共晶组织的形貌特征与形成机理

上海工程技术大学③快速冷却将增加B相形核时的过冷度,影响共晶β相的形核（a）Mg-27Al,砂型(b)Mg-27Al,金属型(c)Mg-32Al,砂型(d)Mg-32Al,金属型图5Mg-27Al和Mg-32Al合金的显微组织高雪刚[12]利用单辊甩带方法[13]制备Al-12.6Si多元合金快速凝固条带，采用扫描电镜、透射电镜和DSC技术[14]，研究了电解低钛共晶铝硅合金快速凝固组织形态、相结构特征，探讨合金快速凝固组织形成机理。结果表明：快速凝固不仅使合金组织细化，形成微纳米晶，并能使组织和相结构发生变化,形成了大量的α-Al等轴晶和少量的羽毛针列状共晶体组织。蔡惠民[15]采用液淬方法[16]探讨了共晶成分铝硅合金在冷却过程中共晶组织的形成和转变规律。研究表明:在共晶温度以上(包括共晶温度〕的激冷试件中，呈现亚共晶组织，存在着初生a和共晶硅的粗化过程；共晶a首先依附在初生a四周形成。然后两相共同伸向共晶液体；同时，在初生a内部也有硅相析出:从凝固结束到室温的缓慢冷却的过程中，高于固溶度的硅继续析出，硅片继续粗化，使初生a与共晶a的差别消失。最后形成粗大硅片均匀分布在固溶体基体上的共晶组织。刘春霞[17]采用液态金属冷却的定向凝固技术，获得了在不同凝固速度下的高铬铸铁(Fe-3.35C-27.5Cr)，并研究了凝固速度对高铬铸铁共晶组织的影响规律。结果表明，当温度梯度为150K／cm，凝固速度为1～10m／s时，固液界面均可维持平直状，可获得型碳化物呈定向排列的高铬铸铁，碳化物与基体结合牢固，具有原位生长复合材料的效果．蒲健[18]采用玻璃熔覆法[19]使Ni-P共晶合金实现了深过冷。随着过冷度的增加，其凝固组织发生了一系列的变化:晶粒逐渐细化，凝固组织从规则棒状共晶向异常粒状共晶组织转化，最后得到显微结构细小的胞状共晶团组织。利用单相枝晶状共晶的熔断模型，解释了过冷熔体形成异常粒状共晶团的形成原因。熔体在深过冷条件下形成的胞状共晶组织则可以固-液界面稳定性理论来描述。王俊峰[20]采用添加稀土元素Er变质处理制备了A356合金，通过控制Er的添加量和不同的冷却速率以改变共晶硅相的形貌。采用金相观察、扫描电镜、透射电镜及能谱分析等测试分析手段研究了铒对A356合金中硅相的变质作用。研究发现：在A356合金中添加0.5％Er元素能够使共晶硅相形貌从板块状变成细小纤维状，共晶硅相生长方式的改变不仅与Er元素的添加有关，也与合金凝固过程中的冷却速率有关。在较低的冷却速率C/s下，大部分Er元素形成溶质富集颗粒富集在固液界面前[21]。但是在较高的冷却速率250℃/s时，当铒元素的添加量为0．5％时，部分Er会吸附在硅相的生长前沿并改变其生长界面结构，可以获得细小纤维状的共晶硅相。共晶硅相形貌的变化可以归因于不同生长面的生长速率的不同，硅相周围熔体温度场和成分场的差异[22]。共晶合金的凝固过程涉及两个或多个固相在同一个液相中的竞争形核与协同生长，是材料物理领域的重要研究课题．对于二元共晶生长已经建立了比较成熟的理论模型[23]，而三元共晶合金的凝固过程非常复杂．虽然这方面研究取得了一些进展[23-25]仍然有待于进行深入的理论研究．近年来，对三元共晶凝固的研究主要集中在平衡或近平衡条件下Jackson—Hunt模型[26]扩展、凝固组织演变以及合金性能等方面．Himemiya等人[27]将Jackson-Hunt模型扩展到三元共晶合金三相平界面耦合生长中，并提出了组织选择机制。Souza与合作者[28]研究了定向凝固条件下A1-Cr-Nb共晶合金的初生相生长机制和共晶组织演变。Witusiewicz等人[29-31]对三元共晶合金的相平衡与层片共晶生长机制进行了研究．王伟丽[32]研究了Pb—sb—sn三元系中不同相区的合金在深过冷条件下凝固组织形成规律。实验发现，初生(Pb)和SbSn相均以枝晶方式生长，而初生(sb)相主要呈现为多边形块状和板条状小面相。(Pb)和SbSn相之间的亲和力较强，易于形成二相共晶，组织形态丰富多彩。(Pb)和(sb)相则是以离异共晶方式生长。(Sb)和SbSn相不易单独形成二相共晶，但在三元共晶组织中可以相互依附生长。(Pb)+(Sb)+SbSn三元共晶组织通常呈层片状生长，当其体积分数较小时会形成不规则共晶组织。EDS分析表明，在深过冷快速凝固条件下，三种初生相的溶质固溶度均得以扩展，表现出显著的溶质截留效应。除元素含量、冷却速度外，初生枝晶对共晶组织的形貌也有很大的影响。黄龙辉[33]研究了初生枝晶对Mg-Al合金共晶凝固组织的影响，实验表明初生α-Mg相枝晶的形貌决定了共晶组织能够生长区域的大小,并且对共晶组织生长提供几何学的约束,它还影响着β晶核的数量。对于低Al含量的Mg-Al合金,在共晶转变时由于被分隔的每一液相区域很小,而偏析程度很高,为单独形成β相提供了成分条件,因此形成离异共晶组织。而对于Al含量较高的Mg-Al合金,当温度达到共晶温度时还存在着大量液相,α-Mg相枝晶仍继续生长;液相中的浓度超过共晶成分,达到某一过冷度时,开始出现β相的形核质点,在α-Mg相枝晶上形成一层β相晕圈;这时液相中溶质的浓度降低到共晶成分,在β相晕圈上共生生长形成规则的共晶组织。共晶形貌受初生枝晶的影响,尤其是固溶区的Mg-Al合金,发达的初生α-Mg相枝晶把最后进行共晶转变的液相区分隔成微小的孤立区域,阻止了网状、大块状的离异共晶β相的形成。因此对于商用Mg-Al合金来说,若加入适当的变质剂促使初生β-Mg相枝晶分枝、细化,就可以改善Mg-Al合金的显微组织。此外,由于Mg-Al合金在共晶转变时β相为共生生长的领先相,如果能找到一种合适的变质剂使β相球化,则将大大提高Mg-Al合金的力学性能。总结共晶合金是一种重要的铸造合金，其具有密度小、比强度高，同时兼有良好的铸造性能、耐蚀性、可焊性等优点，广泛应用于航空、汽车、仪表及机械等工业。过去的几十年里，人们对共晶合金做了大量的研究与开发，无论在基础理论上，还是生产应用中都取得了较大的成就。但由于研究方法、实验条件以及探索思路的不同，仍有许多问题值得进一步的探索和研究，以揭示其内在基本规律，这无疑对改善该类合金的性能，挖掘其内在潜能具有重要的意义。随着航空、汽车工业的迅速发展，对铸件可靠性要求越来越高，对合金的综合性能和特种性能的要求也不断提高。因此，在保持优良的铸造性能的同时，进一步提高合金的强韧性，是共晶合金的发展方向。参考文献[1]崔忠圻《金属学与热处理》机械工业出版社2007年第二版[2]杨顺华《晶体位错理论(第一卷)》科学出版社1988第一版[3]卢锦堂,孔纲.冷却速度对Zn-0.24Ni合金共晶组织的影响.华南理工大学报.2003(3):12-15[4]马涛,唐玲.Al-Cu合金共晶凝固组织形貌及其影响因素.铸造技术.2005,23(5):550-554.[5]JianzY，NagashioK，KuribayashiK．Directobservationofthecrystal—growthtransitioninundercooledsiliconMetallurgicalandMaterialsTransactionsA，2002(33A)：2947-2953．[6]WangRY，LuWH，HoganML．Facetedgrowthofsiliconcrystalsin一Sialloys．MetallurgicalandMaterialsTransactionsA，1997(28A)：1233—1243．[7]唐玲.Mg—Cu合金共晶组织形貌及CuM92的小平面特性[期刊论文]-铸造2006(04):3~6.[8]夏鹏举,蒋百灵,张菊梅,袁森.Mg-Al合金共晶凝固组织形貌及其影响因素.材料工程.2012,(6):40～60[9]SavasMA．eta1．Thegrowthofpureandmodifiedbismuth-man.ganesealloys．JCrystalGrowth，2006，76：880[10]ChenT．ContributiontotheequilibriumphasediagramoftheMn—Bisystemlle&rMnBi．JApplPhys，2006，45(5)：2358[11]吴琼.冷却速度对Mg-Al合金共晶组织形貌的影响.自然科学进展第14卷第7期2004年7月[12]高雪刚,谢敬佩.快速凝固共晶铝硅合金的组织特征及形成机理.有色金属学报.2010,13(3):34~37.[13]JacksonKA，HuntJD．Singlerollleftwithpartyandrodeutecticgrowth．TransAIME，1966，236：1129—1134[14]LimingLu，HiroshiSoda，AlexanderMeLeanMicrostructureandMechanicalPropertiesofFe—Cr—CEuteComposites[J]．MaterialsScienceandEngineering，2003(A347)：214．[15]蔡惠民,梁齐.冷却过程中共晶组织的形成和转变.天津大学学报300072[16]HilgerJP．Hardeningprocessinternarylead-antimony-tinalloysforbatterygrids．JPowerSources，1995，53：45—51[17]刘春霞,陈建.凝固速度对高铬铸铁共晶组织的影响.西安工业大学学报第26卷第6期2006年12月[18]蒲健，王敬丰，肖建中，甘章华.深过冷Ni-P共晶合金凝固组织的形成和转变.中国有色金属学报2003第13卷第4期[19]GERNFH,KOCHENDORFERR.Glasscladdingmethod:descrip-tionofinfiltrationdynamicsandsiliconcarbideformation[J].ComposPartA-ApplS,1997,28(4):355–364.[20]王俊峰，苏学宽.在不同冷却速率下Er对A356合金共晶组织的变质作用.铸造.2011(6)[21]LuSZ，HellawellA．Themechanismofsiliconmodificationinaluminum—siliconalloys：impurityinducedtwinningMetallurgicalTransactionsA，1987(18A)：1721-1733．[22]LeeYC，DahleAK，StJohnDH，eta1．TheeffectofgramrefinementandsiliconcontentongrainformationinhypoentecticAl-Sialloys．MaterialsScienceandEngineeringA，20099(259)：43．[23]JacksonKA，HuntJD．Lamellarandrodeutecticgrowth．TransAIME，1966，236：1129—1134[24]AkamatsuS，FaivreGTravelingwaves，two-phasefingers，andeutecticcoloniesinthin—sampledirectionalsolidificationofaternaryeutecticalloy．PhysRevE，2001，61：3757-3770[25]L6ffierJF'BossuytS，PekerA，eta1．High—temperaturecentrifugation：Atoolforfindingeutecticcompositionsinmulticomponentalloys．JApplPhys，2012，8l(22)：4159--4161[26]IngerlyDB，SwensonD，JanCH，eta1．P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