振动激冷表面晶体形核特性及形核条件研究

选用透明合金NH4Cl-70%wtH2O溶液,考察了振动条件下2种不同粗糙度等级的激冷表面晶体形核特性。发现通常情况下表面粗糙程度对表面形核没有显著影响;表面形核具有明显的局域性,易于形核的位置具有良好的重复性。采用原子力显微镜观察了表面微观形貌,结果发现形核点区域与不形核点区域之间微观形貌存在明显差异,形核点微区均存在大小约为50～100 nm的凹坑,其尺度与临界形核半径相近。

润湿角对振动激冷表面晶体形核及剥离的影响

研究了润湿角对LY12铝合金和1Cr18Ni9Ti不锈钢两种材质的激冷振动表面晶体形核及剥离的影响。结果表明,润湿角较大的不锈钢材质激冷振动表面几乎没有形核发生,仅在固-液界面处有晶雨的下落。对于润湿角较小的铝合金材质在固-液界面处也存在晶雨的下落,但是晶体形核行为非常明显,并且长大的晶粒形成游离晶。

液态金属Cu凝固过程中晶体形核与生长及纳米团簇结构的演变特性

采用分子动力学方法和Quantum Sutton-Chen(Q-SC)多体势,对含有5万个液态金属铜(Cu)原子系统在凝固过程中的晶体成核与生长规律及纳米团簇微观结构转变特性进行了模拟跟踪研究.运用Honeycutt-Andersen(HA)键型指数法和新的原子团类型指数法(CTIM-2)分析了金属Cu原子的成键类型和原子团簇微观结构演变特性.结果发现:在以1.0×1013K/s速度冷却时,体系最终形成晶态与非晶态结构共存的混合结构,非晶转化温度约为673K,结晶起始温度为373K.在以4.0×1012K/s速度冷却时,结晶起始温度为673K,系统形成以1421和1422二种键型或由其构成的面心立方(fcc)(12000120)和六角密集(hcp)(1200066)基本原子团为主体的晶态结构,尤其是由1421键型构成的面心立方基本原子团在晶核生长和纳米团簇结构形成过程中占主导地位.形核和生长过程对凝固微观结构演变特性有重要的影响.

金属材料凝固过程研究现状与未来展望

金属凝固作为冶金铸造技术的一个重要工艺过程,经历了从古老技艺向现代科学的漫长演化,于20世纪后半叶发展成为材料科学中一个相对完整的学科领域。随着各种相关高新技术的不断涌现,特别是信息化时代的到来,凝固科学技术正在迅速转型发展。本文系统总结了最近20年来国内外在液态合金的微观结构与物化性质、晶体形核与过程调控、凝固组织形成机理、超常凝固动力学以及新型材料凝固制备成形等五方面研究的主要进展,并分析展望了这一学科领域的未来发展趋势。

液态金属快速结晶的热力学驱动力

采用超高真空无容器悬浮熔炼技术使液态Ｆｅ和Ｎｉ的过冷度分别达２００和２３５Ｋ，借助量热法测定出其比热各为４８．６和４０．５Ｊ·ｍｏｌ^（－１）·Ｋ^（－１）．据此精确计算出深过冷Ｆｅ和Ｎｉ快速结晶的热力学驱动力△Ｇ_（ＬＳ），并与Ｔｕｒｎｂｕｌｌ模型和Ｄｕｂｅｙ－Ｒａｍａｃｈａｎｄｒａｒａｏ模型的近似计算结果相比较，发现这两种近似模型在过冷度超过１００Ｋ时均产生大于１％的偏差．进一步分析发现，△Ｇ_（ＬＳ）的计算偏差对深过冷液态金属中晶体形核率的影响极大，因此快速凝固研究中应尽可能精确计算△Ｇ_（ＬＳ）．

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。

Fe-18.5%Mo-28.5%Si三元共晶合金的快速凝固研究

采用落管无容器处理和单辊急冷技术研究了三元Fe-18.5%Mo-28.5%Si共晶合金的深过冷快速凝固。结果表明,快速凝固合金的微观组织均由MoSi2、τ1(Fe5MoSi4)和FeSi 3相组成。在自由落体条件下,随着液滴直径的减小,合金的凝固组织由两种二相共晶(MoSi2+τ1)和(MoSi2+FeSi)向细小不规则的3相(MoSi2+τ1+FeSi)共晶转变;而在单辊急冷快速凝固条件下,三元共晶的凝固组织则以柱状晶为特征。随着冷却速率的增大,三元共晶组织都发生了显著的细化。

深过冷Ag-Cu-Ge三元共晶合金的相组成与凝固特征

在Ag38.5Cu33.4Ge28.1三元共晶合金的深过冷实验中,获得的最大过冷度为175K(0.22TE).XRD分析表明,不同过冷条件下其共晶组织均由(Ag),(Ge)和η(Cu3Ge)三相组成.在小过冷条件下,三个共晶相协同生长,凝固组织粗大.随着过冷度的增大,共晶组织明显细化,(Ge)相与其他两相分离,以初生相方式生长,而(Ag)相与η相始终呈二相层片共晶方式共生生长.当过冷度超过80K时,初生相(Ge)由小过冷时的块状转变为具有小面相特征的枝晶方式生长.部分小面相(Ge)枝晶出现规则的花状,花瓣数介于5—8之间,并且过冷度越大(Ge)相越容易分瓣.花状Ge)枝晶的晶体表面为{111}晶面簇,择优生长方向为〈100〉晶向族.

三元Al-Cu-Si共晶合金的深过冷与快速凝固

在常规凝固条件下,液态铝合金由于容易氧化而难以达到深过冷状态.本文采用熔融玻璃净化法并结合循环过热实现了液态Al80.4Cu13.6Si6三元共晶合金的深过冷和快速凝固,研究了实验过程中一定冷却速率下合金熔体过热度与过冷度的相关规律,获得的最大过冷度为147K(0.18TE).不同过冷条件下三元共晶均由α(Al)固溶体、(Si)半导体相和θ(CuAl2)金属间化合物三相构成.(Al+Si+θ)三元共晶中,(Si)小平面相独立生长,非小平面相(Al)和θ相以层片方式协同生长.在小过冷条件下,只有(Al)固溶体作为领先相形成.当过冷度超过约73K时,(Si)相能够领先形核并生长为初生相.小过冷时合金的凝固组织由初生(Al)枝晶、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成;大过冷时则主要由初生(Si)块、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成.随着过冷度的增大,凝固组织中初生(Al)枝晶的体积分数减小而初生(Si)块的体积分数增大。

深过冷条件下三元共晶的快速生长

采用熔融玻璃净化方法进行了大体积Ag42.4Cu21.6Sb36三元共晶合金的深过冷实验, 获得最大过冷度为114 K(0.16 TE). 发现在深过冷非平衡条件下三元共晶由e(Ag3Sb), (Sb)和q(Cu2Sb)三相组成, 而不是平衡相图中预期的(Ag), (Sb)和q(Cu2Sb)相. 小过冷条件下, 合金的凝固组织是初生q相、(e+q)和(e+Sb)二相共晶以及规则(e+q+Sb)三元共晶并存的混合形态. 随着过冷度的增大, 初生相和二相共晶逐渐消失, 而且三元共晶发生从规则共晶向不规则共晶的生长形态转变. 当过冷度超过102 K时, 不规则(e+q+Sb)三元共晶成为惟一的组织生长形态. 3个共晶相之间发生的竞争形核与生长是出现复杂生长形态的主要原因. 实验与理论计算结果表明, 金属间化合物q相是领先形核相.

三元Sb_(60)Ag_(20)Cu_(20)合金中枝晶与共晶的快速生长

采用深过冷方法实现了三元Sb60Ag20Cu20合金的快速凝固,最大过冷度达到142K(0.18TL).在40～142K过冷范围内,合金凝固组织由(Sb),θ(Cu2Sb)和ε(Ag3Sb)相组成.深过冷扩大了(Sb)相的固溶度,从而使其点阵发生膨胀,点阵参数值增大.初生(Sb)相存在两种生长方式:小过冷条件下主要以非小面相枝晶形式生长;大过冷条件下呈现小面相枝晶生长.(Sb)和θ相的晶体结构差异较大,使合金熔体到达(θ+Sb)共晶线时不易生成(θ+Sb)二相共晶,而是形成条状θ相.θ和ε相具有较强的协同生长趋势,因此易于形成(ε+θ)二相共晶.另外,根据微观组织特征和DSC实验结果确定了合金的快速凝固路径.