（材料加工工程专业论文）al385﹪cu过共晶合金恒速和跃迁变速定向凝固下的组织演化研究.pdf

摘要 摘要 本文研究了a l 一3 8 5 c u 过共晶合金在恒速和跃迁变速定向凝固下的组织演 变，重点探讨了通过跃迁加速定向凝固过程来扩大共晶共生区的可行性，同时分 析和研究了a 1 3 8 5 c u 过共晶合金中a 1 2 c u 初生相的生长机理。 定向凝固恒速实验中，a 1 3 8 5 c u 过共晶合金在2 5 0 k c m 的温度梯度和凝 固速度1 t m s 下，获得的最终凝固组织为规则的层片共晶，与理论计算结果合金 凝固速度低于3 5 5 i _ t r n s 时可得到耦合生长的共品组织相一致。实验中当定向凝 固速度在5 4 9 0 p , m s 时，a 1 3 8 ，5 c u 合金中a 1 2 c u 初生相领先于共晶组织生长， 并随着凝固速度的提高，初生相的形态由工字形向圆弧花形转变。 考虑到恒速定向凝固下，a 1 3 8 5 c u 过共晶合金中存在热溶质对流，结果 合金凝固组织随凝固固相分数的增加由初生相+ 共晶组织向全耦合生长的共晶 组织转变。采用s c h e i l 方程分析和预测了该合金中不同凝固分数下的溶质分布， 结果表明合会凝固速率在5 p , m s 和1 0 1 t m s 下，凝固的固相分数分别大于0 6 2 和0 一时，合金凝固组织就可转变为全耦合生长的共品组织，而这与实验中凝固 速率5 “m s 和1 0 9 m s 时实测的固相分数大于0 4 9 和o 6 6 就可以得到全耦合生 长的共晶组织相吻合。 通过跃迁加速定向凝固抑制了a i 3 8 5 c u 过共晶合金中o - a 1 2 c u 初生相的 生长，使得在较高的凝固速度下仍然能获得耦合生长的共晶组织，这为提高共 晶自生复合材料的生产效率和扩大共晶共生区提供了一个新的技术途径。 对比恒速和变速定向凝固下a l - 3 8 5 c u 过共晶合金中层片间距的变化，可 发现恒速定向凝固下，合金凝固组织中层片平均间距比跃迁变速定向凝固下相 同速率获得的共晶层片间距要大，它们与j h 模型的理论计算都比较接近。 关键词：定向凝固，a l 一3 8 5 c u 过共晶，跃迁加速，耦合生长，组织演化，热 溶质流动，凝固速率 a bs t r a c t i nt h i sp a p e r , d i r e c t i o n a l l ys o l i d i f i e dm i c r o s t r u c t u r e so f a l 一3 8 5 c uh y p e r e u t e c t i c a l l o y sw e r ei n v e s t i g a t e db o t ha tc o n s t a n tg r o w t hr a t e sa n da tt h ec h a n g eg r o w t hr a t e s t h es o l i d i f i c a t i o nb e h a v i o r so fa 1 3 8 5 c uh y p e r e u t e c t i ca l l o y s ，i n c l u d i n gc o u p l e d g r o w t hz o n ea n da d j u s t m e n tm e c h a n i s m so fl a m e l l a rs p a c i n go fe u t e c t i cw e r e r e s e a r c h e db ya na b r u p t l yc h a n g i n gg r o w t hr a t ei nd i r e c t i o n a ls o l i d i f i c a t i o n t h e f o r m a t i o nm e c h a n i s mo fp r i m a r ya 1 2 c up h a s ea n dt h ee f f e c to ft h e r m o s o l u t a l c o n v e c t i o no nd i r e c t i o n a l l ys o l i d i f i e dm i c r o s t r u c t u r e so fa i a 1 2 c uh y p e r e u t e c t i c a l l o y sw e r ep r e s e n t e da n dd i s c u s s e d a tag i v e nt e m p e r a t u r eg r a d i e n to f2 5 0 k e ma n dt h eg r o w t hr a t eo f1g m s ， c o u p l e dg r o w t hl a m e l l a re u t e c t i co fa 1 3 8 5 c ua l l o yw a so b t a i n e d ，w h i c hw a si n a g r e e m e n tw i t ht h et h e o r e t i c a la n a l y s i sr e s u l tt h a ti n d i c a t e dt h eg r o w t hr a t es h o u l db e l e s st h a n3 5 5 9 m s a st h eg r o w t hr a t er a n g e df r o m5 9 m st o4 9 0 9 r n s t h ep r i m a r y a 1 2 c up h a s eg r e wa h e a do ft h eg r o w t hi n t e r f a c eo fc o u p l e de u t e c t i ca n di t s m o r p h o l o g yw a sc h a n g e da tv a r i o u sg r o w t hr a t e s t h e m a o s o l u t a lc o n v e c t i o nh a sar e m a r k a b l ee f f e c to nt h ed i r e c t i o n a l l ys o l i d i f i e d m i c r o s t r u c t u r e so fa i - 3 8 5 c uh y p e r e u t e c t i ca l l o y s t h er e s u l t ss h o wt h a tw i t ht h e i n c r e a s eo fs o l i df r a c t i o n ，t h eq u a n t i t yo fp r i m a r ya 1 2 c up h a s ew a sd e c r e a s e d g r a d u a l l y u s i n gt h es c h e i le q u a t i o nt op r e d i c ta n da n a l y z et h e s o l u t es e g r e g a t i o ni n t h es o l i d i f i e d s a m p l eb o t ha tv = 5a n dv = 1 0 9 n g s ，t h ec o u p l e dg r o w t hl a m e l l a r e u t e c t i cc o u l db eo b t a i n e da tt h es o l i df r a c t i o nl a r g e rt h a no 6 2a n d0 7r e s p e c t i v e l y , w h i c hf i ti nw i t ht h ee x p e r i m e n t a lr e s u l t so f0 4 9a n do 6 6i nd i r e c t i o n a ls o l i d f f i c a t i o n o f a l 一3 8 5 c uh y p e r e u t e c t i ca l l o y w h e nt h eg r o w t hr a t ei n c r e a s e da b r u p t l y , t h eg r o w t ho f0 - a 1 2 c up h a s ew a s s u p p r e s s e di nd i r e c t i o n a l l ys o l i d i f i e dm i c r o s t r u c t u r e so fa i 一3 8 5 c uh y p e r e u t e c t i c a l l o y t h er e s u l t ss h o wt h a ta th i g h e rg r o w t hr a t e ，t h ec o u p l e dg r o w t he u t e c t i cc a n k e e pg r o w t hw i t h o u ta n yc o a r s ep r i m a r yp h a s e st h a t i l l u s t r a t e st h ep r o d u c t i o no f i n - s i t uc o m p o s i t ei m p r o v e d e f f e c t i v e l y t h ee u t e c t i cl a m e l l a rs p a c i n go fs o l i d i f i e dm i c r o s t r u c t u r ei na i 一3 8 5 c ua l l o y w a sr e f i n e db yt h ea b r u p ti n c r e a s e so ft h eg r o w t hr a t e b o t ha tc o n s t a n tg r o w t hr a t e s a n dt h ea b r u p ti n c r e a s eg r o w t hr a t e s ，t h ev a l u e so fe u t e c t i cl a m e l l a rs p a c i n ga r ec l o s e t ot h ej hm o d e la n a l y s i sr e s u l t s k e y w o r d s ：a i 一38 5 c uh y p e r e u t e c t i c ；d i r e c t i o n a ls o l i d i f i c a t i o n ；a na b r u p t l yi n c r e a s e g r o w t h ；c o u p l e dg r o w t h ；t h e r m o s o l u t a lc o n v e c t i o n ；g r o w t hr a t e 西北工业大学 学位论文知识产权声明书 本人完全了解学校有关保护知识产权的规定，即：研究生在校攻读学位期间 论文工作的知识产权单位属于西北工业大学。学校有权保留有向国家有关部门或 机构送交论文的复印件和电子版。本人允许论文被查阅和借阅。学校可以将本学 位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描 等复制手段保存和汇编本学位论文。同时本人保证，毕业后结合学位论文研究课 题再撰写的文章一律注明作者单位为西北工业大学。 保密论文待解密后适用本声明。 学位论文作者签名：盘查 川年屿月f 7 日 指导教师签名：弛 刁年朋c 7 同 西北工业大学 学位论文原创性声明 秉承学校严谨的学风和优良的科学道德，本人郑重声明：所呈交的学位论文， 是本人在导师的指导下进行研究工作所取得的成果。尽我所知，除文中已经注明 引用的内容和致谢的地方外，本论文不包含任何其他个人或集体已经公开发表或 撰写过的研究成果，不包含本人或他人已申请学位或其它用途使用过的成果。对 本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均己在文中明确方式标明。 本人学位论文与资料若有不实，愿意承担一切相关的法律责任。 学位论文作者签名 厕 鱼鸯再 第l 章绪论 第1 章绪论 在工业应用和新材料研发中，都将二元和多元多相材料作为研究和丌发的重 点，这是因为它们在结构性能上比单相合金更具有灵活性。其中对二元合会来说， 共晶组织是其较为简单的两相合会之一，并已在工业中得到了广泛的使用，如 f e c ，a 1 s i 和p b s n 等共晶合会，对它们的研究和丌发，也一直是材料研究领 域的重点。采用定向凝固方法来制备共晶组织材料，自1 9 6 0 年k r a f t 川提出以来， 因能制备出共晶自生复合材料而得到快速发展，同时它可获得从合会熔体中同时 生长并在凝固后保持规则排列的纤维状或层片状强化相合会材料，出于强化相和 基体相在凝固过程中同时形成，故称为“自生复合材料”。 自生复合材料采用定向凝固方法，通过合理控制工艺参数，使基体和强化相 均匀分布，定向整齐排列，并且强化相是在定向凝固时的相变过程中析出的。经 过几十年的发展，研究人员已经制备出了不同用途和性能的共晶系自生复合材 料，如n i - n b e l 2 1 、n i - n b c t 3 1 、a 1 2 0 3 - z r 0 2 4 1 、s i t a s i 2 1 5 1 和i n s b s b 【6 1 等。同时共晶 合会凝固理论在j a c k s o n 和h u n t 建立的j h t ”模型基础上，得到了不断地发展。 对共晶层片间距的选择机制及形态转变的理论也在不断地深化，目前能够较为精 确地预测共晶组织的生长，计算机模拟共晶凝固的生长过程也成为凝固研究的热 点之一。 自生复合材料与单相合会及其他复合材料相比，具有以下优点【s 】：( 1 ) 基体与 第二相从熔体中同时共生复合，两相界面是以相当强的键相结合，消除了传统复 合材料的人为界面；( 2 ) 材料性能设计比较有广泛性，第2 相可以作为结构材料 的强化相，也可以作为功能材料的功能相；( 3 ) t 艺简单、组元热力学稳定性高、 相界面结合牢固、材料性能各向异性强等特点。尽管自生复合材料有许多明显的 优点，但至今应用有限，究其原因在于：常规的定向凝固速率下( 1 0 1 0 0 um s ) ， 耦合共晶生长仅局限于平衡凝固的共晶点附近很小的成分范围内，一旦偏离共晶 点成分较大，很容易得到粗大的初尘相组织：其次，为了保证凝固时界面为平界 面，使得温度梯度与凝固速率之比大于一定值，结果造成合会凝固速率低、凝固 时间长；生产效率低等弊端。 解决以上问题的一个有效方法是提高定向凝固界面前沿的温度梯度，这样在 提高冷却速率细化组织的同时通过增大固液界面的温度梯度保证了共晶共生所 需的平界面。温度梯度的提高使凝固速率、共晶成分选择范围增大【9 】。 虽然稳态定向凝固组织研究能够指导材料制备过程中外部参量( 凝固速度、 温度梯度等) 的选择，但要清楚地理解材料组织形成过程中的失稳现象，例如共 两北t 业人学t 学坝l + 学位论文 晶片层删距选择过程中的分枝与合并【1 0 】，或者是共晶形态( 层片和棒状) 的选 择1 1 1 , 1 2 就需要对非稳态凝固下的组织演化进行具体的研究，这主要是源于定向 凝固是一个非平衡凝固过程，受凝固动力学的影响，所以稳态凝固下组织特征( 形 态、日j 距等) 的形成往往需要考察进入稳态凝固之j ； 的非稳态过程。但在凝固中 人们往往忽略稳态组织形成过程中路径相关性【1 3 】这个重要条件，即可以通过不 同的凝固路径得到单一路径下不能得到的凝固组织，因此对非稳态过程的研究不 仅有理论价值，也有很好的实际意义。 a 1 - a 1 2 c u 共晶合会具有低熔点、物性参数齐全等特性，为此，本课题以 a i a 1 2 c u 共晶合会为研究对象，通过研究不同速度下的组织演化来了解共晶合会 非稳念定向凝固下组织演化，并结合以往学者在这一个合金系的研究结果，来完 善现有共晶合金凝固理论并更好地控制共晶合金凝固组织的形态、结构和性能。 2 文献综述 第2 章文献综述 工业上使用的重要合会多为多相台会，其中共晶合会就是其中之一。近年 快速发展的自生复合材料即是通过定向凝固而形成的共晶材料。 共晶( e u t e c t i e ) 的定义剧“j ，一定成分的合会液体冷却时，转变为两种或 更多紧密混合的固体的恒温可逆反应。这种反应形成的组织即为共晶组织。最简 单的共晶反应是在二元合会系统中，具有共晶成分的液体l ，在共晶温度下同时 凝固形成两固体相q 和6 共晶组织。大多数共晶均由两帽组成，由于它们的化学 组成及凝固条件不同，可以形成各种各样的组织形态，并大致可分为层片状、棒 状( 纤维状) 、球状、针状和螺旋状等共晶组织形念。如果按共晶两相凝固生长时 固液界面的性质，可将共晶组织划分为3 类f 1 4 ，”j ：( i ) 会属一会属型( 粗糙。粗糙界 面) 。由会属一会属组成的共晶，如p d c d ，p h s n 等，以及许多出金属金属问化 合物组成的合会，如a l a 9 2 a l ，c d s n c d 等均属于此类。( 2 ) 会属一非会属型( 粗 糙一光滑界面) 。在会属一非会属型中，两组成捆为会属一非会属或金属一亚会属， 其中非会属或会属性较差的一相在凝固时，其固液界面为光滑界面，如a i g e ， a i s i ，f e c ( 石墨) 等共晶合金属与此类。( 3 ) 非会属一非会属型( 光滑一光滑界 面) ，此类共品目前研究较少。 共晶合会的凝固组织和组成相的特性与两相耦合作用密切相关，并受凝固条 件影响：因而比单相合会凝固复杂的多【l6 】。目i j ，定向凝固下对共晶合会稳态 生长组织的研究比较多，研究的绝大部分集中在共晶层片间距的选择机制和形态 转变上。在这些研究中最为著名的是以1 9 6 6 年j a c k s o n 和h u n t 7 】建立的j h 规则 稳态生长理论，此后数十年的许多模型都是以此为基础的。 2 1 共晶凝固理论的研究与发展 2 1 1 经典共晶凝固理论( j h 模型) 长期以来，许多学者对共晶稳态生长进行了大量的理论分析和实验研究，在 所有的共晶生长的理论模型中，j a c k s o n 和h u n t 于1 9 6 6 年给出的模型最为详尽。 j h 模型的主要贡献是系统的研究了二元共晶组织在稳念生长状态下其层片丑j 距 的选择机制和共晶组织的形态转变问题，在解决这些问题之前，j a c k s o n 等人进 行了一些假设：他们假设固液界面为宏观平界面，两相在固液界面前沿处并排 结晶，垂直于固液界面以一相似的速度耦合长大，忽略界面i i 沿两共晶相过冷 阳北t 业人学t 学坝i 学位论义 度的差异。 考虑平界面生长，s 。和s e 分别代表a 相和b 相的一半宽度。如图2 1 所示建 立的坐标系，可以看出仅仅是二维问题，由于二维共晶形态呈周期性排列，所以 仅仅考虑o x + & 区域，界面假定以速度v 稳态沿着z 方向向前推进，则 扩散方程为7 1 ： v 2 c + 妥要：0 ，( 2 _ 1 ) d 如 公式( 2 一1 ) 中c 为合金液相成分，v 为拉普拉斯算子，v 和d 分别为凝固速率 和液相扩散系数，其中z 为生长方向的坐标。 z 卜蔓 图2 1 层片共晶平界面生欧 f i g , 2 - ip l a n a rl a m e n a r e u t e c t i ei n t e r f a c es h o w i n gd e f i n i t i o no r s 。a n dsb 通过一定的假设和数学推导，获得了层片间距( ”、生长速度( 功和过冷度( 乃三 者之日j 的关系为： 等：r 2 坦l + 譬( 2 - 2 ) 胧 五 其中q 。和a l 为与合会系有关的常数( 上标l 表示层片) 。 在这里有以下三种情况【17 】： ( 1 ) 在极值条件下生长( 即本文提到的极值条件) 。可以将式( 2 2 ) 在给定生长速 度下求其最小值这样得到： 五：矿：旦二 矿 ( 2 3 ) 为了达到极值生长条件，必须有某种机制，使在特定生长条件下的层片日j 距容易 调整到满足方程( 2 3 ) 。该方程假设产生熵的速度总是取最小值。如果层片相排列 整齐，没有缺陷，那么改变相间距的唯一方法是以某种方式让一定量的生长核或 消失，此时必有相当大的能量势垒。尽管准确机制还有待讨论，但通常认为要调 4 整相的尺寸就需要出现相的生长缺陷。j a c k s o n 和h u n t 提出共晶组织中片层日j 距 问距就会发生变化。因此如果相的生长缺陷既不i ； f 进也不后退时，就达到了稳定 ( 2 ) 当o = & 时，即片层状相的末端可以看作是与片层相相接触的棒状相( 具有 ? ：熹小z 椰鼢刮叫， = i ( 等h 盟q l 刮 ， 1 t l s lo fr i + j j i2 - 2 给定速度f 界面过冷应随层片或棒状问距的变化 f i g 2 2s c h e m a t i cp l o t so f t af u n c t i o no fr n a n ds at oi l l u s t r a t et h ei n t e r f a c es p a c i n gf o rt h e p r o p o s e dc o n d i t i o n s j h 模型在建立时进行了很多假设，所以j h 模型只适用于在小p e c l e t 数的情 况下，生长固液界面为平界面的规则共晶组织的生长，但工业上常用的共晶合 会都属非规则共晶组织，它们的生长界面是非等温的，此外，具有优良性能的快 速凝固材料是在很高的凝固速率下凝固，这又使解决在较高p e c l e t 数情况下的共 晶生长变得很重要，因此，完善j h 模型，使之适应于更广泛的范围，成为以后 各国学者研究的重点。 2 1 2j h 模型的完善 在j h 经典模型提出两年后，d o n a g h e y 和瓢l l e r 【1 8 懈j h 模型的某些部分进 行了修讵( d t 模型) ，他们利用无限线形系来处理j h 方程中的b 。系数，并不受 只 o ，2 甩 3 ) ( 2 8 ) l i u 2 5 1 等人提出，层片共晶生长理论上与热传输、溶质扩散和表面张力效应 6 义献练述 有美( o i b b s t h 。m p s 。ne f l e e t ) ，其中厶= 百a t ，t = 歹d ，厶= 各分别代表热扩散 长度，溶质扩散长度和毛细管长度( g i b b s t h o m p s o n 效应) ，并定义以下函数 f = 孚，f = 手，只= 手，通过实验研究发现： l tl ob t ( 鼻e f 只= ( 2 - 9 ) 其中l 是与合会系物性参数有关的常数，但理论上不能计算出具体值，必须通 过实验确定。最近l l z h e n g 2 6 l 等通过研究m n b i b i 共品的定向凝固修证了j h 模型，在低p e c l e t 数时，a 2 v 、2 a t ，为常数，而在高p e c l e t 数时，随p e c l e t 数的 增大，矛队2 a t 也增大。 m a g i n 和k u r z 2 7 i 等人在j h 模型的基础上，通过研究f e c ，a i s i 等非规则共 晶组织的生长，建立了比较完整的非规则共晶组织的生长模型，由于非规则共晶 与规则共晶的生长有很大的区别，所以m a g i n l 2 7 】等人的修正方法是：( 1 ) 规则共 晶中所假设的等温界面由非等温界面代替。( 2 ) 九。可以用j h 模型计算，但最大 日j 距则要依靠稳定性分析和界面形貌的判掘来确定，通过修正，m a g i n 等人得到 了与j h 模型类似的结论，在分析非规则共晶组织层片日j 距的选择机制上，他们 指出平均过冷度，生长速度和片日j 距三者之间同样的存在一个关系： v = 2 k i 局 ( 2 1 0 a ) 怂r = ( + 1 ) k 2 ( 2 - 1 0 b ) 其中，足l 和晒为与合会物性参数有关的常数。与j h 模型所不同的是需要系数 来对其进行修难，对于不同的合金，值也不同，非规则共晶层片闯距的选择范 围很大，其平均片日j 距明显大于最小片间距。 在高速下的实验研究发现，存在一个极值速度，在这个速度以上就不能发现 共晶的耦合生长，b o e n i n g e i 2 硼等人通过研究发现，在快速凝固层片共晶结构中 温度较低的界面处，溶质扩散系数会迅速减小，这样就会存在一个极值速度。如 果将与温度有关的扩散系数修证到j h 模型中，可以发现与b o e t t i n g e r 的实验符 合的很好。t r i v e d i ，m a g i n 和k u r z 2 9 , 3 0 】在s h e c h t m a n 3 ”等人的研究成果的基础上， 对j h 模型进行了扩展，建立了适用于快速凝固条件下的t m k 理论，t m k 理论 考虑了相图中的亚稳部分，在这个模型中提到了两种相图( 如图2 3 所示) ：第 一种是类似“雪茄型”的楣图，即在共晶温度下固液帽线是平行的，在这种情况 下。当过冷度增加时，分配系数会从共晶温度时的值变成1 。为了研究在高速共 西：i l t 业大学【学硕十学位论文 晶生长中分配系数的变化，提出了另一个相图，即分配系数可以取任意值，但是 两相的分配系数必须相等( 吒= ) 。这样t m k 模型与j h 模型的区别就是：在 j h 模型中，p 函数只体积分数有关，而在t m k 模型中，p 函数不仅与体积分数 图2 - 3t m k 理论的两种相图 f i g 2 - 3 t w o k i n d s o f a l l o y p h a s e d i a g r a m s i n t m k t h e o r y 有关，还与p e l e c t 数和溶质分配系数有关。在高的生长速率下， 2 7 v = 2 k 局勉r = ( 2 + 1 ) 如等的关系式不再成立。当生长速率大到一定值 时，将得不到规则生长的共晶组织，t m k 理论的出现，具有十分重要的现实意 义，这加深了人们对快速凝固条件下共晶生长的理解，并为数值模拟共晶组织快 速凝固过程奠定了基础。 2 1 3 共晶层片间距的调整与选择机制 j h 模型预测了在给定生长速度下共晶间距和过冷度之间的关系( 见图2 4 ) ， 从图中可以看出，在给定生长速度下，共晶组织的层片间距值是有一定范围的， 即存在矗。和k 值，其中k 。对应于最小过冷度下的层片间距，k 对应于体 积分数较大的一相即将发生凹陷的临界间距值。只有共晶组织的层片间距值在 九。之问时共晶组织爿。能稳定生长。出现这种情况的原因与生长过程中缺 文献综述 陷的出现有关，缺陷穿过共晶晶粒的行为造成共晶层片日j 距的调整。 图2 - 4 过冷度与层片间距的关系曲线i 玺i f i g 2 - 4g r o w t he q u a t i o ns h o w i n gv a r i a t i o no fu n d e r c o o l i n gw i t hi n t e r l a m e l l a rs p a c i n ga tc o n s t a n t g r o w t hv e l o c i t ya n d d e f i n i n gs t a b l er a n g e o f l a m e l l a r g r o w t h 在j h 模型的基础上，c l i n e 3 2 - 3 4 1 通过考查共晶凝固界面的稳定性，获得了 层片问距变化行为与界面局部变化有关：而s t r a s s l e r 和s c h n e i d e r p ”认为层片最 大日j 距是由温度梯度决定的，刘俊明【3 6 1 等人也提出共晶间距将选择这样一个值， 使得两相凝固界面中，一相界面处于边缘稳定态，而另一相处于超稳定态；马东 i ”j 等人认为日j 距稳定性下限对应于稳定性参数小的一相被淘汰的l 临界状态，而 稳定性的上限对应于稳定性参数大的一相界面出现凹陷的临界状态。c h e n 和 d a v i s l 3 8 1 通过线性稳定性考查了三相交点的移动得出了比最小过冷度假设更小的 层片i 日j 距下限，同样的结果在2 0 0 2 年s a k a m a t s u t 叫等人在透明系定向凝固试验 中得到，这说明即使是r 五曲线斜率为负( a a r ( v ) a , z ( v ) 0 l 的情况下也可 能获得稳定的共晶生长。证明在低速下层片共晶可以在层片问距比九m 小的一个 较宽区问内稳定生长。e l l i o t t 4 0 1 等人在a l a 1 2 c u 共晶合会系下层片日j 距的选择上 发现：在a 1 a 1 2 c u 共晶合金系中，最小层片间距对应于j h 模型中的极值日j 距而 最大间距比j h 模型中的最大日j 距小很多。j a c k s o n 和h u n t i7 j 提出，共晶组织中片 层b j 距的变化是出片状相末端的迁移决定的，如果片状相木端向左或右移动时， 问距就减小，如果相的生长术端既不前进也不后退时，就达到了稳定的层片组织 生长条件。d o u b l e l 4 1 1 根据类似于单相组织亚晶界的共晶组织中失配表面的运动情 况，提出了维持极值生长条件的另一种机制，认为在层片密度局部降低或升高的 方向上失配表面的运动很容易使层片的平均日j 距增大或减小。d o u b l e t 4 1 i 在用逐渐 增大的凝固速度定向凝固a 1 a 1 2 c u 共晶试样上摄取了精致的会相照片，证明确 实存在这种“s ”形的失配表面，而且，他认为极少数孤立存在的片层缺陷是不 可能造成片层日j 距随凝固速度的增加而变化的，只有足够多的失配表面j 。能造成 这一情况。 9 弧北t 业人学t 学坝i 学位论史 k a r m a 4 2 】等人通过数学计算解释了非稳状态下的晶体生长的物理过程和各 相表面能之闻的关系，指出动力学系数在这一过程中扮演着重要的角色，并对缺 陷在晶体生长过程中对片间距的调整进行了形象的描述。为深入理解共晶层片间 距的选择机制作出了贡献。l i u 和e l l i o t t l 4 3 4 4 1 根据共协生长特征及固液界面形态， 建立了自协调模型，在这一模型中，通过使用边界元和跌代的方法，求解了具有 自协调生长界面的界面前沿的浓度分布，得出了在不同生长速度下的规则共晶组 织的最大层片间距和最小层片间距，弥补了m 模型不能精确求解最大片间距的 不足。从上述发展中，定向凝固共晶合会问距调整的理论并不完整，仍处于不断 地探索之中。 2 2 非稳态共晶凝固 经典j h 模型以及相关的修正模型都是建立在稳态凝固的基础上，然而非稳 态过程是任何一个定向凝固过程都必须经历的阶段，通常情况下，合金形态演化 及选择多发生在非稳态过程，由于其过程的历史相关性( h i s t o r y d e p e n d e n t ) ，使 得其非线性动力学行为对初始状态和路径有敏感的依赖性。 在单相合金定向凝固非稳态过程研究中，t i l l e r 和s m i t h 等人 , t 5 1 较早建立了 纯扩散条件下单相合金初始过渡区内的非稳态溶质再分布的理论模型，但他的基 本假设为：凝固界面速度在凝固一丌始就突然达到外部控制速度，并保持恒定与 实际情况不符。对于共晶定向凝固过程，由于存在横向耦合扩散和沿生长方向扩 散的协同作用，使得问题的模型建立和数学分析远较单相合会复杂。傅恒志等人 1 认为界面形态对应于生长速率的非稳念演化是与时日j 相关的函数，非稳奁的过 渡过程对最终凝固显微组织有较大的影莉，所以认为最终组织形态与过渡过程无 关的看法显然是不对的，不过由于非稳态过渡过程的多样性及人们对它们认识的 局限，迄今为止还总结不出单向凝固过程中终态组织特征与其非稳态途径关系的 普遍性规律。 凝固系统中任何参数变化都要经过非稳态的过渡阶段才能达到稳态，系统在 非稳态过程的经历不同，可能也导致不同的稳态特征。凝固系统的状态是由约束 因素和历史因素共同决定的。国内迄今为止对非稳态的研究开展的还不是很充 分，研究也主要是集中在变速定向凝固相间距的变化规律和调节机制。 2 2 1 变速定向凝固的非稳态研究 单相合金变速凝固下界面前沿的溶质将随凝固速度的改变而改变【1 4 1 ( 如图 2 - 5 ) 。当凝固速度增大时界面前沿的溶质含量先减少后增加，在凝固速度减小到 o 文献综述 界面| j i 沿的溶质含量先增加后减少，并且变速比不同其变化程度也不一样，当变 速比增大后其界面的溶质变化程度也将增大。m o l l a r d 和f l e m i n g s 4 6 1 等经过一系 列的理论研究和实验验证得到，共晶合金在有限加速、无限加速、有限减速、无 限减速的不同情况下凝固组织的变化，得到了共晶固相中的溶质含量在变速过程 中的变化规律，由于计算过程中仅仅考虑了一维扩散场，所以计算结果和单相合 金的相似，没有表现出共晶和单相合金在变速过程中的差别。对于变速定向凝固 条件下，共晶生长界面前沿液相溶质场的变化，需要考虑共晶两相的凝固特性， 目前还没有准确的理论公式描述其变化，m o l l a r d 和f l e m i n g s 4 7 1 对非共晶成分 p b s n 合会在十倍阶跃变速实验研究中发现凹陷和分枝发生在富s n 相，而徐达 明等i 4 8 】发现p b s n 共晶合会在五倍阶跃变速凝固下片间距细化不仅发生在富s n 相，同时发生在p b 相，潘冶等【4 9 1 在跃变速凝固下对非稳念m n s b s b 共晶相日j 距 的分叉，分枝和终结机制进行了探讨。由于共晶金属系难以直接观测，所以用共 晶透明系的台阶加速实验来研究非稳态过程，实验发现分枝和凹陷同时存在于两 相层片中，而且还可以通过过渡区重新形核生长来进行间距的调节。但在非稳态 过程的历史相关性方面却表现不同的观点，v d a t y e l 5 0 1 认为当间距选择很剧烈时， 动力学影响将导致层片间距升高，t r i v e d i ! 引j 在p b - c d 合金是实验中发现，开始凝 固速度不同，但最终速度相同时，获得的层片间距是相同的，没有发现上述的动 l l 1 1 0j 1 k 卺，一 幽2 - 5 生氏速度由h 跃迁至k 同相中溶质的瞬时变化 f i g 2 5s o l u t ed i s t r i b u t i o nr e s u l t i n gf r o md i f f e r e n ta c c e l e r a t i o n 力学影响。他解释层片间距的调整主要是通过缺陷的移动来完成的。黄卫东【1 3 】 发现非稳态过程具有历史相关性，但相关性的大小与尺度和凝固条件有关，越远 离平界面凝固速度及尺度越大的形态特征的路径相关性越大，单相合金的平胞转 变点，胞枝转变点及枝晶尖端半径的路径相关性很小，而一次枝晶日j 距具有明显 的路径相关性。另外，m a g n i n 和t r i v e d i 2 7 】认为生长界面上两相接触角的改变也 是在组织调整自身片层问距的一种方式。 非稳态凝固下热扩散、溶质扩散、对流造成溶质成分不断改变，生长方向与 热流方向相互竞争，以及合金微观组织的选择，给研究非稳态凝固下组织演化机 制带来了许多困难l ”j 2 , 4 6 ，虽然目前非稳态凝固过程中的变量个数要远多于稳态 过程，非稳态凝固对凝固组织作用机制的探索还处于初级阶段，存在一定的困难， 还需要做更多更深入地研究，但我们认为非稳态凝固过程将会对稳态凝固组织选 择和控制产生深远的影响，研究的结果将对在凝固理论和凝固技术方面得到很好 的应用。 2 3 国内外关于a i - a i ：c u 共晶合金的研究进展 a 1 a 1 2 c u 合金是一种常见的共晶合金体系，其中a 1 2 c u 与a l 相可构成典型 的共晶层片组织，其微观组织具有规则性和两相结构的各向异性1 1 4 , 5 “i 。关于 共晶凝固的一些理论研究有很多都是以a 1 c u 共晶合金系为实验基础的，主要 是由于这个合金系是一个典型的非小平面t m , 平面的合金系，且物性参数齐全， 熔化温度较低，是一个很具有代表性的共晶合会系。 1 9 6 0 年，k r a f t 【驯提出将定向凝固这种工艺用于制备一种全新的材料自生 复合材料，就是首先以层片a 1 a 1 2 c u 共晶合会和纤维状a l - a 1 3 n i 为研究对象的。 他通过在不同定向凝固速度下( 3p m p 4 6 p “s ) ( 对应不同的温度梯度) a l a 1 2 c u 共晶合令组织的演化得到以下结论：可以通过控制凝固参数来得到良好的层片组 织；在一个晶粒中，层片间距的调整是通过缺陷边界的移动和片状相均匀形核而 实现的( 这一结论在1 9 7 3 年d o u b l # 1 】等人的研究中得到证实) ；g v 的临界值是 出现共晶集群的主要因素：当定向凝固速度较低时，出现带状结构( b a n d i n g s t r u c t u r e s ) ，但凝固速度不一定是出现带状组织的唯一变量。并研究a 1 j 2 c u 共 晶合会结晶学：生长方向( 1 0 1 ) 4 1 ( 2 1 0 ) 一( 白，惯性界面f l l i l a i h 2 1 1 爿l c “。 但在1 9 7 1 年，l a w s o n 和k e r r 等人i ”j 通过对定向凝固a 1 a h c u 共晶合会的晶 体学分析发现：生长方向( 1 0 0 ) 4 l ( 3 i o a 1 2 c u 。惯性界面f 1 1 3 a m o o l l 爿厶c “， 实验的不同之处在于：l a w s o n 等人的实验是在速度比较大的情况下进行的 ( 4 4 0 p m s - 2 8 8 0 9 m s ) ，出现这一情况说明：对于a i a 1 2 c u 共晶合会系中，较大的 凝固速度差异会导致晶体取向的不同。 在1 9 7 1 年，j o r d a n 和h u n t 等人i ”j 通过实验研究p b s n 和a l a 1 2 c u 共晶 合会的组织发现：p b s n 合金的实验结果和理论符合的很好，即i 2 v 基本不随成 分变化。然而a l - a 1 2 c u 合会的实验结果表明： 2 矿随成分有较大的变化，与理 论有较大的不同，他们将这归因于理论计算中忽略了动力学过冷度。5 年以后 c l a r k 和e l l i o t l m 针对j o r d a n 等人i l 的研究结果，设计了相同的实验，但却得到 相反的结论：不论是在p b s n 还是a 1 a 1 2 c u 共晶合金中， 2 v 都几乎与成分无 关，他们认为先前的研究中数据不足和实验过程中的测量分析手段不同都是造成 史献综述 得到不同实验结果的因素。并认为j h 模型对于这两个合会系来说是很符合的。 1 9 9 4 年，e l l i o t t 等人1 4 0 l 通过对a 1 c u 合会系中层片测距的选择的实验研究发现： 共晶稳念凝固过程中不是一个唯一的极值日j 距，是在一定范围内波动。实验中的 最小间距对应于模型中的极值日j 距，而最大侧距比j h 模型中的最大日j 距下 的多。蠢。v = 9 5 5 p r 0 3 s ，毪y = 1 6 4 叩s ，a 怎v = 1 8 1 2 u m 3 s 。如果将j h 模 型中界面为平界面的假设挈利用边界元法进行修币，得到的理论计算就与实验很 符合。1 9 9 8 年，中国科学院会属研究所的张伟强等人1 5 6 j 根据层片状共晶生长理 论，利用时日j 相关模型对存在对流作用的a i - a 1 2 c u 共晶层片日j 距进行数值求解， 最小和最大层片间距的计算结果与实验结果符合较好熔体的流动使a 1 - a 1 2 c u 共晶稳态生长的层片问距增加；当层片f b j 距超过最大日j 距时，组织处于非稳态； 共晶生长速度越低，液相流动的影响越大。 a 1 2 c u 相是典型的会属日j 化合物相，属于c 1 6 型，为四方晶系1 57 5 引，关于 a 1 2 c u 相定向凝固下的生长机理的研究国外的学者也作了很多这方面的工作。 1 9 8 0 年h a m a r 等人【5 9 l 发现a 1 2 c u 相在不同的合会成分下有不同的生长机理：当 合令成分偏于富铜区时，a 1 2 c u 相表现出小平面的生长行为，小平面为 1 1 0 面 和 1 1 2 面。当合会成分在共晶点附近时，a 1 2 c u 相以非小平面生长。1 9 8 4 年 y i l m a z 和e l l i o t t t 删也发现在定向凝固下a 1 2 c u 相的小平面与非小平面的生长方 式，不同之处在于：后者采用的是一个成分下的a i c u 合金( 4 0 c u ) ，但在不 同妁凝固速度下观察a 1 2 c u 相的生长行为，发现在速度较小时，a 1 2 c u 楣表现出 小平面的生长方式，小平面为 1 1