（材料物理与化学专业论文）过冷nipb偏晶合金凝固组织及凝固行为.pdf

摘要 论文题目：过冷n i - p b 偏晶合金凝固组织及凝固行为 专业：材料物理与化学 学生姓名：嵌甲彳乞f 毛导师姓名：泖弛职称：教授 摘要采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法研究n i - 2 p b 单相、n i 一2 5 p b 亚偏晶、n i 3 14 4 p b 偏晶和n i 一4 0 p b 过偏晶合金的过冷凝固组织演化规律，通过对 过冷熔体枝晶生长过程中热力学和动力学的理论计算分析其演化机制，利用经典形核理 论和瞬态形核理论预测过冷熔体中相竞争形核规律，分析其凝固行为。结果表明 1 在1 0 2 8 0 k 过冷范嗣内，n i 2 p b 单相合金呈现四类不同的显微组织。a t 2 2 k 时，合金绢织为普通树枝晶；2 2 k r 6 6 k 时，合金组织逐渐粒化为第一类粒状 晶，粒化机制为枝晶重熔一再结晶机制：8 8 k 7 1 18 7 k 时，合金组织骤然粒化为第二类粒状晶，粒化机制为枝品碎断一再结晶 机制。随着熔体过冷度增大，枝晶生长过程由溶质扩散控制逐渐转变为由热扩散控制。 2 r 5 0 k 时，n i 一3 1 4 4 p b 偏晶合金凝吲组织为普通树枝晶+ 枝晶间p b 相 7 0 k a t 2 4 2 k 时，凝同组织为过冷粒j 状晶+ 均匀弥散分布的细小p b 颗粒+ 少量尺寸较大 的p b 颗粒，粒：状晶的粒化机制属于枝晶碎断一再结晶机制。 3a t 5 5 k 时，n i 4 0 p b 过偏晶台金凝固组织由粗大枝晶口+ 枝晶间p b 相+ 团块 状p b 相。过冷度越大，p b 团分布越均匀，团块越吲整：1 0 0 k 娲时，界面的平衡条件不再成立。t l k 5 3 , 5 4 1 和b c t 模型 是在描述扩散场的 v a n t s o v 函数、确定枝晶尖端半径不稳定的最短波长和依赖于生长速度而 变化的溶质分配系数、液固相线斜率的基础上而建立的。该模型认为，非平衡条件下，枝晶 尖端的过冷度由四项组成： a t = 一+ t + 正+ 五 ( 1 1 8 ) 根据a z i z 5 ：1 的砑究结果，考虑到生长速度对溶质分配系数k 和液相线斜率m 的影响 t ：! ! 二垫! 竺1 1 + ( 口。d ) v 班【1 _ 生芈警型 a t , 和n 项可分别表示为： 母叩。【1 一高焉亩 m m 。 硬晶失端半毪r 叫以表不力： r 2 巫e j o - 亟( a & 亟z ) 面 c 。一1 一( 1 一k ) z v g ) 。 。= = i + 2 k 1 - 2 k - 正丽 ；：l t | 、正5 可 桔晶姿端液、同相韵成分分别女： 2 厂v r 一 ( 1 1 9 ) ( 1 2 0 ) ( 1 2 1 ) ( 1 2 2 ) ( 1 2 3 ) ( 1 2 4 ) ( 1 2 5 ) ( 1 2 6 ) ( 1 2 7 ) 遗蟛 蝇 舻 鬻q 第一章文献评述 c j = 。 1 一r l c ：= 一t ) ( 只) 瞩 1 一( 1 一女) 州只) ( 1 2 8 ) ( 1 - 2 9 ) 利用式( 1 1 8 ) ( 1 - - 2 9 ) 构成的b c t - t l k 模型可以求出枝晶尖端的过冷度、枝晶尖端 半径、受溶质截留影响的分配系数和液相线斜率以及枝晶尖端的液固相成分。 1 3 5 枝晶生长理论的实验验证 过冷熔体凝固过程中，由于潜热的快速释放，再辉过程非常明显。为此，可以利用高速 记录仪器记录凝固过程中液固界面的形态和推进速度，验证快速凝固理论模型的正确性。 f l e m i n g s 等1 5 6 - 5 s 1 利用电磁悬浮熔炼和高精度高分辨率的测温装置以及高速摄影，系统地研究 了f e - p t 5 6 i 、f e b 9 7 1 和n i s n 等合金系的凝固过程。结果表明，枝晶的生长速度与过冷度的 关系完全符合b c t - t l k 模型。h e r l a c h 等在f l e m i n g s 研究工作的基础上，改进测温装置，在 悬浮熔炼条件下完成了多种合金系 5 9 - 6 1 1 的研究工作。结果表明：( 1 ) 在1 0 0 2 0 0 k 过冷度范 围内，所有合金系的r 一矿一只关系与b c t - t l k 模型完全吻合，但在此过冷度范围以外，实 验结果与理论模型发生偏差。值得注意的是，在此过冷度范围之外正好对应着枝晶的两类 粒化过程。( 2 ) 单相合金凝固过程可分为两个完全不同的阶段，在低过冷度下，枝晶生长完 全受溶质扩散控制 6 1 , 6 2 1 ，枝品的生长速度较低。当过冷度高于某一临界过冷度后，枝晶生长 受热扩散控制，此时，凝固过程中溶质截留效应显著。 1 4 偏晶合金非平衡凝固研究现状 1 4 1 偏晶合金的相分离机制 早期研究认为盼。偏晶台金如果在微重力条件下凝固，就可以获得第二相均匀分布的 组织。但是结果却大大出乎人们的预料。l a n c y l 6 3 1 在微重力条件下对z n p b 合金的研究发现， 试样中的z n 和p b 两相分层。l o h b e r g 岬l 对a l - i n 合金的实验同样是两相分层组织，并认为是 i n 对所用的a 1 2 0 3 材质坩埚的润湿性较好所致。p o t a r d 6 5 】以s i c 为坩埚材料，对a i i n 合金进 9 西安理工大学硕士学位论文 行了研究，此时不是i n 包围a i ，而是a l 包围i n 他认为这是a i 对s i c 坩埚润湿性较好所 致。这些试验说明，合金组元相对坩埚材料的润湿性有可能是导致相分离的主要原因。g e l l s 等”也对a i i n 合金进行了研究，虽然不存在组元对坩埚材料的润湿性问题，但得到的仍是 分层组织。他们认为分层组织的形成是微重力条件下由界面张力梯度导致的m a r a n g o n i 对流 以及相间界面能趋于最低所造成的。f r e d r i k s s o n 等嘟铡用火箭飞行过程中形成的微重力条件 对z n b i 台金进行研究后，认为粒子的粗化是由残余重力及m a r a n g o n i 对流导致的液滴迁移 的结果。对熔体中液滴的s t o k e s 沉积及m a r a n g o n i 迁移速度计算表明，温度梯度造成的 m a r a n g o n i 迁移起着十分重要的作 2 用 6 9 - 7 3 如国l4 所示。由0 0 1 k c m 1 量，e 兽 温度梯度造成的m a r a n g o n i 迁移速 i 暑 1 度可与重力加速度为1 0 4 9 时液滴 | ! 。05 的s t o k e s 沉积相比拟。温度梯度较 大时，则可与地面条件下液滴的0 u1 u2 03 04 0 s t o k e s 沉积相比拟。这些实验结果r a d i u so f l i q u i d 口a c i e s u m 说明第二相液滴的m a r a n 旺o n i 对流 图14m a r a n g 。“i 对流引起的液滴迁移速度与其半径的关系 f i 9 14t r a n s p o r t a t i o nr a t eo f l i q u i dp a r t i c l e sb 、m a r a n g o n ic o n 、e c t i o n 是微重力环境下导致相分离的最重 wr a d i u so f l i q u i dd a r t i c i ：s 要的因素。 在微重力条件下，f r e d r i k s s o n 等【6 9 】对z n b i 台金、p o t a r d 7 4 1 对a i 1 n 的研究还发现，冷却 速度、第二福体积分数以及相间界面能直接影响着合金的凝固组织。当第二相体积分数较高 时，菊二相颗粒较大且易偏析；冷速较慢时，组织中第二相分布较均匀，而冷速较快时，组 织均匀性下降：另外，凝固界面与第二相液滴间的界面能较低时，凝固界面对第二相液滴的 推移作用下降，也有利于均匀组织的获得。 我国于1 9 8 7 年利用返回卫星对a i p b 、p b a 1 及z n p b 合金进行了研究? ”，其中的 1 0 第一章文献评述 a i - 5 0 p b 合金试样，由于加热温度低于组元的互溶温度形成了a i 一1 7 p b 和p b - 0 3 a 1 合 金。结果发现，在p b - 0 3 a 1 台金试样中a l 呈球形；而在a i 一1 7 p b 试样中，在试样的中 心有较大的富p b 相集中，在靠边缘的6 0 0 p r o 内没有大p b 相存在；对于z n - 8 p b 合金，基 本实现了p b 相的均匀分布，仅在试样边界有直径达1 6 m m 的p b 粒子。分析认为，这也是液 滴的m a r a n g o n i 运动所致。 在地面上人们还利用落塔、正交电磁场等模拟微重力条件，以及应用定向凝固技术开展 了一些研究工作。迄今为止，人们已经认识到下列因素会对相分离产生影响 ? 6 - 7 8 】。即，形 核：生长一扩散一对流，扩散；重力造成的沉降或上浮：相间界面能：o o s t w a l d 凝并： ( 查) m a r a n g o n i 运动；第二相含量和冷却速度：形状改变引起的二次对流。 赵九州等叫建立了第二相液滴的综合粗化模型并以z n - p b 合金为研究对象，利用该模型 分析了上述各因素的作用程度。计算结果表明，随着第二相液滴平均半径的减小和冷速的提 高，扩散导致的液滴粗化作用增强；当液滴平均半径为0 1 p m 时，重力凝并和m a r a n g o n i 对 流凝并作用很弱，液滴主要通过布朗凝并进行粗化：随着液滴半径的增加，布朗凝并减弱， 重力凝并和m a r a n g o n i 对流凝并作用增强；当平均半径达到l 岬时，重力凝并可与布朗凝并 相比拟，此后重力凝并开始起主要作用。 1 4 2 偏晶合金的制各方法 偏晶合金以其独特的物理和力学性能而成为材料学界研究的热点。研究者相继开发出了 多种偏晶合金的制各方法：利用偏晶合金热力学上相分离性质的定向凝固法：抑制偏晶 合金动力学过程的粉末冶金法；缩短其动力学进行时间或减小动力学中某些因素影响的微 重力场下熔融铸造法、搅拌铸造法和急冷凝固法。以下对这几种制备方法作一简要介绍。 l 定向凝固法i s o - s s 】 在定向凝固条件下，液滴的重力凝并现象很弱，易于获得第二相均匀分布的偏晶组织。 研究表明，工艺参数和相间界面能是决定最终组织的主要因素。当第二相与凝固界面的润湿 西安理工大学硕士学位论文 性较好且合金的凝固速度较小，而温度梯度较大时，能够获得第二相以规则排列的棒状形式 定向分布于基体中的纤维型规则复合组织”，8 ”。纤维组织的棒间距和生长速度遵循j - h 共晶 生长模型即2 v = c l ( 常数) 9 6 lo 随着凝固速度的增大，组织形态将从带状组织向不规则纤 维组织和粒子型复合组织过渡，所形成纤维型不规则复合组织仍遵循旯矿= c 的关系。 2 粉末冶金法 1 9 3 9 年首次提出粉末冶金烧结p b c u 偏晶合金的工艺旧，将各组元的纯金属粉末预混后 压制，然后进行烧结而得到偏晶材料。1 9 7 4 年美国的f e d e r 等1 8 8 提出r s , q ? m 开发a l p b 系轴 瓦的新工艺。其典型工艺路线为：气雾化制粉_ 筛分( 牺牲层粉末、过渡层粉末和均质偏晶 合金粉末) _ 粉末预压制烧结轧制_ 热处理- 加工。 3 微重力条件下熔融铸造法 2 0 世纪7 0 年代早期在a p o l l o 一1 4 和a p o l l o - 1 6 及s k y l a b 上已经进行过微重力环境下偏晶 合金的实验研究”。9 “。欧洲也曾利用t e x u s 火箭升空时所造成的微重力环境研究了z n - b i 、 z n p b 等偏晶合金的相分离规律【6 8 ，”j 。但这些早期的实验并没有显示出微重力环境的任何优 点。由此可以推断，偏晶合金相分离并非单纯重力场的结果。而凝固过程中通过其它场效应 改变第二相生长动力学，有可能在偏晶合金凝固过程中扮演着重要的角色。 利用电磁场和落塔 9 3 1 也可获得微重力环境，但制各均质偏晶合金比较困难。 4 搅拌铸造法 搅拌铸造法通过搅拌打碎枝晶网络和已粗化的第二相颗粒，使第二相颗粒在“液固浆料” 中均匀分布。搅拌方式主要有三种：机械搅拌【9 4 】、超声波搅拌和电磁搅拌【9 6 】。第二相含量、 搅拌速度和冷却速度是影响第二相颗粒的尺寸和分布的主要因素。该法工艺简单，成本较低， 但第二相颗粒尺寸较大，分布不均匀，仍存在一定程度的偏析。 5 急冷凝固法 9 7 】 从前面的相分离机制分析可知，第二相偏析取决于其长大、碰撞、粗化、沉降或上浮等 第一章文献评述 动力学过程。因此如果冷速快至合金通过不混溶区时第二相没有足够的时间进行最终分层的 动力学过程，就可获得结构精细、第二相均匀弥散分布的偏晶合金材料。 6 控制铸造技术 冼爱平等p 8 1 利用温度场下第二相液滴的m a r a n g o n i 运动，设计了一种制备均质偏晶合金 的控制铸造技术。在这种技术中，偏晶合金凝固界面前沿的第二相液滴将在重力场下作s t o k e s 运动和在温度梯度场下作m a r a n g o n i 运动，合成运动的净速度与第二相液滴尺寸有关，当第 二相液滴生长到f 临界尺寸时，液滴净速度为零，控制其动态稳定性，就可获得均质偏晶合金。 1 5 结束语 综上所述，偏晶类合金的凝固过程，尤其是相形成、分离咀及组织均匀化：相生长的热 力学和动力学研究仍然是亟待解决的基础问题。在此基础上，进一步开发偏晶台金均质材料 将成为现实。为此，以下几方面将是近期研究的重点： 1 深过冷技术作为现代凝固理论研究的重要手段，其研究主要集中在共晶类合金、包晶 类合金、金属间化合物及固溶体类合金方面，相对来说，偏晶类合金的过冷凝固行为研究甚 少。利用深过冷技术研究偏晶类合金的热力学和动力学过程。可以解释偏晶类合金组织形成 规律。 2 台金过冷凝固组织的粒化机制研究仍将是今后过冷熔体凝固组织演化机制研究中的重 点。偏晶合金是否存在晶粒的粒化，尚不清楚。 3 偏晶台金的均质化制备方法将是今后研究工作的重点。急冷和深过冷同属快速凝固技 术范畴，作为新型材料的先进制各技术。前者已在此领域显示出了极大的优越性，而后者在 此领域尤其在偏晶合金的制各方面还鲜有报道。 4 目前对偏晶合金亚稳相图研究很少，甚至对其平衡相图研究还很不充分，计算和实测 更多的亚稳相图，包括而线走向以及亚稳合金熔体中的热物性参数及它们与温度之间关系的 测定工作显得尤为重要。 一 堕室堡三查兰堡主兰垡堡奎 第二章研究内容及方法 材料的组织决定其性能，凝固组织的最终形态取决于凝固初期的相选择和后期的组织演 化。研究液态金属深过冷，不仅可以揭示凝固过程中的形核，推算热物性参数，验证凝固理 论；而且是研究相形成和组织演化的重要方法。作为一类重要的工程材料，偏晶合金液固转 变过程的基本规律及组织形成和演化对材料制备和控制至关重要。为此，本文通过深过冷技 术系统考察n i - p b 偏晶合金的过冷凝固组织演化规律，旨在探讨其过冷条件下的快速凝固行 为机芾。 2 1 合金的选定 n i - p b 台金系具有重要的工程实用价 值，易于获得深过冷，物性参数弄全，便于 理论计算，是研究偏晶系合金凝固过程中的 组织演化和相选择规律具有代表性的台金 系。最新发表的n i p b 相图p 9 1 如图21 所示， 该相图由匀晶、偏晶和共晶反应三部分组成。 当p b 含量低于4 1 时，凝固过程中发生匀 晶反应，形成单相口固溶体；当p b 含量介于 u k 尘 主 。 邕 童 w e i g h t p e r c e n to f l e a d 图2 1 n i p b 二元合金平衡相图 f i 西1e q u i l i b r i u mp h a s ed i a g r a mo f n i - p bb i n a r y a l l o y 4 1 8 2 范围内凝固时，发生偏晶反应，偏晶点成分为3 1 4 4 p b 。本文选用的实验合金分别 为：n i 一2 p b ( 匀晶) 、n i - 2 5 p b ( 亚偏晶) 、n i 3 1 4 4 p b ( 偏晶) 和n i - 4 0 p b ( 过偏晶) 。 2 2 研究内容 ( 1 ) n i p b 系亚稳相图计算 本文除特殊说明外，均为质量分数 1 4 啪枷瑚咖湖锄伽瑚 第二章研究内容及方法 根据n i - p b 台金系热力学数据，利用规则溶液模型对n i p b 偏晶台金平衡相图进行理论 计算，分析过冷偏晶合金相图亚稳区域发展趋势，作为研究非平衡过冷组织演化和凝固行为 的理论基础。 ( 2 ) 过冷n i - p b 合金凝固组织演化规律 采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法研究不同成分n i - p b 合金的过冷组织演化规 律。从热力学和动力学两方面分析偏晶合金的过冷组织演化机制，构造其物理模型。 ( 3 ) 过冷n i p b 偏晶合金熔体的快速凝固行为机制 在组织演化分析的基础上，本文采用经典形核理论和瞬态形核理论，分别依据形核率和 最小形核孕育时间分析过冷熔体中的相选择规律，研究其快速凝固行为机制。并利用亚偏晶 台金和过偏晶台金加以旁证。 ( 4 ) 深过冷技术制备均质偏晶合金 探索深过冷技术制各块体均质偏晶合金及其制各工程化的可行性。 2 3 实验材料、设备及方法 2 3 1 实验材料 实验原材料选用电解纯n i ( 9 9 9 8 7 ) 和分析纯p b ( 9 9 9 9 ) 。 2 3 ，2 实验设备 合金的原位熔配和净化在高频感应加热装置上进行。高频发生器的输出功率为3 0 k w 工作频率为3 0 0 5 0 0 k h z 。合金温度用红外测温系统监测，其主要性能指标为：量程为9 7 3 2 2 7 3 k ：响应时间小于i r e s ：相对误差为5 k ：测量焦距为1 6 4 m m 。由于3 0 5 6 函数记录仪 记录的是红外探头在接收到光信号后转换成的毫伏值，因此无法直接从冷却曲线上读取台金 的熔点及过冷度在相同的实验条件下将标准p t r h 3 0 - p t r h 6 热电偶装入内径为2 r a m 的石英管 后浸入熔融合金中，冷却过程中对曲线进行标定，从而确定合金的熔点和过冷度。实验装置 西安理工大学硕士学位论文 原理如图2 2 所示。 2 3 3 实验方法 苣22 舍金熔化及过冷实验装置原理示意目 f i 9 22s c h e m a t i cs y s t e mo f a l l o yi n s i t um e l t i n ga n du n d e r c o o l i n g 实验时首先将b 2 0 ，玻璃净化剂在石英玻璃试管中熔化，再加入预先称量好的n j 、p b 合 金料，在熔融玻璃保护下原位熔配，随即进行循环过热，依靠净化剂的吸附作用和循环过热 去除、分解、钝化合金中可能作为形核衬底的夹杂物，以此获得深过冷，并同时监测其过冷 度。试样重约8 - 1 0 9 。 2 4 分析测试方法 试样自形核点处纵向剖开，经打磨、抛光和腐蚀后分别在n e o p h o t - 1 型光镜和 a t o m y 1 0 0 0 b 型扫描电镜( 附带t n 一5 4 0 0 能谱仪) 下进行组织观察和微区成分分析。腐蚀剂 选用5 f e c l 3 水溶液。 t e m 薄膜试样制各过程如下：首先用线切割成约l m m 的薄片，经机械研磨使其厚度小 于1 0 0 9 m ，最后双喷电解抛光减薄至规定尺寸。电解液选用1 0 高氯酸乙醇溶液。薄膜试样 在j e m 2 0 0 c x 型透射电镜上进行组织观察。 2 5 技术路线 1 6 第二章研究内容及方法 台金选择_ 确定合金成分_ 配制净化剂_ 深过冷实验_ 台金过冷组织演化规律_ 组织 演化机制亚稳相图理论计算和过冷偏晶合金快速凝固行为机制_ 块体偏晶台金均质化制 备探索 7 西安理工大学硕士学位论文 第三章过冷n i p b 偏晶合金凝固组织演化规律 凝固组织决定材料的性能，形核前过冷度大小对合金凝固组织的形态、尺度、分布、数 量及其晶体取向都会发生显著的影响。系统研究过冷台金熔体的凝固组织演化规律，对揭示 其组织形成机制，控制材料性能具有重要的理论价值。 本章系统研究了n i 一2 p b ( 匀晶) 、n i 一2 5 p b ( 亚偏晶) 、n i 一3 14 4 p b ( 偏晶) 和n i 4 0 p b ( 过偏晶) 台金宽过冷区间的凝固组织演化规律。 3 1n i 2 p b 单相合金 n i 一2 p b 单相合金不同过冷度下的凝固组织如图3 1 所示。a t = 2 2 k 时，凝固组织类似 于普通凝固条件下的粗大树枝晶，枝晶一次臂较为发达，部分二次臂存在“熔断”现象，且 试样不同区域重熔程度不同( 图3 1 ( a ) ) 。a t 2 2 k 时，凝固过程中虽存在着枝晶重熔过程， 但重熔程度尚不足以使二次臂全部熔断。随着过冷度的增大，枝晶重熔程度加剧，a t = 6 6 k 时，初生枝晶基本被完全熔断，凝固组织发生第一次枝晶粒化，凝固组织白尺寸不等的枝晶 段组成，形成第一类粒状晶( 图31 ( b ) ) 。r 8 8 k 时，凝固组织由小过冷第一类粒状晶转 变为深过冷树枝晶( 图3 1 ( c e ) ) 。a t 2 1 8 7 k 时，凝固组织由深过冷树枝晶骤然粒化为第 二类粒状晶，晶粒内部存在孪晶组织，且随着过冷度的增大，晶界逐步白曲线转变为直线， 晶粒形状也越趋近于六边形( 图3 ，1 ( 卜h ) ) 。 第三章过冷n i p b 偏品台金凝固组织演化规律 图31 不同过冷度下n i 2 p b 单相台金的凝固组织 f i 9 3 1s t r u c t u r e so fs i n g l e p h a s en i 一2 p ba l l o yu n d e rt h ed i f f e r e n tu n d e r c o o l i n g s ( a ) z i t = 2 2 k ( b ) a t = 6 6 k ( c ) a t = 8 8 k ( d ) a 7 2 1 3 2 k ( e ) a t = 1 6 5 k ( d 产i8 7 k ( g ) a t = 2 2 0 k ( h ) a t = 2 8 0 k 3 2n i 3 1 4 4 p b 偏晶合金 n i 3 14 4 p b 偏晶合金不同过冷度f 的凝固组织如图3 2 所示。a t 5 0 k 时，凝同组织 由普通的粗大枝晶口和枝晶间p b 相组成，枝晶出现部分重熔( 图32 ( a ) 、( b ) ) 。随着过冷 度增大，7 0 k a t 2 3 2 k 时，凝固组织由细密的枝晶口、枝晶臂上细小p b 颗粒和枝晶间p b 西安理工大学硕士学位论文 相组成，且过冷度越大，枝品臂上p b 颗粒的分布愈加细密均匀( p b 颗粒直径从约5 0 u m 逐 渐细化为5 9 i n ) ，枝晶重熔程度愈来愈小( 图3 2 ( c f ) ) 。a t = 2 4 2 k 时，凝崮组织由碎断 枝品块、枝晶臂的细小p b 颗粒和枝晶间少量较大尺寸的p b 颗粒组成( 图32 ( g ) ) ：a t = 2 8 6 k 时，均匀细小的p b 颗粒直径约为5 u m ，而且分布很均匀。与单相合金类似，凝吲组织中枝 品发生明显的大过冷粒化现象，即凝固组织由过冷粒状晶+ 均匀弥散分布的细小p b 颗粒+ 枝品间少量较大尺、j _ 的p b 颗粒组成( 倒3 2 ( h ) ) 。 蒴三章过冷n 卜p b 偏品台金凝固组织演化规律 倒32 不同过冷鹱fn 1 _ 3 i4 4 p b 倔晶台金凝固组织 f i 9 32s t r u c t u r e so f n i 一3 l4 4 p bm o n o t e c t i ca l l o yu n d e rt h ed i f f e r e n tu n d e r c o o l i n g s ( a ) 产1 0 k ( b ) a t = 5 0 k ( c ) - 7 0 k ( d ) 产1 i o k ( e ) a t = 1 5 4 k ( o a t 2 2 0 3 k ( g ) a t2 4 2 k ( h ) a 产2 8 6 k 3 3n i 2 5 p b 亚偏晶合金 n i 2 5 p b 亚偏晶台金不同过冷度f 的凝固组织如图3 3 所示。从凝周组织可以看出， 5 2 3 5 k 时凝固组织由普通粗大枝晶a * u 枝品间p b 相组成：随着过冷度增大，a t - - 5 0 k 时，凝固组织由细密枝晶屿枝晶问p b 相组成；a t = 7 7 k 时，凝固组织为“单向生长”的 枝晶a 和枝晶问与枝晶平行排列的p b 相构成“定向生长”状“伪”共生复台组织；1 3 2 k a t 2 4 0 k 时，凝固组织由极细枝晶口、 枝晶臂上均匀分布的细小p b 颗粒和枝品间少量较大尺寸的p b 颗粒组成。r = 3 0 8 k 时，凝 【鲥组织与n j 3 14 4 p b 偏晶合金类似，枝晶发生粒化( 图33 ( g ) 、( h ) ) 。 西安理工大学硕士学论文 图3 3 不同过冷度下n i 一2 5 p b 亚偏晶台金的凝固组织 f i 9 33s t r u c t u r e so f n i 一2 5 p bh y p o m o n o t e c t i ca l l o yu n d e rt h ed i f f e r e n tu n d e r c o o l i n 9 5 ( a ) t = 3 5 k ( b ) a t = 5 0 k ( c ) a t - 7 7 k ( d ) a t - 1 3 2 k ( e ) a t = i4 3 k ( 0 产1 6 5 k ( g ) a 7 2 3 0 8 k ( h ) a t = 3 0 8 k 3 4n i 4 0 p b 过偏晶合金 n i 4 0 p b 过偏品台金不同过冷度下的凝固组织如图34 所示。a t 5 5 k 时，凝固组纵 由粗大枝晶a 、枝晶间p b 相和团块状p b 相组成。过冷度越大，p b 团分布越均匀圆整( 图 釜三翌塾堡型! ：些塑曼鱼叁塑兰塑堡! 塑些塑塑! 一 3 4 ( a ) 、( b ) ) j1 0 0 k z t ：1 9 8 k 时，基体组织由细密枝晶、枝晶臂上的细小p b 颗粒和枝 晶问p b 相组成。过冷度越大枝品臂上p b 颗粒分布愈细密( 圈34 ( c ) ，( d ) ，( e ) ，( g ) ) 。 另外在此过冷区间，伴随着再辉过程的进行，可以清楚地观察到试样项部有2 液相被“挤 出”，挤出相组织由p b 基体+ 少量破碎枝晶组成( 图34 ( f ) ) ；a t 2 2 9 2 k 时，凝l 劁组织发 生显著大过冷粒化( 图3 4 ( h ) ) 。 西安理工大学顶士学位论文 图34 不同过冷度下n i 一4 0 p b 过偏晶合金的凝固组织 f i 9 34s t r u c t u r e so f n i 。4 0 p bh y p e r m o n o t e c t i ca l l o yu n d e rt h ed i f f e r e n tu n d e r c o o l i n g s ( a ) a t = 3 3 k ( b ) t5 5 k ( c ) a r - i0 0 k ( d ) a 7 、_ 15 4 k ( e ) a t = l7 6 k 【0 r = l7 6 k ( g ) a t = t 9 8 k ( h ) t - 2 9 2 k 3 5 结论 1 n i 一2 p b 单相合金在1 0 2 8 6 k 过冷度范围内呈现四粪不同的显微组织。a t 2 2 k 时， 凝固组织为普通树枝晶；2 2 k a t 6 6 k 时，凝崮组织逐渐粒化为第一类粒状晶；8 8 k a t 1 8 7 k 时，凝固组织骤然粒化为第二类粒状晶。 2a t 5 0 k 时n i - 3 1 4 4 p b 偏晶合金凝同组织为普通粗大枝晶口+ 枝晶间p b 相：7 0 k a t 2 4 2 k 时，凝固组织为过冷粒! 扶晶+ 均匀弥散分布的细小p b 颗粒+ 少量尺寸较大的p b 颗粒。 3n i 一2 5 p b 亚偏品台金在a t = 7 7 k 形成“定向枝晶”状“伪”共生复合结构，其余组织 与n i 一3 1 4 4 p b 偏晶合金类似。 4 a t 5 5 k 时n i 4 0 p b 过偏晶合金凝固组织为粗大枝晶。+ 枝晶间p b 相+ 团块状p b 相。 过冷度越大，p b 团分布越均匀圆整；1 0 0 k a t 1 9 8 k 时，基体凝吲组织为细密技晶a + 枝 晶臂上的细小p b 颗粒+ 枝晶间p b 团。过冷度越人，枝晶臂上p b 颗粒分布愈均匀。在此过 冷区间，试样顶部有p b 相被“挤出”，挤出相组织由p b 基体+ 少量破碎枝晶组成：a t = 2 9 2 k 时，凝固组织中枝晶显著粒化。 第四章过冷n j p b 偏晶舍金凝固组织演化机制 第四章过冷n i p b 偏晶合金凝固组织演化机制 n i - p b 偏晶合金凝固组织演化结果表明：过冷偏晶含金快速凝固阶段是以枝晶方式生长 l l o o ，生长过程类似于过冷单相合金凝固模式】。考虑到最终凝固组织主要取决于初生相的 凝固和演化，因此过冷合金的组织演化分析归根结底是对快速凝固阶段初生枝晶形态演化 的分析。 本章在过冷熔体枝晶生长过程中热力学和动力学计算的基础上，着重分析单相合金以及 偏晶合金过冷组织演化过程中的粒状晶形成机制。对于单相合金的粒化机制，研究者先后提 出了压力波形核” 1 0 ”、枝晶重熔i ”1 、再结晶1 和临界生长速度1 7 1 等观点，一直是目前凝 固理论和凝聚态物理界研究和争论的焦点。另外，由于本身对偏晶合金研究的局限性，对于 偏晶合金组织粒化现象就作者所知亦尚未有任何报道。 4 1 枝晶生长热力学模型 过冷熔体凝固时首先经历快速凝固阶段，并伴随着显著的熔体再辉：然后进入慢速凝固 阶段，并依靠向外界散热维持凝固。快速凝固初生枝晶骨架必然要经历一过热过程( 再辉) 。 而再辉过程中的重熔熟化在潜