通过重熔-等温液淬试验及XRD、OM、SEM、EDS等分析手段,研究了Ca对Mg-6Al-2Nd合金相形成及凝固路径的影响。结果表明,随着Ca含量增加,Al_(11)Nd_(3)和β-Mg_(17)Al_(12)相含量减少,Al2Ca相增多。α-Mg、Al_(2)Nd、Al_(11)Nd_(3)相的析出温度均随Ca含量的升高而降低,其中α-Mg相的析出温度由620℃下降至606℃,Al_(2)Nd相的析出温度由630℃下降至610℃,而Al_(2)Ca相的析出温度则由504℃升高至529℃。Mg-6Al-2Nd_(-x)Ca(x=0、0.5,%)合金的凝固路径为L→Al_(2)Nd;L→α-Mg;L_(Al)+Al_(2)Nd→Al_(11)Nd_(3);L→α-Mg+β-Mg_(17)Al_(12)。Mg-6Al-2Nd_(-x)Ca合金(x=1.0、1.5、2.0、2.5、3.0,%)的凝固路径为L→Al_(2)Nd;L→α-Mg;L→α-Mg+Al_(2)Ca。重熔-等温液淬试验结果表明,等温液淬试验结果与凝固曲线分析结果一致。