定向凝固中的界面形态演化
定向凝固技术
定向凝固技术1、定向凝固的研究状况定向凝固成形技术是伴随高温合金的发展而逐渐发展起来的，是在凝固过程中采用强制手段，在凝固金属和未凝固熔体中建立起特定方向的温度梯度，从而使熔体沿着与热流相反的方向凝固，以获得具有特定取向柱状晶的技术。
定向凝固技术很好的控制了凝固组织的晶粒取向，消除横向晶界，提高了材料的纵向力学性能，因而自美国普拉特·惠特尼航空公司采用高温合金定向凝固技术以来，这项技术得到广泛的应用。
1.1定向凝固理论的研究定向凝固理论的研究，主要涉及定向凝固中液-固界面形态及其稳定性，液-固界面处相变热力学、动力学，定向凝固过程晶体生长行为以及微观组织的演绎等，其中包括成分过冷理论、MS 界面稳定性、线性扰动理论、非线性扰动理论等。
从Chalmers[1]等的成分过冷理论到Mullins[2]等的界面稳定动力学理论(MS 理论)，人们对凝固过程有了更深刻的认识。
下面主要分析一下成分过冷理论和界面稳定性理论。
（1）成分过冷理论成分过冷理论是针对单相二元合金凝固过程界面成分的变化提出的，如对于平衡分配系数小于1的合金在冷却下来时，由于溶质在固相和液相中的分配系数不同，溶质原子随着凝固的进行，被排挤到液相中去，并形成一定的浓度梯度，与这种溶质梯度相对应的液相线温度与真实温度分布之间有不同的值，其差值大于零时，意味着该部分熔体处于过冷状态，有形成固相的可能性而影响界面的稳定性。
Chalmers等人通过分析得出了成分过冷的判据，确定了合金凝固过程中固液界面前沿的形态取决于两个参数：G L/v和G L·v，即分别为界面前沿液相温度梯度和凝固速度的商和积。
前者决定了界面形态，而后者决定了晶体的显微组织（即枝晶间距或晶粒大小）[3]。
成分过冷理论能成功的判定无偏析特征的平面凝固的条件，避免胞晶或枝晶的生成。
但是成分过冷理论只考虑了温度梯度和浓度梯度这两个具有相反效应的因素对界面稳定性的影响，忽略了非平面界面的表面张力、凝固时的结晶潜热及固相中温度梯度等的影响。
Pb—Bi—Sn准包晶合金定向凝固微观组织演化
铸造
胡小武等：ｂＢ Ｓ准包晶 Ｐ— ｉ ｎ — 合金 定向凝固 微观组织演 化
・６ ３３・
ＨＵ ａ － Ｌ ｈ ａ ｇ ｍ ｉ ｇ ， ａ — ｎ ＪＡＮＧ ｕ ｇ ｎ Ｘｉ ｏ ＷＵ ， Ｉ ｕ ｎ — ｎ ＡＩ ｎ ｒ ｇ ， Ｉ Ｓ Ｆ ｏ Ｆ —ａ ｇ
（． ｃｏ ｌ ｆ ｃ ａｉａ Ｅｅｔｃｌ ｎ ｉｅｒ ｇＮａｃ ａｇ ｉ ｒｉ ， ａ ｃａ ｇ ３ ０ １ Ｊ ｎ ｘ， ｈｎ ； １Ｓ ｈ ｏ ｏ Ｍｅｈ ｎｃｌ ｌｃ ａ Ｅ ｇ ｅｉ ， ｎｈ ｎ Ｕｎｖ ｓｙ Ｎ ｎ ｈｎ ０ ３ ，ｉ ｇ ｉＣ ｉａ — ｉ ｒ ｎ ｎ ｅ ｔ ３ ａ ２ Ｓａｅ ｅ ａｏａ ｒ ｆ ｏｉｉｃｔ ｎＰｏ ｅｓ ｇＮｏ ｈ ｅｔ Ｐ ｌｔ ｈ ｉ ｌ ｎｖｒｉ ， ’ １ ０ ２ Ｓ ａｎ ｉＣ ｉａ ． ｔ ｙＬ ｂ ｒｔ ｙｏ Ｓ ｌ ｆ ａ ｏ ｒｃｓｉ ， ａ ｗ ｓ ｍ ｏｙｅ ｎｃ ｉ ｓｙ Ｘｉｎ７ ０ ７ ， ｈ ａｘ， ｈｎ ） ｔＫ ｏ ｄｉ ｉ ｎ ｅ ｃ ａＵ ｅ ｔ ａ
ｌｑ ｄ ｍ ｅａ ｏ ｌｎ ｎ ｕｅ ｈｉ ｅ ｈ ｏｌ ｇ ｎ ｒ ｓ ｌｄ ｆｃ ｔｏ ａ ｅ Ｏ ５ １ ０ ｐｍ／ ｎｄ ｔｍ ｐ ｒ ｔ ｅ ｉ ｕｉ ｔ ｌｃ ｏ ｉ ｇ ａ ｄ ｑ ｎｃ ｎｇ ｔｃ ｎ ｏ ｙ ｕ ｄｅ ｏ ｉ ｉ ａｉ ｎ ｒ ｔ ｆ０．— ０ ￣ ｓ ａ ｅ ｅ ａｕｒ ｉ ｇ ａ ｉｎ ｐ ｔ ｍｍ ． ｅ ｍｉｒ ｓｒ ｔ ｒ ｖ ｕｔｏ ｎ ｏ ｕ ｅ ｄ ｓｒｂ ｉ ｎ ｗｅ ｅ ｉ ｅ ｔｇ ｔ ｄ ｗｈ ｃ ｒ ｒ ｄ ｅ ｔｕ ｏ １ Ｋ／ ８ Ｔｈ ｃ ｏ ｔｕｃｕ ｅ ｅ ｏｌ ｉ ｎ ａ ｄ ｓ ｌ ｔ ｉｔｉｕｔｏ ｒ ｎｖ ｓｉ ａ ｅ ． ｉ ｈ ｗｅ ｅ ｂ ｅ ｎ ｓ ｌｄ ｆｃ ｔｏ ｔ ａｓ ｄ ｏ ｏ ｉ ｉ ａｉ ｎ ｐａｈ，ｐ ｓ ｏ ｐ ｓｔｏ ｉ ｈａ ｅ ｃ ｍ ｏ ｉｉ ｎ，ｓ ｌ ｔ ｉｔｉ ｕ ｉ ｎ ａ ｃ ｏ ｔｕｃ ｒ ｈａ ａ ｔｒｓｉｓ ｏ ｕ ｅ ｄ ｓｒｂ ｔｏ ｎｄ ｍｉｒ ｓｒ ｔ ｅ ｃ ｒ ｃ ｅ ｉｔｃ ．Ｔｈｅ ｕ
定向凝固Cu-Cr亚共晶合金初始过渡区组织演化和相选择
登兰三些銮兰三兰璺圭兰兰兰兰和良好的高温性能；ｂ）其导电率具有各向异性，当电流方向与纤维排列方向一致时，可有效地提高材料的导电率；纤维在凝固过程中形成雏形，通过大塑性变形实现纤维化；无界面润湿及化学反应问题，提高了材料的完整性；Ｃ）固溶在铜基体中的溶质元素基本保持原有形貌，而基本不受塑性变形的影响。
这样易将多种强化机制综合，以实现强度的迸～步提高。
还可添加适量元素抑制材料的某些缺陷，可进一步提高其耐磨、抗软化性和耐热性，从而进一步提高综合机械性能及物理性能；ｇ）利用现有制各加工设备，可实现大截面异断面的材料工业化生产，易与连铸连轧技术、连续铸造技术相结合。
左图是经过大变形量塑性变形后的Ｃｕ—ｃｒ合金，原始的铸态枝晶和等轴状ｃｒ都被拉长形成纤维组织（图卜１）。
对材料的时效特征研究结果表明：Ｃｕ—Ｃｒ自生复合材了硬度峰值对应温度为５００。
Ｃ（保温１ｈ）、导电率峰值出现在６００＂Ｃ左右。
纤维增强相基本不受时效处理的影响。
ｅ）图１－１塑性变形ＣｗｌＳ％Ｃｒ的显微组织ｎＦｉｇ．１－１ｍｉｃｔｏｓｔｍａｕｒｅｏｆＣｕ－１５％Ｃｒｂｙｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ２）快速凝固Ｃｕ－Ｏｒ自生复合材料快速凝固技术在新材料的研制和开发中己愈来愈引起人们的重视，圜为通过快速凝固可以扩展固溶度极限，使原来在基体中很少溶解或几乎不溶的元素能大量溶入固溶体中，在随后热处理时可形成不同分布及不同结构的脱溶产物而获得超时效果。
通过快速凝固，在一些台金中可获得常规条件下不存在的中间相，为鉴性意义。
本文将对Ｃｕ－Ｃｒ亚共晶合金定向凝固初始过渡过程的凝固组织演化特点做具体研究，其主要内容包括：（１）研究凝固速率对Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金定向凝固稳态组织的形成特点的影响及影响组织变化的因素：（２）探讨Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金初始过渡区的组织特征，及凝固条件对其转变特征的影响机制；以此对比初始过渡区与稳态组织形成特点；（３）探讨Ｃｕ—Ｃｒ合金在定向凝固初始非稳态生长阶段共晶组织的形成方式和初生胞、枝晶组织演化机制；（４）探讨的６相的析出机制；（５）研究Ｃｕ－Ｃｒ定向凝固初始过渡区初生相和共晶相生长的稳定性及其宽争生长机制。
高温度梯度定向凝固下Ni-NbC合金的组织演化
镍基 高温合 金是 目前航 空发 动机 和工业 燃 气 轮
机 涡轮 叶 片 的主要 用 材 ， 先 进 的 飞 机 发 动 机 中该 在
固速率 ） 合 金 凝 固组 织 的变 化 特 征 ， 该 合 金 的 下 为
制 备和 凝 固组织 控 制提 供技 术 指导 。
合 金 的使 用 温 度 高 达 １５ ｑ 达 到 了 合 金 熔 点 的 ０ ０Ｃ， ８％， ５ 已到 了合 金使 用 温度 的上 限… 。随 着 推 重 比 的增加 ， 轮进 口温 度增 高 ， 涡 要求 材料 的 承载温 度 进
进 行定 向凝 固。试样 由石 墨发 热 体 加 热 至 １０ ℃ ， ６０ 保 温 １ ｍ ｎ后 采用 不 同 的凝 固速 率进 行抽 拉 。恒 定 ５ｉ 抽拉 速 率 下 ， 当合 金 凝 固距 离 达 到 ４ ｍｍ 后 淬 火 。 ０ 而 速率 跃迁 实 验 中 ， 样 先 以凝 固速 率 Ｖ ＝２ ｍ ｓ 试 ｏ Ｉ ／ ￣
点 成 分 。将 铸锭 线 切 割 成 定 向凝 固 的试 样 ， 寸 为 尺
偏晶合金定向凝固过程中组织演变机理研究的开题报告
偏晶合金定向凝固过程中组织演变机理研究的开题报告
一、研究目的
偏晶合金是一种非常有前途的高性能合金，主要应用于航空航天工业及高速列车等领域。
在偏晶合金的生产过程中，定向凝固是制备高性能偏晶合金的主要方法。
定
向凝固可以控制晶体生长以及形成良好的偏晶结构。
然而，在定向凝固过程中，组织
演变机理对于合金的性能和应用具有重要影响。
因此，本研究拟深入探究偏晶合金定
向凝固过程中的组织演变机理。
二、研究内容
1. 理论基础
对于偏晶合金的组织演变机理进行理论研究，探究组织形成的机理，分析晶体生长过程中的相变控制因素，建立偏晶合金定向凝固的理论模型。
2. 热力学分析
基于热力学分析，探究偏晶合金在定向凝固过程中的组成变化以及相图演化规律，研究溶液中的相平衡和偏晶相形成的机制。
3. 数值模拟
基于数值模拟方法，建立偏晶合金定向凝固过程的数学模型，研究定向凝固过程中温度场、流场和相变场的演化规律。
通过数值模拟，探究晶体生长过程中的宏观形
貌和微观结构特征。
4. 实验研究
通过实验研究，探究偏晶合金定向凝固过程中的组织演变规律，分析晶体生长过程中的相变控制因素，研究偏晶合金组织演变与晶体生长机制之间的关系。
三、研究意义
偏晶合金具有广阔的应用前景，但是其生产过程和性能研究都非常复杂和困难。
本研究拟深入探究偏晶合金定向凝固过程中组织演变机理，通过热力学分析、数值模
拟和实验研究，建立综合的偏晶合金定向凝固过程的组织演变模型。
该研究对于理解
偏晶合金的生产过程和性能具有重要意义，可以为偏晶合金的生产和应用提供深入的
理论基础和技术支持。
Cu-1.0% Cr亚共晶合金定向凝固组织演化
2 实验结果
211 不同定向凝固速率下合金的纵截面凝固组织
收稿日期 : 2007 2 12 2 05; 修订日期 : 2008 2 03 2 25 基金项目 : 国家自然 科学 基金 项目 (批准号 : 5 043 202 0 ) 作者简介 : 李晓 历 ( 19 71 —) , 女 , 硕 士 , 工程 师 , ( E 2 mail)
外一种是更小的胞状组织 (鱼鲮状组织形态 ) , 其与 较长的胞状组织形态的差别是由于两种胞状组织生 长方向存在差别 , 即它们处于不同生长方向的晶粒 中 , 造成的原因可能是试样中的溶质和热流分布在 各个部位有所不同。
图 1 不同定向 凝固 速率下 Cu 2 110% Cr合金凝固组织纵截面形态
第 28 卷 第 5 期
2008 年 10 月
航 空 材 料 学 报
JOURNAL OF AERONAUTI CAL MATER obe r 2008
Cu 2 110% Cr 亚 共 晶 合 金 定 向 凝 固 组 织 演 化
李晓历 , 李金山 , 胡 锐, 寇宏超 , 傅恒志
(西北工业大学 凝固技 术国 家重点实验室 , 西安 710072 )
摘要 : 在定向凝固下计 算和 比较 了 Cu 2 1. 0% Cr亚共晶合金 组织中 各相的 界面生 长温度 ,结果 表明当 定向凝 固速 率大于 5 μ m / s时 ,α2Cu相的界面生长温度高于共晶 组织 ,α2 Cu 相会作为 初生相首先 析出凝固 ,从而 难以制备 出全 耦合生长的共晶组织的复合材料 , 计算获得的结果与实验结果 相一致 。另外 随定向凝固 速率的 增加 , 初生 胞状 α2 Cu 相一次枝晶间距和尖端半径以及共晶组织的体积分 数都 相应地减少 ,其中 α2 Cu 相一次枝晶间距实验结果与 KF 一次枝晶间距模型计算结果较为接近 。 关键词 : 定向凝固 ; Cu 2 Cr合 金 ; 微观组织 ; 一次枝晶间距 中图分类号 : TG14611 文献标识码 : A 文章编号 : 1005 2 5053 ( 2008 ) 05 2 0001 2 05
高温度梯度定向凝固下Ni-NbC合金的组织演化
第27卷 第3期2007年6月航 空 材 料 学 报J OURNAL OF A ERONAUT ICAL MAT ER I A LSV o l 127,N o 13 June 2007高温度梯度定向凝固下N-i Nb C 合金的组织演化宋艳平, 李双明, 傅恒志(西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072)摘要:在温度梯度300K /c m 和定向凝固速率5~20L m /s 下,N -i 10.6w t %NbC 合金以平界面方式凝固,当凝固速率达到50L m /s 时,合金凝固组织中出现共晶胞状组织。
随定向凝固速率的增大,三叶状和点状形态的N bC 相向条状N bC 相过渡。
当定向凝固速率从2L m /s 跃迁变化到10L m /s 时,N -i 10.6w t %N b C 合金凝固组织仍然以规则共晶生长;而跃迁变化到50和100L m /s 时,出现起伏较大的共晶胞状组织和初生相N i 枝晶的生长。
另外采用速率跃迁变化可以细化恒定定向凝固速率下的组织,组织的细化是通过N bC 相重新成核,使纤维间距减少进行的。
关键词:N -iN bC 合金;定向凝固;界面形态;规则共晶中图分类号:TG14611+5 文献标识码:A 文章编号:1005-5053(2007)03-0006-05收稿日期:2006-09-02;修订日期:2007-04-02基金项目:国家自然科学基金项目(50401014)和西北工业大学英才计划项目资助。
作者简介:宋艳平(1982)),女,硕士,(E -m a il):songyan -p i ng1208@ma i.l nwpu .edu .cn镍基高温合金是目前航空发动机和工业燃气轮机涡轮叶片的主要用材,在先进的飞机发动机中该合金的使用温度高达1050e ,达到了合金熔点的85%,已到了合金使用温度的上限[1]。
随着推重比的增加,涡轮进口温度增高,要求材料的承载温度进一步提高,从而对涡轮叶片材料提出了更苛刻的要求。
Zn-25%wtAl定向凝固截面变化区的组织演化分析
Zn-25%wtAl定向凝固截面变化区的组织演化分析
查燕青;傅明喜;黄兴民;周志华;李岩;宗华
【期刊名称】《热加工工艺》
【年(卷),期】2005()1
【摘要】利用HRC定向凝固装置,选择热区温度为830℃和780℃,凝固速度为77.5μm/s和155μm/s的凝固条件,采用变截面结晶器,获得了截面变化前后的稳定组织以及截面变化区的组织演变。
结果表明,截面变化对组织的影响是一个渐变的过程。
演变区晶粒经历了分叉、合并及淘汰后,形成新的稳定区组织。
【总页数】4页(P8-11)
【关键词】定向凝固;截面变化;组织演变
【作者】查燕青;傅明喜;黄兴民;周志华;李岩;宗华
【作者单位】江苏大学材料科学与工程学院
【正文语种】中文
【中图分类】TG113;TG244
【相关文献】
1.试样截面尺寸变化对高温合金DZ125定向凝固组织的影响 [J], 陈波;刘林;张卫国;傅恒志
2.定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律Ⅰ.初始过渡区组织演化规律 [J], 樊江磊;李新中;郭景杰;苏彦庆;傅恒志
3.定向凝固Ti—43Al—3Si合金的组织演化规律Ⅱ.稳态生长区组织演化规律 [J],
李新中;樊江磊;郭景杰;苏彦庆;傅恒志
4.Zn-Cu包晶合金定向凝固组织演化Ⅰ.实验现象及分析 [J], 王猛;林鑫;苏云鹏;沈淑娟;黄卫东
5.CMSX-2单晶高温合金高梯度定向凝固下过渡区的组织演化特征 [J], 李双明;杜炜;张军;李金山;刘林;傅恒志
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定向凝固
定向凝固定向凝固是指在凝固过程中采用强制手段，在凝固金属和未凝固金属熔体中建立起特定方向的温度梯度，从而使熔体沿着与热流相反的方向凝固，最终得到具有特定取向柱状晶的技术。
定向凝固是研究凝固理论和金属凝固规律的重要手段，也是制备单晶材料和微米级(或纳米级)连续纤维晶高性能结构材料和功能材料的重要方法。
自20世纪60年代以来，定向凝固技术发展很快。
由最初的发热剂法、功率降低法发展到目前广泛应用的高速凝固法、液态金属冷却法和连续定向凝固技术。
现代航空发动机的涡轮叶片和导向叶片是用铸造高温合金材料制成，这类材料晶界在高温受力条件下是较薄弱的地方，这是因为晶界处原子排列不规则，杂质较多，扩散较快，于是人们设想利用定向凝固方法制成单晶，消除所有晶界，结果性能明显提高了。
定向凝固技术广泛应用于高温合金、磁性材料、单晶生长、自生复合材料的制备等力面，并且在类单晶金属间化合物、形状记忆合金领域具有极广阔的应用前景。
制备方法：1. 发热剂法定向凝固技术的起始阶段。
基本原理:将铸型预热到一定温度后，迅速放到水冷铜底座上并立即进行浇注，顶部覆盖发热剂，侧壁采用隔热层绝热，水冷铜底座下方喷水冷却，从而在金属液和已凝固金属中建立起一个自下而上的温度梯度，实现定向凝固。
2. 功率降低法铸型加热感应圈分两段，铸件在凝固过程中不动，在底部采用水冷激冷板。
加热时上下两部分感应圈全通电，在加入熔化好的金属液前建立所要的温度场，注入过热的合金液。
然后下部感应圈断电，通过调节输入上部感应圈的功率，在液态金属中形成一个轴向温度梯度。
热量主要通过已凝固部分及底盘由冷却水带走。
由于热传导能力随着离水冷平台距离的增加而明显降低，温度梯度在凝固过程中逐渐减小，所以轴向上的柱状晶较短。
并且柱状晶之间的平行度差，合金的显微组织在不同部位差异较大，甚至产生放射状凝固组织。
3. 高速凝固法装置和功率降低法相似，多了拉锭机构，可使模壳按一定速度向下移动，改善了功率降低法温度梯度在凝固过程中逐渐减小的缺点；另外，在热区底部使用辐射挡板和水冷套，挡板附近产生较大的温度梯度，局部冷却速度增大，有利于细化组织，提高力学性能。
定向凝固及单晶制备技术5.
1
V
DL
k0
V
e DL
1 k0
图5-6 Pb-Sn 单相合金界面形态与凝固工艺常数之间的关系
在许多情况下，平凝固界面失稳并不是随机出现的，
而是出现在界面的缺陷处，而沟槽的稳定性同样可以借助 于成分过冷判据进行分析，获得的沟槽稳定性的条件为：
GS mL (1 k0 )Ci
V
DL
由于金属材料不透明，所以难以直接观察界面失稳的过程， 但我们可以利用透明有机物来模拟金属凝固界面形态演化， 获得所需的信息。对于界面形态是否稳定，我们可以在界 面前沿加以微小干扰，如果干扰随凝固时间增长趋于消失， 我们说该界面是稳定的；如果界面上的干扰随凝固时间增 长越来越大，我们说该界面是不稳定的。
第5章 凝固界面稳定性分析
为了深刻理解凝固组织的形成原因，必须要了解和 掌握凝固科学中两个重要的凝固界面形态稳定性理 论，一是成分过冷理论；二是Mullins-Sekerka理 论(MS理论)。本章将系统地讨论它们在凝固科学所 起的作用及其应用。
§5.1 纯物质的界面稳定性
5.1.1 界面稳定性分析方法―扰动法
成分过冷区的过冷度及其极值
T TL Tq
Tq Ti GL z
TL
(z)
Tm
mLC0 [1
1 k0 k0
exp(
Vz D
)]
Ti Tm mLC0 / k0
T
mLC0 (1
1 k
)
mL
C0 (1 k0
k0 )
exp(
Vz DL
)
GL z
Tmax
图5-4 干扰波长与振幅增长率ak之间的关系
定向凝固高温合金晶界形貌的分形描述
定向凝固高温合金晶界形貌的分形描述近年来，定向凝固高温合金的技术已经取得了显著的发展，并以其良好的物理和力学性能，在航空、航天和其他高技术领域中得到了大量应用。
在其组织内部，晶界形貌是一种特殊的晶体结构，其微观形貌和尺寸决定了定向凝固高温合金的性能特性。
因此，晶界形貌的描述和理解对于定向凝固高温合金的研究具有重要意义。
目前，研究人员主要以经典的几何方法描述晶界形貌，如比邻平面夹角、索利定理以及索利变换系数。
然而，这些传统的几何方法不能准确反映复杂的晶界微观结构，因此研究人员开始探索基于分形研究的晶界描述方法。
形几何是一种数学工具，旨在描述复杂结构的局部特征，以及更好地理解物质的组织结构。
此，应用分形几何研究晶界可以为定向凝固高温合金提供一种新的表征方法，以更好地理解定向凝固过程中发展的晶界形貌。
首先，为了明确定向凝固高温合金晶界形貌的分形特征，我们对各种晶界形貌进行详细的量化分析。
过照相和透射电镜的观察，可以得到多晶组织中的晶界形貌。
过多晶组织的表面轮廓和结构参数分析，可以求出晶界的相关分形维数。
例如，可以通过多晶表面的曲率测量求出晶界边界面的分形维数。
用量子化学计算，可以进一步对晶界结构和形貌进行模拟，以更准确地描述晶界形貌，如晶界边界的曲率和相邻晶界夹角。
此外，分形描述还可以用于研究定向凝固高温合金的晶界形貌的演化趋势。
体来说，研究人员可以将晶界形貌根据晶界分形维数的变化来分类，以反映晶界形貌随定向凝固过程的演变趋势。
具体地说，研究人员可以通过量化不同晶界结构参数，如晶界面积、晶界轮廓曲率和索利参数，来研究晶界形貌与定向凝固参数之间的关系。
过这种方法，研究人员可以在实验和理论上更好地描述晶界形貌的演化趋势，进而研究定向凝固高温合金的组织和性能。
通过以上的研究，可以看出分形描述在定向凝固高温合金晶界形貌研究中有着举足轻重的作用。
过基于分形的晶界描述，研究人员可以更准确的描述晶界形貌，以及晶界形貌随定向凝固参数的变化演化趋势。
Fe-Ni包晶合金定向凝固过程中的组织演化规律
Fe-Ni包晶合金定向凝固过程中的组织演化规律包晶合金是一类应用非常广泛的工程合金,随着具有重要工程应用前景的高温金属间化合物结构材料Ti-Al、Fe-Al、Ni-Al合金,稀土永磁材料Nd-Fe-B和Co-Sm-Al合金,以及高温氧化物超导材料Y/Nd-Ba-Cu-O等新型包晶系材料的开发,包晶合金的凝固过程近年来受到人们的极大关注。
一方面,凝固过程是制备包晶系材料一个很难避免的工艺过程,对材料的最终组织和性能必然产生重要影响;另一方面,近年来在包晶系材料凝固过程中发现了大量新颖的组织。
这些组织的出现极大地丰富了现有的包晶凝固理论,同时也反映出人们目前对包晶凝固过程认识的局限性。
因此,工程应用和凝固理论的研究都迫切需要人们对包晶凝固过程进行深入的研究。
本文选择包晶系模型合金Fe-Ni合金,通过系统的定向凝固实验研究了Fe-Ni包晶合金定向凝固过程中的组织演化规律。
发现在Fe-Ni合金定向凝固过程中,包晶反应在很大的凝固速度范围内都是存在的,并且对多种组织的形成具有重要的影响。
此外,本文重点考察了包晶合金定向凝固过程中的两相共生生长——等温共生生长和胞状共生生长的演化过程。
最后,根据低速段和高速段Fe-Ni合金的定向凝固组织演化,本文讨论了包晶合金定向凝固过程中相和组织选择理论及其适用性。
对Fe-4.0Ni、Fe-4.3Ni和Fe-4.5Ni三种合金分别在6K/mm、8K/mm和12K/mm 三种温度梯度下进行了系统的低速(V≤20μm/s)定向凝固实验,得到了丰富的组织:离散带状组织、混合带状组织、岛状组织、等温共生生长组织、胞状非等温共生生长组织、振荡树状(层状)组织、枝晶岛状组织及传统的包晶枝晶组织。
证明了包晶合金定向凝固过程中是可以形成类似共晶系中的等温(平界面)共生生长。
然而与共晶共生生长不同,包晶等温共生生长需要严格的形成条件、很长的初始过渡过程,并且形态稳定性很差,所以包晶共生生长很难生长出规则排列的两相复合组织。
定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳
中国科学 E辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期: 402~410 402 《中国科学》杂志社SCIENCE IN CHINA PRESS定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳李双明*, 傅恒志西北工业大学凝固技术国家重点实验室, 西安 710072收稿日期: 2006-02-21; 接受日期: 2006-05-14国家自然科学基金资助项目(批准号: 50401014, 50395102)* E-mail: lsm@摘要单相合金定向凝固时, 固液界面处液相溶质浓度会受抽拉速率的跃迁变化而发生较大的改变. 理论分析和数值计算结果表明: 当抽拉速率从V0跃迁变化到V时, 定向凝固系统并不能立即达到抽拉速率V, 而是经过一个非稳态凝固过程才能达到V. 跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度呈现小大小的不对称分布, 且刚开始时, 界面处液相的溶质浓度随抽拉速率跃迁比V/V0, 原始抽拉速率V0和温度梯度G L增加而增大, 相应的溶质扩散长度随V/V0和G L增加而减小. 对于跃迁减速过程, 变化情形刚好相反. 另外在跃迁加速中, 即使合金跃迁变化的抽拉速率仍处于平界面临界失稳速率范围之内, 如果固液界面处液相溶质浓度过大, 也会使合金凝固的平界面发生失稳现象. 上述分析结果在Al-2%Cu合金的数值计算中得到了验证. 关键词定向凝固速度跃迁溶质分布Al-Cu合金定向凝固中因抽拉速率(V)和液相温度梯度(G L)可独立地加以控制, 因此常用于凝固理论的基础研究, 建立了诸如成分过冷准则、Mullins-Sekerka界面稳定性理论以及共晶合金中Jackson-Hunt模型等一系列重要的凝固理论模型[1~3]. 同时定向凝固工艺也为了解远离平衡的流体界面花样形成、界面演化动力学作用机制提供了可靠的技术条件. 除此之外, 定向凝固技术还可用于制备高性能的具有重要工业应用价值的磁性材料、单晶及准晶材料[4~6].在定向凝固制备单晶合金领域, 由于受溶质分凝的影响, 使得合金先后凝固部分的溶质含量不同, 如对溶质分凝系数小于1的合金来说, 先凝固部分的溶质含量低, 后凝固部分的溶质含量高, 这样会直接影响到单晶合金的品质. 为此单晶合金制备时要求平界面凝固, 这样达到稳态下其溶质浓度大小可基本保持不变. 但由于各种扰动的存在, 使得绝对稳态凝固难以达到[7], 凝固的界面和速率会受到各种因素的影响.中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期403目前, 定向凝固速率变化造成合金溶质浓度改变的研究主要集中在平界面凝固的初始阶段[8~13], 在该阶段中, 合金的凝固速率从零变化到所施加的数值. 但在工业应用中, 由于零件截面的突变会造成凝固速率的跃迁变化, 这种变化往往不是从零开始的, 变化时固液界面前液相的溶质浓度分布也不同于抽拉速率为零的初始状态, 这种情形下合金溶质浓度变化研究目前尚不多. 早期Smith 等人[8,9]采用Laplace 变换方法研究了上述情形, 但他们都假定一旦抽拉速率从V 0跃迁变化到V 时, 系统的凝固速率就能马上达到抽拉速率V , 凝固过程中溶质扩散长度A 保持不变(A =D L /V 为定值, 其中D L 是液相溶质扩散系数), 研究结果被晶体生长和凝固著作广泛引用[2,9,14], 但在对初始过渡区内溶质浓度分布的研究中发现, 该观点与实际情形不符[7,11~13]. 为此, 本文在考虑到系统的凝固速率和溶质扩散长度两者都改变的基础上, 讨论抽拉速率跃迁(从一个恒定的抽拉速率立即变化到另外一个恒定的抽拉速率)下平界面处及其前沿的液相溶质浓度变化规律, 并进一步探讨平界面处液相溶质浓度富集能否造成界面失稳, 希望通过上述研究, 能为定向凝固下合金中溶质浓度的分布控制提供更精确的理论指导. 1 理论模型在一维半无限大的定向凝固系统中, 如果忽略液态金属中的对流和固相扩散, 并将一个已达到稳态抽拉速率为V 0的定向凝固系统跃迁变化到抽拉速率V , 则固液界面前合金的液相溶质浓度分布控制方程为[6,9] 212(,)(,)(,).L L L L C z t C z t C z t D V t z z∂∂∂=+∂∂∂ (1) 方程(1)中C L 为液相溶质浓度, V 1为系统的定向凝固速率, t 为时间, z 为到固液界面的距离, 其中坐标的原点定于移动的固液界面上. 虽然凝固中金属材料的传热系数要远大于溶质扩散系数, 但当抽拉速率从V 0变化到V 时, 定向凝固系统并不能立即达到抽拉速率V , 这主要是因为固液界面向前推进的等温线还受到溶质浓度分布的影响, 而此时溶质浓度分布还没有达到稳态.对于系统的凝固速率V 1可通过如下方法来求得: 在抽拉速率跃迁变化前, 定向凝固的平界面凝固温度为0/.i L m L T T m C k =+ (2)方程(2)中T m 为合金纯溶剂的熔点, m L 为合金液相线斜率, C 0为合金原始成分, k 为溶质分凝系数. 抽拉速率跃迁变化后, 界面处液相溶质浓度变为(0,)L C t ∗, 其平界面凝固温度为(0,)i L m L L T T m C t ∗=+, (3) 所以速率跃迁变化造成凝固界面温度之差为*0((0,)/).L L T m C t C k Δ=− (4) 在定向凝固下, 温度差造成的凝固界面位置变化为*0((0,)/)/,L L L Z m C t C k G Δ=− (5)李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳404所以在考虑到凝固界面位置变化的基础上, 系统的凝固速率为10.V Z Z Z ==+Δ (6) 方程(6)中0Z 对应于试样的抽拉速率V , 因此有 **1d (0,)d (0,)1d d L L L L L L m C t m C t V V V G t G V t ⎡⎤=+=+⎢⎥⎢⎥⎣⎦. (7) 对于方程(1), 在抽拉速率跃迁后, 界面处溶质浓度守恒条件为 *10(,)(1)(0,),L L L z C z t V k C t D z =∂−=−∂ (8)相应的初始时刻平界面处及其前沿的液相溶质浓度分布为抽拉速率V 0下的值, 即为 0001(,0)exp .L L V k C z C C z k D ⎛⎞−=+−⎜⎟⎝⎠(9) 方程(1)和(7)~(9)构成了抽拉速率跃迁变化下平界面前液相溶质浓度控制方程及相应的初始和边界条件, 目前通过它们尚不能直接获得溶质浓度分布的解析解, 但其分布可采用近似解来表示[11,15] *00(,)[(0,)]exp ()L L z C z t C C t C t ⎛⎞=+−−⎜⎟⎝⎠A . (10) 方程(10)中()t A 为与时间相关的溶质扩散长度, 因此只要求得(0,)L C t ∗和()t A 就可以获得方程(10)中液相溶质浓度分布. 将方程(10)和(7)代入方程(8)得 ***0d (0,)(1)(0,)1[(0,)].d ()L L L L L L m C t D V k C t C t C G V t t ⎡⎤−+=−⎢⎥⎢⎥⎣⎦A (11) 另外对方程(1)中z 进行(0, ∝)积分, 则有 *1000(,)(,)d [(0,)].L L L L z C z t C z t z D V C C t t z ∝=∂∂=−+−∂∂∫ (12) 将方程(7), (8)和(10)代入方程(12)得 ***00d (0,)d {()[(0,)]}1[(0,)].d d L L L L L m C t t C t C V C kC t t G V t ⎡⎤−=+−⎢⎥⎢⎥⎣⎦A (13) 方程(11)和(13)构成了(0,)L C t ∗和()t A 与时间相关的方程组, 它们可简化为**0[(0,)]d (0,),d ()(1)(0,)L L L L L L L L D G C t C C t G V t m m t k C t −=−−A (14) *00[(0,)]d ()().d ()(1)(0,)(1)(0,)(0,)L L L L L L L L L L C kC t D D G G V t t t t m k C t m k C t C t C −=−+−−−A A A (15) 对于平界面定向凝固, 当抽拉速率V 0跃迁到V 达到稳态时有0(0,)/LC t C k ∗′=和()t ′=A中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期405/L D V , 其中t ′为达到稳态所需的时间, 将之代入方程(14)和(15), 即可得两方程右边的数值为0, 说明(0,)LC t ∗和()t A 不再随时间变化, 符合稳态下方程的解. 而当时间t →0时有0(0,)(0,0)/,L L C t C C k ∗∗→= (16) 0()(0)/,L t D V →=A A (17)将它们代入方程(14)和(15), 即有 *000d (0,)1,d L L L t G V C t V t m V →⎛⎞=−⎜⎟⎝⎠(18) 000d ()1.d (1)t L L L D G k t V t m C k V →⎛⎞=−⎜⎟−⎝⎠A (19) 由于k < 1和m L < 0, 因此当跃迁抽拉速率V 大于原始速率V 0时, 方程(18)右边大于零, 即界面处的液相溶质浓度在抽拉速率跃迁后是升高的, 并随速率跃迁比(V /V 0)、原始抽拉速率V 0和温度梯度G L 的增加而增大. 对于方程(19), 右边值小于零, 因此扩散长度()t A 是减少的, 并随V /V 0和G L 的增大而减小. 如果不发生速率的跃迁变化, 即抽拉速率保持不变, 方程(18)和(19)右边都为零, (0,)L C t ∗和()t A 也就保持不变.根据上述分析可知, 当抽拉速率跃迁增加时, 固液界面处液相的溶质浓度是先增加后下降到稳态的值0(0,)/LC t C k ∗′=, 这样必定出现(0,)L C t ∗极大值, 所以在此处有d (0,)/d 0.L C t t ∗= (20) 将方程(20)代入方程(7)中, 此时凝固速率V 1也达到抽拉速率V , 相应的此处固液界面处液相溶质浓度梯度为 max 0(,)(0,)(1)(0,).L c L Lz C z t V G t k C t z D =∂==−−∂ (21) 方程(21)中max (0,)L C t 为界面处最大的液相溶质浓度, 由于界面处液相溶质浓度梯度越大界面越不稳定, 此时仍有(0,)0,L L c G m G t −> (22) 说明速率跃迁变化中平界面能保持稳定, 如果该值小于0, 则会发生平界面失稳. 将方程(21)代入(22)式得 max (0,),(1)L L L L D G C t m V k <−− (23) 因此当界面处液相溶质浓度在跃迁加速中超过方程(23)右边值时, 平界面就会发生失稳现象, 即使此时达到的抽拉率V 仍小于成分过冷判据给出的平界面临界失稳速率V c . 对于跃迁减速过程, 由于界面处液相溶质浓度会相应地减少, 因此不存在平界面失稳的问题.要深入了解固液界面处及其前沿的液相溶质浓度变化, 必须要获得(0,)L C t ∗和()t A 的分布规律, 目前利用方程(14)和(15)还难以直接获得解析解, 因此采用数值法对它们进行分析.李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳4062 数值计算表1为Al-2%Cu 合金物性参数, 从中可看出合金的固相扩散系数远小于液相扩散系数, 因此固相扩散可以忽略不计. 另外根据成分过冷准则[1], 定向凝固平界面失稳的临界速率为0/T D G V L L c Δ=, 其中ΔT 0为合金的结晶温度间隔. 假设定向凝固中液相温度梯度G L 为100 K/cm, 则Al-2%Cu 合金平界面失稳的临界速率为0.9375 μm/s. 为此在数值计算中, 将跃迁前后的抽拉速率都控制在平界面失稳的临界速率范围之内, 说明在不发生速率跃迁变化下, Al-2%Cu 合金定向凝固界面形态都为平界面, 并且都不会发生平界面失稳的现象.表1 Al-2%Cu 合金的物性参数[6]参数ΔT 0 m α k α Γα D L D S 单位K K/% − 10−7 m ·K 10−9 m ·s −1 10−13 m ·s −1 数值 32 −2.6 0.14 0.9 3.0 3.02.1 跃迁减速下定向凝固平界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化图1(a)是Al-2%Cu 合金抽拉速率V 0从0.4, 0.6和0.8 μm/s 分别跃迁减速到V 为0.2 μm/s, 对应的V /V 0为1/2, 1/3和1/4下的界面处液相溶质浓度变化, 图中横坐标VZ /D L 是一个无量纲参数, 且Z = Vt , 因此图中曲线也代表界面处液相溶质浓度变化与时间的关系. 另外为了便于比较, 将V /V 0为1/2的Smith 分析解也表示在图1(a)中.从图1(a)中可看出, 不同起始定向抽拉速率V 0下平界面处的液相成分都为14.285%Cu(C 0/k ), 这主要是因为当t →0时, 有0(0,)(0,0)/L L C t C C k ∗∗→=. 跃迁减速后, 合金界面处液相溶质浓度分布要经历一个较长的过渡区, 才能达到稳态. 在过渡区内其大小先快速减少, 达到最小值后缓慢上升到稳态值, 造成上述变化的原因是: V 0减小到V 的初始过程中, 固液界面处液相溶质浓度梯度向液相扩散的溶质量为000(1)(,).L L z C k C z t D V z k=−∂−=∂ 而合金凝固时, 固液界面因溶质分凝排出的溶质量为1(1)(0,)L V k C t ∗−.由于V 1<V 0, 0(0,)(0,0)/LL C t C C k ∗<=, 结果向液相扩散的溶质量大于界面处排出的溶质量, 最终造成界面处液相溶质浓度贫乏, 且原始抽拉速率V 0越大, 跃迁减速后界面处液相溶质浓度也就越低, 极小值也就越小, 如图1(a)中V /V 0=1/4的曲线所示.另外从图1(a)中还可看出, 当V /V 0分别为1/4, 1/3和1/2时, 界面处液相溶质浓度出现最小值的地方比较接近, 大约在VZ /D L =0.3~0.4, 对应的凝固距离Z 分别为4.5, 5.04和5.76 mm.由于在极值处有d (0,)/d 0L C t t ∗=, 所以根据方程(7)可知, 此时凝固系统的速率等于跃迁减速后的抽拉速率0.2 μm/s. 而在这之前, 由于*d (0,)/d 0LC t t <和m L <0, 系统的凝固速率大于0.2 μm/s; 之后有*d (0,)/d 0LC t t >, 凝固速率稍小于0.2 μm/s, 然后才达到稳态的0.2 μm/s, 所以跃中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期407迁减速中0.2 μm/s 并不是合金凝固的最小速率, 凝固速率也不象Smith 等人所述的一直保持在0.2 μm/s 不变.值得注意的是, 虽然图1(a)中V /V 0为1/2的Smith 分析解与数值解变化趋势基本一致, 但其曲线上极小值要比数值计算的大, 这主要是因为Smith 解是建立在抽拉速率跃迁减速后能立即达到0.2 μm/s 的基础上, 结果溶质扩散长度也从原来的0.0075 m 马上增加到0.015 m, 溶质扩散长度的增加导致界面处液相溶质浓度扩散减少, 结果造成最小值要比相应的数值解大.图1(b)是跃迁减速下界面处液相溶质浓度与溶质扩散长度之间的关系. 由于不同减速V /V 0下达到稳态的凝固速率都为0.2 μm/s, 所以到达稳态时所对应的溶质扩散长度都为0.015 m, 如图1(b)中箭头所指的最终稳态值. 另外V /V 0越小的, 界面处液相溶质浓度极小值对应的溶质扩散长度()t ′A 也就越小, 这主要是因为在极值处有d (0,)/d 0L C t t ∗=, 所以根据方程(11)有0min ()1,(1)(0,)L LC D t V k C t ⎡⎤′=−⎢⎥−⎢⎥⎣⎦A 由于V /V 0是小的, 故界面处液相溶质浓度极小值min (0,)LC t 也小, 最终导致对应的溶质扩散长度()t ′A 也就越小, 如图1(b)所示.图1 Al-2%Cu 合金定向凝固平界面跃迁减速下界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化(a) 溶质浓度; (b) 溶质扩散长度2.2 定向凝固平界面跃迁加速下界面处液相溶质浓度变化及界面失稳图2(a)是抽拉速率V 0为0.2 μm/s 分别跃迁加速到V 为0.4, 0.6和0.8 μm/s, 对应的V /V 0为2, 3和4下的界面处液相溶质浓度变化曲线. 从中可看出, 跃迁加速中界面处溶质浓度都从14.285%Cu(C 0/k )先较快地增加, 达到极大值后逐渐减少到稳态平界面所对应的液相溶质浓度值14.285%Cu(C 0/k ), 这种变化与定向凝固初始过渡区中界面处液相溶质浓度变化不同. 因为在初始过渡区中系统的凝固速率从零增加到所施加的抽拉速率, 对应的界面处液相溶质浓度是从原始合金成分C 0, 逐渐增大到稳态抽拉速率V 下平界面处的液相溶质浓度值C 0/k . 该过程中合金界面处液相溶质浓度始终是单调增加的, 没有减少的过程, 最大值也为最终值C 0/k . 而图2(a)中, 不同跃迁加速过程中对应的界面处液相溶质浓度极大值都大于C 0/k , 且V /V 0越大, 极大值也越大, 原因是跃迁加速比大的凝固速率也大, 这样合金凝固时固液界面向液相排出李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳408的溶质浓度多, 结果造成界面处溶质浓度富集, 最终导致其最大值也大的现象.图2(a)中同样给出了V /V 0为4的Smith 分析解, 其界面处液相溶质浓度分布与数值解的结果规律基本一致, 都是小大小的不对称分布, 但Smith 解给出的极大值要小于数值解给出的数值, 这一点与图1(a)相类似, 这也是因为Smith 分析解假设凝固速率在跃迁加速后能马上达到抽拉速率0.8 μm/s, 这样溶质扩散长度也就从原来的0.015 m 立即减少到0.0375 m, 溶质扩散长度的减少, 导致富集在界面处的液相溶质浓度快速扩散, 使得界面处出现的液相溶质浓度极大值减小.对于跃迁加速非稳态凝固过程中溶质扩散长度与界面处液相溶质浓度之间的对应关系, 如图2(b)所示. 从中可看出, 在跃迁加速中, 溶质扩散长度从原始抽拉速率为0.2 μm/s 下的0.015 m, 如图2(b)中箭头所指的值逐渐减少到不同跃迁后抽拉速率V 下所对应的数值. 另外从图中也可发现界面处液相溶质浓度出现极大值之后, 溶质扩散长度变化也就很小, 说明此后合金的凝固速率在达到抽拉速率V 后就变化不大(V 不仅是跃迁后的稳态凝固速率, 也是液相溶质浓度极大值处对应的凝固速率).图2 Al-2%Cu 合金定向凝固平界面跃迁加速下界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化(a) 溶质浓度; (b) 溶质扩散长度值得注意的是, 在跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度增加必须导致合金凝固界面温度的降低, 这样合金在定向凝固过程中界面位置会发生相应的变化, 变化的最大数值为max max 0((0,)/)/L L L Z m C t C k G Δ=−−.对于图2(a)中V /V 0为2的Al-2%Cu 合金来说, 固液界面会下移1.9 mm, 而当V /V 0为4时, 固液界面下移可达6 mm 左右. 如果下降的固液界面位置低于定向凝固中挡板的位置, 那么定向凝固中的单向热流就有可能受到破坏, 合金的凝固组织就难以保持定向. 除此之外, 界面处液相溶质浓度富集也有可能造成平界面失稳, 以及发生单相组织向共晶组织的转变. 如对Al-2%Cu 合金来说, 当界面处液相溶质浓度达到共晶点成分C e (33.2%Cu)时, 如果平界面还没有失稳, 这时单相组织就有可能向共晶组织转变, 如图3所示.图3中的点为图2(a)中计算出的不同跃迁加速比下界面处液相溶质浓度极大值点, 实线是方程(23)计算的结果, 而虚线是Al-Cu 合金相图中共晶点的成分线. 从中可看出, V/V 0为2时(初始的抽拉速率为0.2 μm/s, 跃迁后的抽拉速率为0.4 μm/s), 界面处液相溶质浓度的最大值中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期409处于平界面稳定的区域, 说明在该非稳态凝固过程中平界面不会失稳, 速率跃迁变化仅会影响到合金的溶质成分分布, 而对同样的初始抽拉速率, 当V /V 0分别为3和4时, 界面处液相溶质浓度富集导致了过大的溶质梯度, 从而进入了平界面失稳区, 发生界面失稳现象, 虽然在该过程中系统的凝固速率始终都没有超过图3所示的平界面临界失稳速率V c , 所以在采用跃迁加速(台阶加速实验)通过透明有机物丁二腈来研究平界面临界失稳速率时, 会由于界面处液相溶质浓度富集造成平界面失稳, 这一点需引起研究者的关注.图3 Al-2%Cu 合金跃迁加速定向凝固下界面失稳及组织转变3 结论(ⅰ) 定向凝固速率跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度先增大到最大值后会逐渐减少到稳态平界面对应的数值; 而跃迁减速是先减少到最小值后缓慢增加到稳态值, 两者都存在一个较长的过渡区.(ⅱ) 抽拉速率跃迁加速中, 初始时的固液界面处液相溶质浓度随速率跃迁比(V /V 0)、原始抽拉速率V 0和温度梯度G L 的增加而增大; 相应的溶质扩散长度随V /V 0和G L 的增加而减小.(ⅲ) 虽然跃迁前后的定向凝固抽拉速率都小于平界面临界失稳速率, 但由于跃迁造成的界面处液相的溶质浓度过大, 也会使合金凝固的平界面发生失稳现象, 这一点在Al-2%Cu 合金的数值计算中得到了验证.参考文献1Tiller W A, Jackson K A, Rutter J W, et al. 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《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》范文
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言随着现代工业技术的快速发展，金属材料在各种工程领域中发挥着越来越重要的作用。
其中，共晶合金因其独特的物理和化学性能，在航空航天、汽车制造、电子封装等领域具有广泛的应用前景。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种典型的轻质高强合金，其组织形成与性能的研究具有重要意义。
本文旨在探讨定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成过程及其性能表现。
二、Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 合金成分设计Al-Cu-Si共晶合金的成分设计是组织形成的关键。
合理的成分比例能够促进共晶组织的形成，提高合金的力学性能。
一般来说，Al基体中添加适量的Cu和Si元素，可以形成Al基共晶合金。
2. 定向凝固工艺定向凝固是一种常用的合金制备技术，可以有效控制合金的晶粒取向和共晶组织形态。
在制备Al-Cu-Si共晶合金时，通过控制冷却速度、温度梯度等工艺参数，实现合金的定向凝固。
在凝固过程中，溶质原子在固液界面处发生扩散，形成共晶组织。
3. 组织形成过程在定向凝固过程中，Al-Cu-Si共晶合金的组织形成主要包括初生相的形成、共晶相的生长以及最后的组织形态。
初生相主要为Al基体或CuAl2等金属间化合物；共晶相则是由Al、Si和少量Cu元素组成的共晶组织。
在定向凝固过程中，这些相在空间上相互交织，形成特定的组织形态。
三、Al-Cu-Si共晶合金的性能表现1. 力学性能Al-Cu-Si共晶合金具有较高的强度和硬度，这是由于其独特的共晶组织结构所决定的。
在定向凝固过程中，合金的晶粒取向和共晶组织形态对力学性能具有重要影响。
合理的成分设计和工艺参数可以优化合金的组织结构，提高其力学性能。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金还具有良好的导热性能和导电性能。
这使得其在电子封装、散热器件等领域具有广泛的应用前景。
此外，该合金还具有较好的抗腐蚀性能，能够在恶劣环境下长期使用。
3. 加工性能Al-Cu-Si共晶合金具有良好的加工性能，可以通过铸造、锻造、挤压等工艺进行加工。
定向凝固技术的研究进展
定向凝固技术的研究进展定向凝固过程中温度梯度和凝固速率这两个凝固参数能够独立变化，成为凝固理论研究的重要手段。
传统的定向凝固技术炉外结晶法(发热铸型法EP法)所谓的炉外结晶法就是将熔化好的金属液浇入一侧壁绝热，底部冷却，顶部覆盖发热剂的铸型中，在金属液和已凝固金属中建立起一个自上而下的温度梯度，使铸件自上而下进行凝固，实现单向凝固。
这种方法由于所能获得的温度梯度不大，并且很难控制，致使凝固组织粗大，铸件性能差，因此，该法不适于大型、优质铸件的生产。
但其工艺简单、成本低，可用于制造小批量零件。
炉内结晶法炉内结晶法指凝固是在保温炉内完成，具体工艺方法有：功率降低法（PD法）将保温炉的加热器分成几组，保温炉是分段加热的。
当熔融的金属液置于保温炉内后，在从底部对铸件冷却的同时，自下而上顺序关闭加热器，金属则自下而上逐渐凝固，从而在铸件中实现定向凝固。
通过选择合适的加热器件，可以获得较大的冷却速度，但是在凝固过程中温度梯度是逐渐减小的，致使所能允许获得的柱状晶区较短，且组织也不够理想。
加之设备相对复杂，且能耗大，限制了该方法的应用。
快速凝固法（HRS法）为了改善功率降低法在加热器关闭后，冷却速度慢的缺点，在Bridgman 晶体生长技术的基础上发展成了一种新的定向凝固技术，即快速凝固法。
该方法的特点是铸件以一定的速度从炉中移出或炉子移离铸件，采用空冷的方式，而且炉子保持加热状态。
这种方法由于避免了炉膛的影响，且利用空气冷却，因而获得了较高的温度梯度和冷却速度，所获得的柱状晶间距较长，组织细密挺直，且较均匀，使铸件的性能得以提高，在生产中有一定的应用。
液态金属冷却法（LMC法）HRS法是由辐射换热来冷却的，所能获得的温度梯度和冷却速度都很有限。
为了获得更高的温度梯度和生长速度。
在HRS法的基础上，将抽拉出的铸件部分浸入具有高导热系数的高沸点、低熔点、热容量大的液态金属中，形成了一种新的定向凝固技术，即LMC法。
凝固界面形态演化与成分过冷实验报告_2
六、实验分析
根据图 1 至图 5，可以看出：抽拉速率 1m/s 时，为平界面凝固；5m/s 时， 为平界面到胞状界面的过渡；10m/s 时，为胞状界面凝固；50m/s 时，为胞状 界面到枝晶界面的过渡；100m/s 时，为枝晶状凝固。
根据凝固理论，在凝固过程中，凝固界面上溶质的浓度增加，理论凝固温度 降低，理论温度与实际温度的温差就是成分过冷度。当凝固界面推进较慢时，其 成分过冷较小，因而凝固界面会以平面状方式生长；当推进速度较快时，成分过 冷增大，凝固界面将以胞状甚至树枝状方式生长。由此可见实验结果与理论完全 相符。
三、实验内容
1. 了解 Bridgman 定向凝固装置的基本结构、功能与简单操作； 2. 进行 Al-Cu 二元单相合金平界面、胞状界面和枝晶状界面的三次凝固实验； 3. 对 Al-Cu 二元单相合金的凝固界面形态及平界面凝固界面前沿的 Cu 分布进
行观察与测定。
四、实验步骤
1. 未经试验指导老师的同意，不得擅自启动任何设备开关。 2. 在 2~4%Cu 范围内选定一种成分的 Al-Cu 二元单相合金，根据有关热力学参
为了得到单晶材料，凝固界面最好以平界面生长方式进行生长。 3. 成分过冷判据只适用于平衡凝固条件，非平衡凝固如快速凝固条件对该判据
有何影响？
答：当快速凝固时，合金元素在液相中扩散很缓慢，是的在靠近固液界面处， 合金元素的浓度较大，远离固液界面，合金元素浓度小。因此，由判据得知，快
速凝固使得合金元素来不及扩散相当于使 C0 增大了，因此，上式中不等号右边 应适当增大，才能够保证这个判据依然可以使用。
实验 2 凝固界面形态演化与成分过冷
一、实验Байду номын сангаас的
1. 观察 Al-Cu 二元合金凝固界面演化过程，认识平界面、胞状界面和枝晶状界 面凝固方式，掌握工艺参数对界面形态的影响规律。
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定向凝固中的界面形态演化
引言
通常人们在研究金属及其合金的凝固时，由于金属本身的不透明性，使得人们无法动态实时观察金属内部凝固过程中凝固组织的演化与选择；而采用X射线透视或者原子力显微镜则代价较为高昂，也不可能获得对组织演化细节的清楚认识。
由于熔体凝固时对流会造成材料组分上的变化，造成杂质条纹等缺陷。
要获得高质量的材料，就要对凝固过程的熔体流动和其稳定性进行深入研究。
借助实时观察方法对凝固过程进行实时原位观察，研究凝固过程中材料表面微观形貌和整体形态的变化以及流体运动，实现动态过程的可视化监测和测量，从中就可获得有关凝固的信息。
随着对凝固理论与晶体生长技术不断深入的研究，发现凝固形态是由晶体界面性质和凝固驱动力场的性质所完全决定的。
界面性质决定了界面形态对驱动力场的响应性质，因而相似的界面性质在相似的驱动力场作用下将产生相似的动力学行为，从而导致相似的界面形态。
固--液界面可以分为两类[1]：规则界面和不规则界面。
规则界面是指正常凝固条件下的平面、胞状和枝晶界面[2]。
理论分析表明，只有当固--液界面能是各向异性时才能形成稳定枝晶界面[3]，通常情况下大多数材料是以稳定枝晶界面生长。
当晶体沿着一定的晶向生长时，如立方晶系的<111>晶向，固--液界面能接近于各向同性[4]，这时将会出现不规则界面。
在这样的条件下，枝晶尖端常常随机分枝，分枝与枝晶干不对称，从而形成不规则界面。
至今已经观察到几种不规则界面，如：倾斜枝晶界面、退化枝晶界面、海藻状晶体界面。
1实验方法
晶体生长室的最大平面放在x-y平面中，观察二维晶体生长。
实验采用了丁二腈-5at%水来作为模拟晶体，测试开始前，试样加热至全部融化并静止一段时间冷却，使得试样内的熔质均匀化。
温度通过采用SWP-T803数字控温仪控温，控温精度0.1°C，可在0°C到200°C范围内任意调节。
加热至一定温度且保持恒定，试样内形成一定的温度梯度，试样放在温度梯度场中。
晶体中温度的测量利用热电偶，晶体生长过程中，根据晶体界面的位置移动热电偶的位置，记录温度值，即可获得温度梯度值。
实验系统见图1，试样放入定向固系统中，使用CKX41型浮雕相衬显微镜可
以直接实时观察固-液界面结构，用CCD相机跟踪拍摄界面生长过程并记录下来。
2实验结果及分析
当合金以在较低速率凝固时，在固液界面上的溶质再分配达到局部平衡，其固液界面以平面向前推进。
在描述平面向胞状转变时，Chalmers的成分过冷理论和Mullins的界面稳定性的动力学理论已被人被所广泛接受。
当“组分过冷”开始出现时，平界面失稳，初始扰动并不是在整个界面上同时均匀地产生，而是在随机的位置上出现溶质富集的凹陷，这时即为平界面遭到破坏时的临界状态。
随着“组分过冷”的增加，扰动向两侧发展。
由于相邻扰动源间距不一定是波长的整数倍，在两波相汇处的波长不等于初始扰动的平均波长。
扰动源处振幅发展较快，而两波交会处，不管其波长大小都趋于被淘汰。
使得其相邻胞有较大的空间横向发展，从而长得很宽；宽度超过一定限度时，端部展平然后凹陷、分叉，使胞间距又减小。
分叉长出的胞之间又相互竞争、淘汰，如此交替反复地演变。
最后形成既不再分叉也不再淘汰的稳定胞晶列。
如图2所示：
(d) (e) (f)
图2 V=1.37µm /s胞晶演变过程
随着凝固速率的增大，当生长速率V接近于某一值时，凝固前沿将变得不稳定，即Mullins-Sekerka 性失稳[5]，将导致胞状晶与枝状晶之间复杂的变换。
胞晶前端的开叉奖随着生长速率得增大，这是竞争和淘汰发展很快，将不断的胞状界面将向树枝状界面转变。
如图3所示：
（c）胞枝界面（d）树枝状界面
图3 V=5.16µm /s时的胞枝转变过程的实时观察
当生长速率增加时，枝晶间距也增加，一些枝晶被淘汰，经过一段竞争生长，生长优先的枝继续分裂，而落后的枝将由于周围枝的相互作用而被抑制。
当凝固的方向接近于某一具有较小的界面张力各向异性方向时，很可能会出现“海藻”结构。
比如，当具有立方结构的晶粒以接近于〈111〉晶面的方向生长时，因为高的对称性，界面张力接近于各向同性，其凝固界面前沿顶端将出现连续的不规则分裂[6]，当温度降低到一定的程度时，将发生“海藻”结构向枝晶结构的转变。
退化枝晶界面的生长条件是，晶体的两个〈100〉晶轴与温度梯度方向成450角，如图4所示：
图4-1海藻晶形态图4-2退化枝晶形态退化枝晶界面处于动态变化之中，二次枝晶臂不断改变着生长方向。
从一
次枝晶的后部向前二次臂的方向逐渐趋向于界面生长方向，生长一段时间后，界面上的一次被邻近的二次臂取代。
图5显示了二次臂的方向逐渐变化和最后趋于界面生长方向的过程。
图5 退化枝晶二次臂的变化
3结论
晶体以较低的速率生长时，其固-液界面以平面或胞状向前推进。
晶体界面形态的演化起源于平界面受到一定的初始扰动，导致平界面失稳，随着扰动的增加，在界面上产生胞晶，经过尖端分叉，竞争，淘汰，从而在界面上形成稳定胞晶列；扰动振幅发展很快的条件下，没有尖端分叉过程，竞争，淘汰发展很快，最终在界面上形成了稳定枝晶列。
只要界面上有胞--枝共存，界面就是不稳定的，随着凝固速率的增大，胞晶将向枝晶转变。
当晶体沿一定的晶向生长时，固--液界面能近似各向同性，枝晶尖端随机分支，形成不规则界面。
温度梯度和界面生长条件在一定范围内变化时，界面可以从一种生长方式变为另一种方式。
退化枝晶界面处于动态变化中，一次臂生长方向不断改变，二次臂生长方向逐渐趋于界面移动方向，界面上的一次臂逐渐被二次臂取代。