熔体深过冷过共晶铝硅合金的凝固组织研究

本工作采用熔体急冷装置对过共晶铝硅熔体进行深过冷处理,采用光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪等手段,研究了硅含量和熔炼工艺对熔体深过冷过共晶铝硅合金凝固组织的影响。研究结果表明,合金在800℃熔炼,保温时间为30 min时,熔体深过冷处理可抑制Al-(14~18)Si合金熔体在凝固过程中初晶硅的析出。当Al-18Si合金在800℃熔炼,保温时间超过30 min时,深过冷Al-18Si合金熔体在室温金属模型中凝固时可完全抑制初晶硅的析出,获得无初晶硅的凝固组织。

静电悬浮深过冷熔融锆形核凝固测量

采用静电悬浮无容器实验技术,对纯度99.6%Zr样品的深过冷程度和形核凝固机制进行了系统研究。结果表明:样品的临界过冷度为363.9 K(0.17T_(m)),熔点时的液态比热容为42.42 J/(mol·K),凝固前降温速率与过冷度的变化规律为ΔT=-1.792R_(c)+664.15。通过超高速摄像方法,测得样品的枝晶生长速度与过冷度呈幂函数关系,在过冷度300 K处,枝晶生长速度达到34.6 m/s。通过对上述实验数据进行基于经典成核理论的统计分析,计算得到样品在最大概率过冷度300K处(0.14Tm)的成核活化能为52.19kBT,吉布斯自由能差为1.503×108J/m^(3),固液界面能为0.121 J/m^(2)。对比发现:随着锆含量的降低,样品的最大概率过冷度、成核活化能、吉布斯自由能差和固液界面能都明显减小。

深过冷合金中的非平衡现象分析

深过冷技术是快速凝固技术中的一种,它能实现金属或合金在慢速冷却条件下发生快速凝固。这就为研究者研究合金快速凝固中的一些非平衡现象提供了一种新的途径。讨论了影响熔体过冷度的主要因素,介绍了获得熔体深过冷的几种主要方法,分析了深过冷熔体的非平衡现象产生的原因。

Fe-Sn偏晶合金的深过冷快速凝固组织

采用3m落管实验装置研究了Fe Sn偏晶合金深过冷快速凝固组织。结果显示在大的过冷度下,亚偏晶合金,偏晶合金和过偏晶Fe Sn合金均获得了组织均匀的两相共生组织,表明在过冷条件下偏晶相图具有与共晶相图相似的偏晶共生区。在过偏晶合金中,富Sn液相优先聚集生长,具有调幅分解生长特征;而在亚偏晶合金中,领先形成相为Fe的固溶体,它以形核长大的方式进行。在Fe 26.2%Sn亚偏晶合金中,首次获得了绝对稳定平界面生长单相组织,实际的溶质分配系数kV→1,经计算,获得绝对稳定平界面生长的临界过冷度为588K,ΔT=0.4TL,对应的生长速度为38.3m/s。

深过冷条件下Cu-Co合金的液相分解

用金相分析法对含 10 %～ 30 %Co Cu合金液态深过冷条件下的液相分解行为进行了研究。结果表明 ,在深过冷条件下Cu Co合金首先形成富Co的α枝晶 ;由于α Co枝晶的分数小于平衡凝固态 ,剩余液相是过饱和的 ;当液态合金过冷到液相分解区后 ,将分解成富Cu和富Co的两个液相。Cu Co合金液相分解过程包括富Co液滴的形成、长大、积聚及富Co液滴的二次相分解。首次观察到在过饱和的富Cu液相发生液相分解后 ,原始枝晶重熔并参与液相分解的反常现象。

深过冷Fe-B-Si共晶块体纳米材料的凝固组织特征

在大气中利用循环过热与熔融玻璃净化相结合的方法，使6－20gFe76B12Si12合金液获得了367K的大过冷度采用深过冷及深过冷加水淬的方法，成功地制备了样品直径为11mm，高为10mm组织中颗粒平均尺寸约为200nm的FeveB12Si12合金块体纳米材料研究结果表明；在ΔT＝367K再辉后自然冷却至室温及ΔT＝329K再辉后水淬条件下，凝固组织为在细化的Fe2B（Si）基体中分布30－400nm的α－Fe（Si）颗粒；在ΔT＝354K再辉过程中水淬条件下，凝固组织为在α－Fe（Si）基体中均匀分布30－350nm的Fe2B（Si）颗粒在所有条件下沿试样直径方向的组织均存在不均匀性，初始过冷度及冷却速度提高。

深过冷Ni-31.44%Pb偏晶合金快速凝固行为

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法研究了Ni 31.44%Pb偏晶合金宽过冷区间的凝固组织演化规律;从形核热力学和动力学两方面分析过冷熔体中稳定相(α)和亚稳相(L2)两相的竞争形核规律。研究结果表明:过冷Ni 31.44%Pb偏晶合金在快速凝固阶段本质上是以枝晶方式生长,首先形成α枝晶骨架,再辉重熔后分布于枝晶间的残余液相按照正常凝固模式进行分相/偏晶等后续反应。

深过冷Al_(72)Ni_(12)Co_(16)合金的组织演化及单相准晶的生成

采用惰性形核涂层型壳和氩气保护下循环过热的深过冷方法,系统研究了深过冷条件下Al72Ni12Co16合金的凝固组织演化过程及单相准晶的生成条件。结果表明:在0～200K的过冷度范围内,随过冷度的增大,Al72Ni12Co16合金发生小过冷树枝晶→柱状晶→等轴晶的组织转变,转变的两个临界过冷度分别为ΔT1=60K和ΔT2=120K;此外,当熔体过冷度大于60K时,准晶相在与晶体相的竞争形核中胜出,作为初始相从熔体中析出,并随过冷度的增大,凝固组织逐渐变为单相准晶。

深过冷Fe-Co合金的凝固规律

采用熔融玻璃净化法研究了深过冷Fe-Co合金的凝固组织演化规律．结果表明,随着熔体过冷度的增加,Fe100-x- Cox(x=10-40)中除x=10的合金外,合金凝固组织都经历了两次晶粒细化过程;而当过冷度大于某一临界过冷度时,凝固组织不再是单相,而是出现了亚稳相．除了小过冷度下的组织转变以外,凝固组织转变过冷度以及亚稳相形成的临界过冷度随着Co含量的增加而增大．运用B-C-T模型和瞬态形核理论对凝固组织的演化规律进行了理论分析．

深过冷Al_(72)Ni_(12)Co_(16)合金熔体中的相选择

采用惰性形核涂层型壳和氩气保护下循环过热的方法 ,使Al72 Ni12 Co16合金获得 2 0 0K的大过冷度 ,在此基础上从实验和理论两方面研究了深过冷Al72 Ni12 Co16合金熔体中的相选择规律。实验和理论计算表明 :熔体过冷度是决定Al72 Ni12 Co16合金中准晶相与晶体相竞争形核的主要因素 ,且存在一临界过冷度 ,其值约为 6 0K ,当Al72 Ni12 Co16合金的初始过冷度大于临界过冷度时 ,十面体准晶相将作为初生相从熔体中析出 ;反之 ,当Al72 Ni12 Co16合金的初始过冷度小于临界过冷度时 ,熔体初生相为 β晶体相。

大块深过冷Al-Mn-(Si,B)合金准晶相的初生凝固

用“玻璃覆盖、熔盐净化及热循环”复合方法实现了大块Al－Mn－（Si；B）熔体的深过冷，获得了100K的过冷度，并自发生成准晶相．研究了准晶相的形核及生长形貌特点，结果表明，准晶相为初生凝固相．初生准晶相的形成归因于推晶相的固液界面能低于竞争晶体相.

深过冷快速凝固技术的研究进展

综述了近年来液态金属深过冷凝固研究的新进展,简述了液态金属深过冷技术、凝固过程及凝固行为,介绍了过 冷熔体中的枝晶生长理论以及深过冷技术在偏晶合金研究方面的应用。

深过冷技术制备均质过偏晶合金及其形成机制的研究

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法使Ni 40 % (质量分数 )Pb合金获得 2 92K大过冷度 ,成功制备出大体积均质过偏晶合金。根据BCT模型和组织演化结果分析表明 :过冷粒状晶是在内应力的作用下 ,枝晶发生全面碎断 ,随后在枝晶段表面和应变能的驱动下使晶界移动发生再结晶的结果 ,即枝晶碎断 再结晶机制 ;试样基体上弥散分布的细密铅颗粒是由于快速凝固阶段溶质截留效应而形成的 ,少量较大尺寸铅颗粒的形成主要与慢速凝固阶段分布于枝晶骨架间残余富铅液相的聚合有关。

深过冷合金中的耗散结构及对凝固组织的影响

在深过冷Pd_(82)Si_(18)熔体中发现一种液相调幅状的自组织结构。运用Pringogine的耗散结构理论,分析了在远离平衡态,深过冷熔体产生自组织的原因及其过程。分析表明,过冷度可以表示非平衡态过程对平衡态过程的偏离程度,熔体随过冷度的变化而产生的热力学涨落,以及其产生的非线性效应是深过冷熔体产生自组织的重要原因。

深过冷Cu-30Ni合金单向凝固组织的力学性能

研究了过冷0～210K的Cu－30Ni（原子百分数）合金的组织演化规律．在105～155K的过冷范围内实现了自由生长枝晶的单向凝固，获得了单向凝固的单晶组织.深过冷熔体的微观净化和单向快速凝固，有效地去除了合金中的微细夹杂物，减少了宏观偏析和校晶偏析，显著改善了材料的均匀性，在拉应力作用下材料从沿晶断裂转变为穿晶断裂与常规铸态组织相比，其延伸率、极限抗拉强度和0．2％屈服强度分别提高到原组织的25倍、3倍和1．

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 2 μm ;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 5 μm ;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固溶体合金。随着Cr颗粒的细化 ,Cr中固溶Cu组元含量不断增大 。

深过冷液态Co_(85)Cu_(15)亚包晶合金的快速凝固

采用熔融玻璃净化法使大体积Co85Cu15亚包晶合金的最大过冷度达到351K（0.21TL），实验测得其超过冷临界过冷度为379K.随着过冷度的增大，显微组织由树枝晶转变为等轴晶，并显著细化；溶质截留效应增强，显微偏析程度减小,Co的同素异构转变受到抑制，凝固组织中Co主要是亚稳的过饱和α-Co固溶体,ε-Co含量极少.对初生相形核率进行了理论计算，发现在过冷度为351K时合金熔体仍然发生异质形核.

深过冷液态金属的凝固特点

本文评述了近年来深过冷液态金属凝固过程研究的新进展,论及深过冷获得技术、晶体形核与快速长大、凝固组织形态转变、界面绝对稳定性与无偏析凝固、以及准晶和非晶形成。

深过冷条件下Cu-Co合金的二次液相分解与合金的凝固

采用熔融玻璃深过冷技术和金相分析法 ,对Cu (10 %～ 30 % )Co合金液态深过冷条件下的二次液相分解和合金的凝固行为进行了分析。研究表明 ,由于液相分解后富Co液相的溶解度随温度下降而降低 ,使Cu原子不断从富Co液相中分解出来。如果分解出的Cu原子不能扩散到富Cu液相中 ,会在富Co液相内形成富Cu液滴。但合金凝固后富Co相中富Cu相并非都来自于二次液相分解 ,一部分是来自于富Co液相长大和富Co相选分结晶。冷却曲线的测定结果和分析显示 ,Cu Co合金液相分解后 ,富Co液相的结晶温度与合金成分和实验条件有关。富Co液滴结晶完成后发生了包晶转变。

深过冷Fe-Mo合金中初生α-Fe相的快速生长

采用落管无容器处理技术实现Fe-8%Mo和Fe-26%Mo合金的深过冷快速凝固。结果表明:大尺寸Fe-8%Mo合金液滴的凝固组织由α-Fe枝晶晶粒组成,溶质Mo主要富集于晶界处。随着合金粒子直径的减小,α-Fe相组织形态由粗大枝晶向等轴晶转变并显著细化,同时α-Fe相的微观偏析逐渐减弱。当粒子直径减小到约100μm时,发生显著的溶质截留效应,过冷度和冷却速率的增大抑制了溶质Mo的扩散。大尺寸Fe-26%Mo合金液滴的快速凝固组织由残余α-Fe相和层片共析组织(μ+α-Fe)组成,且随着粒子直径的减小,凝固组织由层片状逐渐转变为颗粒状。理论计算表明,随着过冷度的增大,α-Fe枝晶发生由溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变。发生该转变所需的临界过冷度随合金中Mo含量的增大而增大。