深过冷液态Al-Ni合金中枝晶与共晶生长机理

在自由落体条件下实现了液态Al-4 wt.%Ni亚共晶、Al-5.69 wt.%Ni共晶和Al-8 wt.%Ni过共晶合金的深过冷与快速凝固. 计算表明, (Al+Al₃Ni)规则纤维状共晶的共生区是4.8–15 wt.%Ni成分范围内不闭合区域, 且强烈偏向Al₃Ni相一侧. 实验发现, 随液滴直径的减小, 合金熔体冷却速率和过冷度增大, (Al)和Al₃Ni相枝晶与其共晶的竞争生长引发了Al-Ni 共晶型合金微观组织演化. 在快速凝固过程中, Al-4 wt.%Ni亚共晶合金发生完全溶质截留效应, 从而形成亚稳单相固溶体. 当过冷度超过58K时, Al-5.69 wt.%Ni 共晶合金呈现从纤维状共晶向初生(Al) 枝晶为主的亚共晶组织演变. 若过冷度连续增大, Al-8 wt.%Ni过共晶合金可以形成全部纤维状共晶组织, 并且最终演变为粒状共晶.     

液态三元Fe-Cr-Ni合金中快速枝晶生长与溶质分布规律

采用落管方法实现了液态三元Fe-Cr-Ni合金的深过冷与快速凝固,合金液滴的冷却速率和过冷度均随液滴直径的减小而迅速增大.两种成分合金近平衡凝固组织均为粗大板条状α相.在快速凝固过程中,不同直径Fe_(81.4)Cr_(13.9)Ni_(4.7)合金液滴凝固组织均为板条状α相,其固态相变特征很明显,随着过冷度增大,初生δ相由具有发达主干的粗大枝晶转变为等轴晶.Fe_(81.4)Cr_(4.7)Ni_(13.9)合金液滴凝固组织由α相晶粒组成,随着过冷度增大,初生γ相由具有发达主干的粗大枝晶转变为等轴晶,其枝晶主干长度和二次分枝间距均显著下降,晶粒内溶质的相对偏析度也明显减小,溶质Ni的相对偏析度始终大于溶质Cr.理论计算表明,与γ相相比,δ相枝晶生长速度更大.在实验获得的过冷度范围内,两种Fe-Cr-Ni合金枝晶生长过程均由热扩散控制.     

三元Co-Cu-Pb偏晶合金的快速凝固组织形成规律研究

在自由落体条件下实现了三元Co-Cu-Pb合金的液相分离与快速凝固. 实验发现,随液滴直径减小,Co₅₁Cu₄₇Pb₂合金液滴发生由枝晶→两层壳核→枝晶组织的转变,Co₄₇Cu₄₄Pb₉合金液滴的组织形态由壳核组织演化为均匀组织. 两种合金的快速凝固组织均由α(Co),(Cu)和(Pb)固溶体三相组成,α(Co)和(Cu)相主要以枝晶方式生长,(Pb)相分布在(Cu)枝晶间. 关键词： 液相分离 偏晶合金 快速凝固 自由落体     

液态五元Ni-Zr-Ti-Al-Cu合金快速凝固过程的高速摄影研究

采用电磁悬浮和自由落体两种无容器熔凝技术,并借助高速摄影实时分析方法,研究了液态五元Ni_(40)Zr_(28.5)Ti_(16.5)Al_(10)Cu_5合金的深过冷能力和快速凝固机制.在电磁悬浮条件下,液态合金的过冷度可达290 K(0.21T_L).当深过冷熔体快速凝固时,高速摄影观察发现悬浮液滴表面呈现点状和环状两种区域形核方式.合金的快速凝固组织由初生Ni_3Ti相、次生Ni_(10)Zr_7相和(Ni_(10)Zr_7+Ni_(21)Zr_8)共晶组成.初生Ni3Ti相以枝晶方式生长,枝晶生长速度随熔体过冷度的增大以幂函数关系单调递增,最高可达12 mm/s,同时其体积分数逐渐减小至13.4%,并发生显著组织细化.在自由落体条件下,尽管合金液滴凝固组织的相组成并未发生变化,但随着过冷度的增大,初生Ni_3Ti相的生长被抑制,凝固组织由晶态向非晶态转变,且非晶相的体积分数线性增大.当直径小于275μm时,合金液滴实现了完全非晶态凝固.     

微重力下Fe-Al-Nb合金液滴的快速凝固机理及其对显微硬度的影响

采用落管无容器处理技术实现了Fe_(67.5)Al_(22.8)Nb_(9.7)三元合金在微重力条件下的快速凝固,获得了直径为40—1000μm的合金液滴.实验中合金液滴的过冷度范围为50—216 K,冷却速率随着液滴直径的减小由1.23×10~3K·s~(-1)增大到5.53×10~5K·s~(-1).研究发现,Fe_(67.5)Al_(22.8)Nb_(9.7)合金液滴的凝固组织均由Nb(Fe,Al)_2相和(αFe)相组成,且随着液滴直径的减小,初生Nb(Fe,Al)_2相由树枝晶转变为等轴晶,共晶组织发生了约3倍的细化且生长特征由层片共晶向碎断共晶转变;硬质初生Nb(Fe,Al)_2相的析出有效提高了合金的显微硬度.与电磁悬浮条件下同过冷合金的凝固组织对比发现,落管条件下的合金液滴凝固组织更细化,使得合金显微硬度提高了2%—6%.     

无容器条件下Cu-Pb偏晶的快速生长

在落管无容器条件下实现了Cu-10%Pb亚偏晶和Cu_374%Pb偏晶的快速生长. 发现随着液滴 过冷度的增大, 亚偏晶中初生(Cu)相的生长形态经历“粗大枝晶→碎断枝晶→等轴晶”的转 变. 偏晶的组织形态从多个偏晶胞组织演化为单个偏晶胞组织. 理论计算表明，直径在1000 —60 μm之间的亚偏晶和偏晶合金液滴, 最大过冷度分别为269 K (02 TL_L )和245 K (02 TM_M). 亚偏晶合金中初生(Cu)枝晶的最大生长速度为24 m/s , 关键词： 无容器处理 深过冷 晶体生长 相分离     

快速凝固Ti-Cu-Fe合金的相组成与组织演变规律

采用落管无容器处理技术实现了Ti_61.2Cu_32.5Fe_6.3三元包共晶合金在自由落体条件下的快速凝固,获得了直径为80—1120μm液滴的凝固组织.实验中获得的过冷度范围为34—293 K,最大过冷度达0.23T_L.研究发现,在自由落体条件下,由于受到无容器、微重力、超高真空等因素的影响,合金熔体的凝固组织中包含Cu_0.8Fe_0.2Ti相、CuTi₂相和CuT₃相,显著偏离了平衡状态.Cu_0.8Fe_0.2Ti为初生相,同时又与CuTi₂相形成两相共晶;CuTi₃相则呈现枝晶形貌,并发生了明显的溶质截留效应.随着过冷度的增大,共晶组织由层片共晶向不规则共晶转变,形貌由长条状共晶团变为椭球状共晶团,最终变为球状共晶胞;Cu_0.8Fe_0.2Ti相枝晶形貌由粗大枝晶变为碎断枝晶,进一步变成不规则的粒状晶粒;CuTi₃相枝晶则由碎块状转变为完整枝晶.     

深过冷条件下Co_7Mo_6金属间化合物的枝晶生长和维氏硬度研究

采用电磁悬浮和自由落体两种实验技术对二元Co-50%Mo过共晶合金中初生Co_7Mo_6金属间化合物的生长机理和维氏硬度进行了系统研究.电磁悬浮实验中,合金熔体获得的最大过冷度为203 K(0.12T_L),初生Co_7Mo_6枝晶生长速度与过冷度之间呈现幂函数关系.随着过冷度的增大,初生枝晶中Co元素含量单调递增,枝晶尺寸明显减小,并且其维氏硬度逐渐升高.在自由落体状态下,随着液滴直径的减小,合金熔体的过冷度和冷却速率均增大.当液滴直径减小到392μm以下时,初生Co_7Mo_6枝晶从小平面向非小平面形态进行转变.实验发现,深过冷条件下Co_7Mo_6化合物发生了显著的溶质截留效应,其维氏硬度与Co元素分布和形貌特征密切相关.     

深过冷Cu60Sn30Pb10偏晶合金的快速凝固

实现了大体积Cu60Sn30Pb10偏晶合金的深过冷与快速凝固.实验获得的最大过冷度为173 K(0.17TL).凝固组织发生了明显的宏观偏析,XRD分析表明,试样上部是由固溶体(Sn),(Ph)相和金属间化合物ε(Cu3Sn)相组成的三相区,下部为富(Ph)相区.在小过冷条件下,三相区中ε(CuSn)相的凝固组织为粗大的枝晶,随着过冷度的增大,ε(Cu3Sn)相细化成层片状组织.且层片间距随过冷度的增大而减小,而(Sn),(Ph)两相始终以离异共晶的方式存在.富(Pb)相区中分布有少量的ε(Cu3Sn)枝晶,枝晶长度随过冷度的增大而增大,且在大过冷条件下发生碎断.(Sn)相在ε(Cu3Sn)相表面形核、长大,其形态类似于包晶凝固组织.     

深过冷Ag-Cu-Ge三元共晶合金的相组成与凝固特征

在Ag_38.5Cu_33.4Ge_28.1三元共晶合金的深过冷实验中，获得的最大过冷度为175 K(0.22T_E). 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80 K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. 关键词： 三元共晶 晶体形核 深过冷 快速凝固     

落管中Ni-Fe-Ti合金的快速凝固机理及其磁学性能

采用落管自由落体方法实现了Ni_(45)Fe_(40)Ti_(15)合金在微重力无容器条件下的快速凝固,获得了直径介于160—1050μm的合金液滴.理论计算表明冷却速率及过冷度随液滴直径减小而增大,并呈指数函数关系,实验获得的最大过冷度为210 K(0.14 T_L).随着过冷度增大,凝固组织中粗大的γ-(Fe,Ni)枝晶逐渐细化,二次枝晶间距减小,溶质Ti在γ-(Fe,Ni)相中的固溶度显著扩展.对不同直径合金液滴的凝固样品进行磁学性能分析,结果表明随着凝固合金液滴直径减小,其饱和磁化强度增大,矫顽力减小,矩形比下降,软磁性能明显提高.     

三元等原子比Fe_(33.3)Cu_(33.3)Sn_(33.3)合金的快速凝固机理与室温组织磁性研究

采用自由落体和熔体急冷两种实验技术实现了三元等原子比Fe_(33.3)Cn_(33.3)Sn_(33.3)合金的快速凝固,研究了其组织形成机理和室温磁性特征.实验发现,合金熔体在不同快速凝固条件下都没有发生液相分离,其室温组织均由初生αFe相枝晶以及CU_3SU和CU_6Sn_5二个包晶相组成计算表明,落管中合金液滴的表面冷却速率和过冷度分别达1.3×10~5 K·s~(-1)和283 K(0.19 T_L)当表面冷却速率增大至3.3×10~3 K·s~(-1),初生αFe相发生由粗大枝晶向碎断枝晶的演化.急冷快速凝固过程中,初生αFe相凝固组织沿辊面向自由面方向形成细晶区和粗晶区,其中细晶区以粒状晶为特征而粗晶区存在具有二次分枝的树枝晶随着表面冷却速率由8.9×10~6增大至2.7×10~7 K·s~(-1),αFe相平均晶粒尺寸显著减小,合金条带的矫顽力增大一倍多.     

液态Ti-Al合金的深过冷与快速枝晶生长

采用电磁悬浮和自由落体两种试验技术研究了液态Ti-25 wt.%Al合金的亚稳过冷能力、晶体形核机制和枝晶生长过程. 试验发现, 即使电磁悬浮无容器状态下仍难以消除润湿角θ ≥60°的异质晶核, 合金熔体过冷度可达210 K (0.11T_L). β-Ti相形核的热力学驱动力随过冷度近似以线性方式增大, 其枝晶生长速度高达11.2 m/s, 从而在慢速冷却条件下实现了快速凝固. 理论计算表明, 随着过冷度的逐步增大, β相枝晶生长从溶质扩散控制转变为热扩散控制. 当过冷度超过100 K时, 非平衡溶质截留效应可使合金熔体发生无偏析凝固. 然而, 单靠深过冷状态不足以抑制β相的后续固态相变. 对于落管中快速凝固的直径77-1048 μm合金液滴, 其冷却速率最高达1.05×10⁵ K/s, 深过冷与快速冷却的耦合作用能更有效地调控凝固组织形成过程.     

快速凝固Co-Cu包晶合金的电学性能

研究了Co-Cu包晶合金快速凝固过程中的相选择和组织形成特征, 探索了冷却速率、组织结构和晶体位向与合金电阻率之间的相关规律.实验发现, 快速凝固可使Co在(Cu)中的固溶度扩展至20%.Cu含量大于80%时, L+αCo→(Cu)包晶转变被抑制, (Cu)可从过冷熔体中直接形核析出.Cu含量在40%—70%范围时, Co-Cu合金的液相分离受到抑制, 凝固组织沿条带厚度方向分为两个晶区.细晶区中αCo和(Cu)相竞争形核并生长, αCo枝晶形态细密，细小的（Cu）等轴晶均匀分布于αCo的基体之中.粗晶区αCo相为领先相, 富Cu相分布于αCo枝晶的晶界处.随着冷速的增大, 合金组织显著细化, 晶界增多,对自由电子的散射作用增强, 合金电阻率显著增大.当晶界散射系数r＝0996—0999时, 可采用M-S模型综合分析快速凝固Co-Cu合金的电阻率. 关键词： 电阻率 快速凝固 相结构 晶体生长     

旋转磁场对凝固组织形成的影响

研究了旋转磁场作用下Pb-45%Sn亚共晶合金的凝固组织.实验发现,旋转磁场的频率恒定时,凝固组织的晶粒尺寸随着磁场强度的增强而线性减小,同时,初生相的生长形态从枝晶转变为椭球状.X射线测试结果表明,初生相Pb发生了点阵膨胀,并且晶格常数随着磁场强度的增强先变大后减小,磁场强度在此存在一个临界值.能谱分析显示,随着磁场强度的增强,初生相Pb内Sn的含量逐渐降低.根据电磁场理论和扩散定律,对上述现象进行了理论分析,揭示出旋转磁场引起了液相强烈流动,加快了溶质原子的扩散以及对熔体的加热效应,导致了形核率的提高和长大速度的降低. 关键词： 旋转磁场 液相流动 晶格常数 溶质分配     

电磁复合场制备匀质Zn-Bi偏晶合金的物理模拟

本文通过物理模拟的方法研究了强磁场复合交变电流作用对过偏晶合金凝固组织的影响机理,考察了电磁复合场下第二相初生液滴直径的演变规律,以及洛伦兹力作用下已分层少数相被"打碎"进入基体相的过程.结果表明:电磁体积力的增加,有利于液滴初始直径的减小;而交变电流频率的影响存在最佳值,偏离该值对初生液滴直径的抑制效果下降,这与实际试验规律一致;在电磁复合场作用下,已经分层的两液相可以重新实现均匀混合.这些效应有效缓解了偏晶合金凝固前第二相由于各种因素导致的偏聚,模拟结果直观地揭示了电磁复合场制备匀质偏晶合金的主要机理 关键词： 电磁复合场 偏晶合金 物理模拟     

Ti-45at.% Al合金定向凝固过程中显微组织演化的计算机模拟

采用基于溶质扩散控制模型CA方法对Ti-45at.% Al合金定向凝固过程中显微组织演化过程进行了数值模拟.模拟结果表明,在温度梯度较高时,初生晶核间距无论大小,均可通过分枝或竞争生长而使一次胞晶/枝晶间距得到调整.在抽拉速度一定情况下,随着温度梯度增加,胞晶/枝晶间距减小,在温度梯度一定情况下,随着抽拉速度增大,观察到胞晶/枝晶混合结构,混合结构区随温度梯增大而增大,模拟结果与实验观察相符合. 关键词： Ti-45at.% Al合金 定向凝固 组织演化 数值模拟     

深过冷三元Ni-Cu-Co合金的快速枝晶生长

研究了深过冷条件下三元Ni₈₀Cu₁₀Co₁₀合金的快速枝晶生长, 采用电磁悬浮无容器处理方法获得了335 K(0.2T_L)的最大过冷度. X射线衍射分析与差示扫描量热分析均表明,凝固组织为α-Ni单相固溶体. 随过冷度增大, 凝固组织显著细化, 并且当过冷度达110 K时，凝固组织的形态由粗大形枝晶转变为等轴晶. 深过冷条件下溶质截留效应增强, 使得微观偏析程度减小. 对不同过冷度下合金枝晶的生长速度进 关键词： 深过冷 枝晶生长 快速凝固 溶质截留     

深过冷Cu60Sn30Pb10偏晶合金的快速凝固

实现了大体积Cu₆₀Sn₃₀Pb₁₀偏晶合金的深过冷与快速凝固. 实验获得的最大过冷度为173 K(0.17T_L). 凝固组织发生了明显的宏观偏析,XRD分析表明,试样上部是由固溶体(Sn),(Pb)相和金属间化合物ε(Cu₃Sn)相组成的三相区,下部为富(Pb)相区. 在小过冷条件下,三相区中ε(Cu₃Sn)相的凝固组织为粗大的枝晶,随着过冷度的增大,ε(Cu₃Sn)相细化成层片状组织,且层片间距随过冷度的增大而减小,而(Sn),(Pb)两相始终以离异共晶的方式存在. 富(Pb)相区中分布有少量的ε(Cu₃Sn)枝晶,枝晶长度随过冷度的增大而增大,且在大过冷条件下发生碎断. (Sn)相在ε(Cu₃Sn)相表面形核、长大,其形态类似于包晶凝固组织. 关键词： 深过冷 快速凝固 偏晶合金 层片组织     

Al-Cu-Ge合金的热物理性质与快速凝固规律研究

Al-Cu-Ge合金是典型的三元共晶体系,在工业上有重要的应用价值,对其进行研究有助于了解该合金的热物理性质和提高该合金的结构性能.本文选择了Al55Cu10Ge35,Al70Cu10Ge20和Al80Cu10Ge10三种成分合金作为研究对象,对合金的固态比热和热膨胀系数进行了测量,并对比分析了合金在近平衡凝固和落管快速凝固条件下的组织特征和凝固路径.研究发现,合金比热随Al含量的增大和Ge含量的减少而增大.这三种成分合金的软化温度均为666 K,物理热膨胀系数α在370—650 K温度范围内基本一致,约为1.5×10-5K-1.近平衡凝固条件下合金凝固过程中最后一步反应生成的均为(Al)+(Ge)二相共晶而不是三元共晶,这表明(Al)、(Ge)和CuAl2相在这三种成分的Al-Cu-Ge合金中难以同时形核并协同生长.然而,在快速凝固条件下,初生相的形核和生成受到抑制,合金中更易于形成二相共晶和三元共晶组织.