Cu-55Sn亞包晶合金的定向凝固組織研究 - 圖文-

1、Cu 255Sn 亞包晶合金的定向凝固組織研究呂海燕李雙明劉林傅恒志(西北工業(yè)大學摘要考察了定向凝固速率在0.5100m /s 范圍內的Cu 255Sn 亞包晶合金凝固組織及凝固速率對微觀組織形態(tài)、界面溫度及相含量的影響。結果表明,定向凝固組織由初生相、包晶相和共晶體(+Sn 組成。定向凝固速率在0.5110m /s 范圍內時,初生相連為一體,包晶相呈塊狀嵌于初生相內;當凝固速度大于5m /s,組織為常見的包晶相包裹相的板條狀,其中相為領先相,不能形成相和相等溫界面的耦合生長,與最高界面生長溫度假設的分析相一致。定向凝固過程中包晶轉變不明顯,包晶相大部分由液相直接凝固而成,并且隨冷卻速度增大,

2、凝固時間減少,包晶相含量先增后減,在10m /s 附近出現(xiàn)極值。關鍵詞Cu 255Sn 亞包晶合金;定向凝固;相含量中圖分類號TG132.32文獻標志碼A 文章編號1001-2249(200612-0753-04收稿日期:2006-07-21基金項目:國家自然科學基金資助項目(50395102,50401014第一作者簡介:呂海燕,女,1973年出生,博士研究生,西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室,西安(710072,電話029*,E 2mail:xgdlvhaiyan金屬間化合物由于具有高強度、高硬度、良好的耐高溫性以及特殊的物理、化學和生物等性能,目前逐漸成為材料制備研究的熱點之一。而在這

3、些金屬間化合物中許多是通過包晶反應產生的,如磁性材料Nd 2Fe 2B 中的T 1相(Nd 2Fe 14B 、高溫超導材料Y 2Ba 2Cu 2O 中的123相(Y Ba 2Cu 3O 7等13。在凝固過程中它們一般呈現(xiàn)特定界面的小平面生長方式,有較強的生長各向異性,控制較難,且小平面包晶相的大小、形態(tài)和數(shù)量對材料性能有重大影響。Cu 255Sn 亞包晶合金析出的初生相和包晶相皆為固溶度很小的金屬間化合物相,呈小平面生長4。本課題通過考察此合金定向凝固過程中相和包晶相的形態(tài)、尺度、分布及相對含量隨凝固工藝參數(shù)的變化規(guī)律,來探討包晶相的生長機制,并進一步討論此類亞包晶成分合金能否形成如Fe 2N

4、 i 包晶合金體系等出現(xiàn)的帶狀組織或共生生長現(xiàn)象5。1試驗方法以純度為99.9%的電解銅和99.9%的分析純Sn 粒作原料,按Cu 255Sn 配好(包晶點成分Sn 的質量分數(shù)為59%,在真空感應爐中加熱熔化澆注成8mm 120mm 試棒,凝固試樣為6.9mm 100mm 。采用I CP 分析試樣成分,測得Sn 的質量分數(shù)為55.3%,與名義成分基本相符。試驗在自制的亞快速定向凝固裝置中進行,通過感應加熱石墨套,再由石墨套輻射加熱剛玉坩堝(7.2mm 115mm 中的試樣使其熔化,其中石墨套的加熱溫度為950,保溫25m in 使合金成分均勻,再以不同速率抽拉實現(xiàn)定向凝固。試驗選擇的抽拉速率為

5、015、016、110、210、510、1010、3010、5010和10010m /s,拉60mm 長后快淬。用N i Cr 2N iSi 熱電偶及LR4100型函數(shù)記錄儀進行溫度場測試,測定出凝固速率為1010和5010m /s 下的溫度梯度分別為172K/c m 和167K/c m 。對凝固后試樣進行研磨拋光和腐蝕處理,其腐蝕劑成分為5g 的FeCl 3+10mL 的HCl +100mL 的H 2O 。采用Leica DM4000M 型光學顯微鏡觀察組織,并用其附帶的SI SC I A S V8.0金相圖像分析軟件測量不同凝固工藝參數(shù)下各相的體積分數(shù)及相的相對大小。2試驗結果及討論2.1

6、低速定向凝固下的界面形態(tài)一般來說,包晶相的生長可通過包晶反應(+L、固相包晶轉變(和液相的直接凝固(L 3種方式進行6,而包晶合金凝固的固液界面形態(tài)可以很好地反映包晶相的生長機制及相選擇規(guī)律。圖1是Cu 255Sn 合金在定向凝固速率為0.6m /s 和2m /s 下獲得的淬火界面,其中圖1a 和圖1c 分別為固液界面形態(tài),而圖1b 和圖1d 為其發(fā)生包晶反應+L 的界面。從該界面以下凝固的部分才出現(xiàn)包晶相,所以圖1的凝固組織中灰色相為初生相,白色相為包晶相,而黑色相為淬火后由余留液相凝固的共晶體(+Sn ,共有3相組成,這與平衡凝固下僅有相和包晶相有很大的不同。另外,從圖1可明顯看出灰色板條

7、狀的相領先白色包晶相生長,且在016m /s 下相生長方向與熱流方向呈一定夾角(見圖1a ,而當凝固速率增加到2m /s 時,相板條與熱流方向一致,(見圖1c 。由于從/L 固液界面到開始包晶反應,板條的生長始終在357試驗研究特種鑄造及有色合金2006年第26卷第12期進行,導致相不斷熟化和粗化,有的甚至連為一體,連接處也觀察不到晶界的存在,見圖1b,因此若用單相合金凝固理論來計算低速下的相板條枝晶尺度,也僅能計算出圖1a 中液固界面處相枝晶的尺度,而非圖1b中最終粗化的相尺度,所以在該類成分的包晶合金中用已凝固的組織來推算其固液界面形態(tài),會存在較大偏差,而這一點在單相合金(凝固后合金不發(fā)生

8、固相相變凝固組織分析時經常使用 。(a V =016m /s 時/L 界面(b V =016m /s 時包晶反應界面(c V =2m /s 時/L 界面(d V =2m /s 時包晶反應界面圖1Cu 255Sn 合金在定向凝固速率為0.6和2m /s 時的淬火界面在包晶反應界面處(見圖1b 和圖1d ,包晶相依附于相表面生長。包晶反應前后,初生相的形貌輪廓變化不明顯,包晶反應和包晶擴散導致相吞噬的現(xiàn)象不顯著,生成的包晶相很少,絕大部分包晶相以直接凝固方式向過冷液相L (黑色中側向長大。另外,、和液相L 三相接觸點參差錯落,可見包晶反應界面并非為嚴格意義上的等溫面,且初生相一直遙遙領先于包晶相,

9、 因此這兩相不能形成如Fe 2N i 包晶合金中出現(xiàn)的類共晶的等溫共生生長組織5。2.2不同定向凝固速率下的穩(wěn)態(tài)生長組織圖2是Cu 255Sn 合金凝固速率分別為01510、110、510、1010、3010和10010m /s 時的穩(wěn)態(tài)生長橫截面組織,而圖3是凝固速率為110、510、5010和10010m /s 時的縱截面組織。由杠桿定律可知,平衡凝固下 Cu 255Sn 合金組織中(a V =015m /s (b V =110m /s (c V =510m /s (d V =1010m /s (e V =3010m /s (f V =10010m /s圖2不同定向凝固速率下Cu 255S

10、n 包晶合金的橫截面組織(a V =110m /s (b V =510m /s (c V =5010m /s (d V =10010m /s圖3不同定向凝固速率下Cu 255Sn 包晶合金的縱截面組織初生相的體積分數(shù)為1915%,其余全為包晶相。但由于包晶合金定向凝固為非平衡凝固,包晶反應通常不能完全進行,使得最終凝固組織中依然存在大量的初生相及少量剩余液相轉變成的共晶體。且隨著凝固速率的不同,組織中各相的形態(tài)及含量也會發(fā)生變化,如在0.5110m /s 的低速定向凝固范圍內,灰色相連為一體,白色包晶相和少量黑色共晶體呈離散塊狀嵌于初生相內,這主要是因為相領先包晶相生長很多,兩相之間結晶溫度間

11、隔很大(225K ,因此在發(fā)生包晶反應生成相之前,相已充分長大,使得枝間剩余液相呈現(xiàn)離散狀態(tài),導致隨后的包晶反應只能在此小空間進行,形成了相基體內鑲嵌包晶相的組織,而不是相鑲嵌在包晶相的常規(guī)組織形態(tài)。另外015m /s 下包晶相形貌呈現(xiàn)出規(guī)則的四方形,反映出其小平面生長的方式,見圖2a 。當定向凝固速率增加到1m /s 時,相晶粒變得細小,同時晶粒數(shù)目增多457特種鑄造及有色合金2006年第26卷第12期見圖2b;當抽拉速度為510m /s 時,包晶相已逐漸連成薄層,凝固組織轉變?yōu)槌Ｒ姷陌喟嗟陌鍡l狀,和板條光滑平整,并沿熱流方向定向生長,見圖3b 。隨著凝固速率進一步增大,板條分裂細化

12、,板條間剩余液相增多,包晶相層則由薄變厚再變薄,組織始終保持良好的定向效果。2.3定向凝固組織中領先相的確定包晶合金中存在初生相與包晶相的競爭形核和生長7,8。定向凝固中界面溫度較高的相和形態(tài)由于在凝固動力學上較穩(wěn)定,在生長中占據(jù)主導地位。為此,對Cu 255Sn 亞包晶合金在不同凝固速率下和相界面溫度分布進行了計算。根據(jù)界面響應函數(shù),定向生長的和相枝晶的界面溫度為9:T id =T iL -G L D Lv-T id (i =,(1式中,T iL 為成分C 0合金的液相線溫度;G L 為液相溫度梯度;D L 為液相擴散系數(shù);v 為凝固速率;T id 為枝晶生長尖端的過冷度,T id =iT

13、i k i v 3D L015(2式中,i 為Gibbs 2Thomp shon 系數(shù);T i 為結晶溫度間隔;3為邊緣穩(wěn)定性參數(shù),其值為010253;k i 為平衡溶質分配系數(shù),由于凝固過程中和相的固相成分變化很小,而液相成分始終在增加,因此k i 值是變化的。為了簡化計算,采用有效溶質分配系數(shù)來替代,分別取k =C C O,k =C C LO,其中C LO 為發(fā)生包晶反應對應的液相成分,此k i 值在凝固中均保持不變。表1列出了計算所需的Cu 255Sn 合金的物性參數(shù),而計算所得的和兩相的界面溫度與凝固速率的關系曲線見圖4。圖4Cu 255Sn 不同凝固速率下和相的界面溫度分布表1Cu

14、255Cu 亞包晶合金的熱物性參數(shù)10,11T L /K T L /K T /K T /K /(m K /(m K D L /(m 2s -1k s k 913688225188510-7210-7510-90.700.64從圖4中可看出,Cu 255Sn 亞包晶合金在凝固速率0.5100m /s 范圍內,相的界面溫度始終遠高于相,表明相為初生相,它領先于相生長,理論計算結果與試驗一致。當凝固速率很低時,和兩相的界面溫度均很低;隨凝固速率的增加,界面溫度升高,在10m /s 附近達到最大,試驗結果也發(fā)現(xiàn)凝固速率為1010m /s 的圖2d 中包晶相層厚度最大,說明了包晶相的含量與界面溫度密切相

15、關,此點值得關注。隨后定向凝固速率繼續(xù)增大,兩相凝固界面溫度卻變化不大,稍呈下降趨勢,見圖4。2.4凝固速率對相含量的影響及包晶相的生長機制圖5是試驗測量的穩(wěn)態(tài)定向凝固(橫截面組織中、和共晶體(+Sn 的體積分數(shù)隨凝固速率的變化曲線,從中可看出Cu 255Sn 亞包晶凝固中相占大部分(達66%95%,其體積分數(shù)遠高于平衡凝固下的19.5%。而在510m /s 以內的低速定向凝固下,各相的體積分數(shù)變化不大,包晶相含量不足10%,說明相通過固相擴散轉變?yōu)榘嗟陌мD變機制(不明顯。這主要是因為包晶轉變的速率由固相擴散來控制,與相圖形狀及包晶相的擴散系數(shù)有關12。對于Cu 255Sn 而言,一方面

16、,包晶相為金屬間化合物,相僅在相當窄的成分范圍內存在,使得包晶轉變的擴散驅動力很小(與包晶相的成分存在范圍成正比;另一方面,由圖4中所示的界面溫度分布曲線可知,在510m /s 以內的低速定向凝固范圍內,相與包晶相的生長界面溫度都很低,造成固相擴散系數(shù)很小,二者綜合起來使得包晶轉變即使有充分的時間也很難進行或者進行很慢,最終外在表現(xiàn)為凝固組織的相表面平坦光滑,見圖2和圖3 。除此之外,充分長大的初生相及枝晶間少量的剩余液相也使得包晶相沒有足夠的生長空間向過冷液相生長,這樣包晶相向液相發(fā)生直接凝固(L 也受到了抑制,最終造成低速凝固下包晶相的含量很少。圖5Cu 255Sn 中不同凝固速率下各相的

17、體積分數(shù)變化當凝固速率大于510m /s,相板條分裂細化,板條間液相增多,從而增大了包晶相向液相側向生長的空間,相層增厚。在定向凝固速率1010m /s 時,包晶相體積分數(shù)達到極大值,說明該條件下包晶相的生長速率與凝固時間的乘積達到最大。當凝固速率進一步增大時,凝固時間縮短,相層變薄,同時凝固速率的增加也使液態(tài)金屬過冷增大,相形核率增加,板條數(shù)量增多,所以當凝固速率達到10010m /s 時,557Cu 255Sn 亞包晶合金的定向凝固組織研究呂海燕等電熔劑法凈化處理鋁熔體的試驗研究閻峰云1郝遠1黃秀玲2肇玉卿3吳正德3(11蘭州理工大學;21玉門石油管理局煉油化工總廠;31蘭州鋁業(yè)股份有限公

18、司摘要用正交試驗方法研究了電熔劑法凈化處理鋁熔體的影響因素,以鋁熔體中的夾雜含量為考察指標,通過對試驗數(shù)據(jù)的極差和方差分析,確定了最佳工藝組合及不同影響因素的顯著性,并對電熔劑法凈化機理進行了初步分析。結果表明,熔劑層厚度是影響凈化效果的最主要因素,最佳的工藝條件為:熔劑層厚度為30mm,流股直徑為7mm,電流強度為15A,精煉溫度為700。關鍵詞鋁熔體;電熔劑法;夾雜物;正交試驗中圖分類號TG290;TG113126文獻標志碼A文章編號1001-2249(200612-0756-03精益加工對生產板、帶、箔等鋁及其合金原料的塑性提出了更高的要求,其關鍵的技術之一是控制和降低合金中夾雜物的含量

19、,即對鋁液的凈化效果提出了更高的要求。但傳統(tǒng)的過濾技術只能有效地清除毫米級大小的非金屬夾雜物,旋轉噴吹法也只能使每100g鋁液中的氫含量降低到0106mL,且只能除去部分小尺寸夾雜物。所以去除含量低、尺寸小的非金屬夾雜物是鋁熔體凈化的重點和難點所在。電熔劑凈化法是20世紀70年代以來,蘇聯(lián)鋁加工生產中采用的一種鋁液凈化方法。它是用液體熔劑和外加電場對鋁液進行連續(xù)凈化,對凈化鋁液中的微量、細小非金屬夾雜物非常有效。本研究通過正交試驗分析了電熔劑凈化法的主要影響因素,以便使得這種有效的凈化工藝在實際生產中得到應用。1試驗材料與方法試驗用原材料為1號工業(yè)純鋁。熔煉設備為3k W收稿日期:2006-0

20、9-29基金項目:甘肅省自然科學基金資助項目(ZS0312A2520292C;甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點實驗室開放基金(SK L03001資助項目第一作者簡介:閻峰云,男,1962年出生,教授,蘭州理工大學,甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點實驗室,蘭州(730050,電話:0931-*, E-mail:yanfy相的體積分數(shù)又表現(xiàn)出了增加的趨勢,這也可從圖2中看出?？梢?不同的定向凝固速率,使得包晶相的生長驅動力及生長的時空條件不同,從而導致了定向凝固組織中包晶相含量隨凝固速度的變化。3結語(1Cu255Sn亞包晶合金定向凝固組織由初生相、包晶相和共晶體(+Sn組成,與平衡凝固下

21、僅有初生相和包晶相不同;定向凝固速率在0151m/s內,相連為一體,包晶相呈塊狀嵌于相內,而當定向凝固速率大于5m/s,凝固組織為常見的包晶相包裹相的板條狀組織形態(tài)。(2在015100m/s的定向凝固速率范圍內,相凝固界面溫度始終高于包晶相,不能形成相和相等溫界面的耦合共生生長。(3Cu255Sn亞包晶合金定向凝固過程中包晶轉變不明顯,大部分包晶相是由液相直接轉變而成,并且在10m/s附近包晶相含量出現(xiàn)極值。參考文獻1Knock K G,Reinsch B,Petzow G Z.NdFe B2Its Regi on of Pri m ary Solidi2ficati on.Z.Metallk

22、d,1994,85(5:3503532Chow J C L,Lett ow J S,W aild D A,et al.S mBa2Cu3O6.5Seed Fabrica2 ti on f or Seeded Peritectic Solidificati on of Y Ba2Cu3O72.J.Mater.Sci., 1998,33(1:1331373Chen S K,Zhou L.Some Basic Material Pr oble m s in Preparati on Y BCO Superconduct ors by D irecti onal s olidificati on.Ra

23、re Metal Materials and Engineering,2002,31(2:1291344L i SM,Ma B,LH Y,et al.M icr ostructure and its Scales of Cu270%Sn Peritectic A ll oy under H igh2temperature Gradient D irecti onal Solidicati on.Acta Metall.Sin.,2005,41(4:4114165VandyoussefiM,Kerr H W,KurzW.T wo2phase Gr owth in Peritectic Fe2 N i A ll oys.Acta Mater.,2000,48:229723066Kerr H W,KurzW.Solidificati on of Peritectic A ll oys.I nternati onalMate2 rials Revie ws,1996,41(4:1291647Ku