相图计算耦合scheil模型的al-cu-zn合金的凝固路径和微观偏析

相图计算耦合scheil模型的al-cu-zn合金的凝固路径和微观偏析

铝合金具有重量轻、强度高、耐腐蚀的特点。它现在广泛应用于航空航天技术领域，也在汽车制造领域得到了广泛应用。al-cu-zn是航空高强度7075系列中研究较少的基准材料。对7000系列联合架上的强度腐蚀和其他技术问题的研究非常重要。微观偏移和材料性质之间有重要的联系。例如，产生非平衡分量的脆弱相可能会导致力学性质恶化。在加热后，浓度变高，颗粒分布不均匀，这进一步导致疲劳和疲劳。这种分散和分析也会影响腐蚀的阻力。凝固模拟技术已经部分取代试差式的传统方法来降低产品开发时间、提高技术水平、优化合金性质和浇铸过程、预测铸件的微观结构和微观偏析等.凝固模拟的关键问题是准确地知道合金中各组元的分凝系数,解决这个问题最好的方法是使用相图计算法(CALPHAD)来耦合微观模型得到界面上的相平衡关系,在目前的相图计算软件中,已经开发出专门的模块可以模拟合金的Scheil凝固过程,Scheil方程是早期预测二元合金非平衡凝固过程最主要的模型,使用相图计算耦合Scheil方程研究多元合金的凝固过程,是继Brody-Flemings,和ClyneKurz等改进Scheil方程之后的凝固技术的又一重要进展.相图计算耦合Scheil方程是一个不需要计算分凝系数而直接预测微观偏析的方法,Scheil方程使用常分凝系数的假设,这个假设在常见二元体系中是可以接受的,在很宽的温度和成份范围内,预测多元合金的凝固过程会导致严重的预测误差,但在使用相图计算方法准确地计算出合金中各组元的分凝系数,并考虑了温度和溶质相互作用对分凝系数的影响后,使用简单的Scheil方程显式计算多元合金微观偏析和凝固过程是一个非常有实际意义的研究工作,原因如下:(1)在Al-Cu合金和Al-Cu-Mg-Zn合金中都得到了一致的认识,合金在工程领域的冷却速度(0.1—100K/s)范围内凝固时,非平衡共晶量的含量变化不大,虽然简单Scheil方程不能考虑冷却速度的影响而过高估计了微观偏析,但可提供一个接近实际的非平衡共晶量;(2)在Al-Cu-Mg合金的研究中发现,使用Scheil方程计算出的相含量和实验以及数值模型的结果很接近,误差反而比在二元Al-Cu合金使用Scheil方程要小得多,简单Scheil公式在一些三元合金中可以给出很具有工程应用价值的预测;(3)提高凝固过程的预测精度是一个不断发展的过程,一个好的模型不一定包含着复杂的公式,相反地,Scheil方程这类简单的公式更加实用,不容易造成不必要的错误或得到不合理的数据.本文综合使用相图计算方法、简单Scheil方程和凝固实验,对Al-Cu-Zn合金凝固过程的微观偏析进行了全面考察,首先使用Thermal-Calc软件研究了Al-CuZn合金的凝固路径,计算了初生相含量、凝固过程中分凝系数的变化和初生相内溶质分布,然后在热力学计算得到的分凝系数的基础上,直接使用Scheil方程计算了初生相含量,最后使用DC凝固实验和定量金相仪测量了初生相含量和二次枝晶间距(SDAS).1模型计算和实验过程1.1u3000凝固过程的力学描述使用Thermal-Calc软件的Scheil模块计算微观偏析程度,这个模块可以计算液相无限快扩散和固相无扩散条件下的多元合金的微观偏析.在富Al角成分的AlCu-Zn合金的凝固过程中,液相在液相面上首先结晶出α-Al(fcc)相,然后沿共晶谷依次析出θ(AlCu2)相、τ相、ε相、Zn(hcp)相,这些相的热力学描述来自文献,其中α(fcc)相、ε相、Zn(hcp)相等无序溶液相使用置换溶液模型来描述,θ相和τ相等化学计量化合物使用亚晶格模型来描述.模型计算的质量分数转变成了体积分数.初生α相的含量也可以使用二元合金的Scheil方程来计算,形式如下:式中C0和CL分别为溶质z在单相凝固开始和结束时的液相成分,k是溶质z的分凝系数,对于Al-Cu-Zn合金,溶质z为Cu或者Zn.1.2冷却曲线及微观结构的测量实验合金采用高纯Al(99.997%)、电解纯Cu(99.96%)和高纯Zn(99.98%)制备,在高铝坩埚中用电阻炉熔炼,熔炼后期用C2Cl6除气(用量为0.4%),720℃均匀化2h后在钢制模具中浇成直径7mm,长120mm的试棒,采用直径0.3mmNiCr-NiSi热电偶测量试样温度和使用LR4110记录冷却曲线,典型的冷却曲线如图1所示.实验制备了名义化学成分(质量分数)为1.5Cu-1.5Zn(Nol),1.5Cu-3.0Zn(No2),1.5Cu-9.0Zn(No3),0.5Cu-3.0Zn(No4)和3.0Cu-3.0Zn(No5)的5种AlCu-Zn三元合金试样,应用电感耦合等离子体发射光谱(ICP)分析确定试样成分,结果如表1中C0所示.试棒经切割、预磨、抛光、腐蚀后,用Leica定量金相分析仪分别测定了微观结构,测量时,选择不同的样品测试区域和不同灰度值,记录对应的晶相含量以及不同位置的二次枝晶间距.2结果与讨论2.1凝固路径及地层中zn含量的变化图2为使用Thermal-Calc软件的Scheil模块计算出的5种合金在Al-Cu-Zn相图上的初生相析出时合金的凝固路径,合金的初始成分如表1中C0所示,凝固路径No.l,No.2,No.3起始点的液相中Zn成分逐渐增加,凝固路径与单变量线(Liquid-α+θ)的交点(单相凝固结束点)的成分中Zn成分也逐渐增加;凝固路径No.4,No.2,No.5起始点的液相中Cu成分逐渐增加,单相凝固结束点的成分中Cu成分也逐渐增加,单相凝固结束点的成分同时列在表1中.2.2固相分数对凝固过程的影响图3a,b给出了Al-Cu-Zn合金沿着两个凝固路径凝固时分凝系数的变化,可以看出凝固过程中的分凝系数随着固相分数的增加逐渐增加,在单相凝固快结束时(虚线处),分凝系数急剧增加;对于溶质含量比较高的合金(图3b),凝固过程中的分凝系数随着固相分数增加而急剧增加的趋势更明显.表1列出了固相分数为0.50时合金的分凝系数k.2.3cu对产物表达的影响表1给出了Thermal-Calc计算出的5种合金初生相析出量,当合金初始成分中Cu的含量在1.5%左右时,随着Zn含量的增加,初生相量减少,共晶余量增加,当合金初始成分中Zn的含量在3.0%左右时,随着Cu含量的增加,初生相量减少,共晶余量增加.使用公式(1)和热力学模型计算得到的单相凝固开始时液相成分C0,单相凝固结束时液相成分CL和分凝系数k,显式计算了初生相的体积分数,结果如表1所示,可以看出,同一合金,由溶质元素Cu和Zn得到的预测值比较接近;所有合.金使用公式(1)计算出的初生相体积分数都比Thermal-Calc的预测值小,但相差不大,由于共晶体积分数与初生相体积分数之和等于1,可以认为使用常分凝系数假设的Scheil方程预测出的共晶含量比相图计算耦合Scheil模型预测出的共晶含量略高,这与Scheil方程过高估计了微观偏析的一般认识是一致的.2.4cu含量的变化图4给出的Scheil模块预测的2种合金在凝固过程中的初生相的成分随固相分数的变化,同时给出了液相中Cu含量在凝固过程中的变化,在单相凝固结束时(虚线处),由于θ相(Al2Cu)的析出,液相中Cu含量会下降.从图中可以看出,枝晶臂上溶质浓度是不均匀的,单相凝固快结束时,溶质浓度急剧增加.2.5u2004模型缺陷应用Leica定量金相分析仪测定了5种合金的金相微观结构,其中典型合金No.1和No.3的金相结构如图5所示,在样品的不同测试区域和不同灰度值时的共晶含量(除初生相以外的所有共晶相)如图6所示,图6中的水平虚线为模型预测值,不同位置的二次枝晶间距如图7所示.从图6和图7可以看出,虽然试棒的直径只有7mm,但横截面上不同位置处的共晶含量和二次枝晶间距变化非常显著,表明Al-Cu-Zn合金铸态组织非常不均匀,根据Al合金二次枝晶间距(SDAS)和冷却速度关系式,在直径为7mm的横截面上,二次枝晶间距(SDAS)在20到30μm变化时,合金的冷却速度在3—10℃/s变化,那么一些使用特定冷却速度预测微观偏析的模型,如Kraft微观模型,可能预测的只是合金某一很小区域的结果,从这个角度看,不考虑凝固速度的Scheil方程是对合金微观偏析的一个更客观的预测.表2列出了定量金相实验得到的5种合金的共晶含量和二次枝晶间距,以及测量误差,可以看出,随溶质含量的增加,实验得到的共晶含量是增加的,且与ThermoCalc预测值接近,小于Scheil方程的预测,实验得到合金的二次枝晶间距在22—30μm之间,变化不是很大,比较相图计算方法、Scheil方程和定量金相分析这三种方式得到的共晶含量可以看出,模型结果和实验数据基本上是一致的.3含量含量测定(1)使用热力学模型计算了Al-Cu-Zn合金的凝固路径,结果显示,随着合金初始点的Cu,Zn含量的增高,Al-Cu-Zn合金单相凝固结束点的液相的Cu,Zn含量也增大;计算同时表明,枝晶臂上初生相的溶质含量随凝固过程的进行不断增加.