Al-11.80Cu-24.22Mg三元包共晶合金的凝固机制

采用液淬方法对Al-11.80Cu-24.22Mg(质量分数,%)三元包共晶合金在不同温度下淬火,而后,对其相组成和凝固组织进行了研究,对凝固组织的演化规律以及凝固机制进行了分析.实验结果表明,该合金凝固过程中确实发生了三元包共晶反应,初生相为S相(Al_2CuMg),包共晶组织为α-Al相和T相(Al_6CuMg_4)组成,最终凝固组织由残余初生S相、包共晶组织(α-Al+T)、两相共晶(α-Al+T)及三相共晶(α-Al+T+β)组成;虽然包共晶组织中和两相共晶中含有相同的相,即α-(Al)相和T相,但二者的组织形态不同,包共晶组织呈条带状,而两相共晶呈规则的蛛网状和球状.此外,三元包共晶反应时,包共晶组织依附于初生S相的周围生长,随着冷却速率的增加,三元包共晶反应变慢甚至被抑制,致使初生S相剩余而滞留在基体中.     

Al-Cu-Mg包共晶合金凝固组织演变及凝固路径研究

选取初生相在不同相区的成分为Al-15.0Mg-9.6Cu(wt.%,下同)和Al-19.5Mg-17.8Cu的三元包共晶合金,进行了不同冷却速度下的凝固试验,而后对其凝固路径、组织演化规律以及凝固机制进行了分析。试验结果表明,两种合金在凝固过程中发生了三元包共晶反应,凝固路径为别为(L+α-Al)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)和(L+S)→(L+α-Al+S)→(L+S+α-Al+T)→(L+α-Al+T)。合金Al-19.5Mg-17.8Cu和Al-15.0Mg-9.6Cu的初生相分别为S相和α-Al相,而且两相共晶组织(α-Al+S)和(α-Al+T)均为离异共晶,呈团块状,而包共晶组织(α-Al+T)呈灰黑相间的条带状共生形貌。两种合金的凝固组织中均发现残余的S相,并且初生相为S相的Al-19.5Mg-17.8Cu合金的残余S相数量和尺度都要大于Al-15.0Mg-9.6Cu合金。     

过共晶Cu—Cr合金定向凝固特性研究

考察了Cu-1.7%Cr和Cu-5.6%Cr过共晶合金的定向凝固组织.实验表明:Cu-1.7%Cr和Cu-5.6%Cr过共晶合金定向凝固组织是由初生β相、α相和(α+β)共晶组成;α相是基于竞争生长机制的一种非平衡凝固组织.凝固速度和成分对初生β相生长形态产生显著影响.在Cu-1.7%Cr合金中,初生β相生长为等轴颗粒状,且受凝固速度的影响不大.在Cu-5.6%Cr合金中,随着凝固速度的增加,初生β相的生长形态经历了树枝状到等轴颗粒状的演变;α相包裹树枝状的初生β相生长,形成了类似"包晶"结构的微观形貌特征;颗粒状的、均匀分布的初生β相有利于α相的定向生长.降低合金成分和提高凝固速度有助于获得最佳组织形态的复合材料.     

热处理对不同冷速Al合金共晶相形貌及含量的影响

选取成分为Al-5.17Cu-2.63Si(合金A)、Al-4.29Cu-1.09Mg(合金B)和Al-2.09Si-1.66Mg(合金C)三元铝合金,分别进行不同冷速下的凝固实验。对比研究不同凝固速率下得到的共晶相形貌与含量在接近各合金体系三元共晶温度下热处理前后的变化行为。结果表明:同一合金冷速越慢,得到的原始组织二次枝晶间距越大,合金A的石墨型、砂型、保温型冷却组织的二次枝晶间距分别为24.17、63.32和99.88μm,合金B的二次枝晶间距分别为24.35、82.78和139.42μm。均匀化热处理的热扩散过程可以明显地溶解非平衡共晶相,由于原始组织的尺度不同,共晶相所处的溶解阶段与溶解程度不同。合金A的石墨型、砂型、保温型组织热处理后与热处理前的共晶相含量比值分别为0.44、0.49和0.68,合金B的共晶相含量比值分别为0.084、0.30和0.38。     

过共晶Cu-Cr合金定向凝固组织中α相的形成机制研究

考察了Cu-1.7%Cr过共晶合金的定向凝固组织,对过共晶组织中出现亚共晶合金的初生α相的生长进行了探讨.研究表明:Cu-1.7%Cr过共晶合金定向凝固组织由初生β相、α相和(α-β)共晶组成;α相和(α+β)共晶的成分较大偏离平衡相图中的各相成分;初生β相分布在α相基体上.Cu-1.7%Cr凝固组织中α相的形成是非平衡凝固过程中枝晶α相和共晶相之间竞争生长的结果.α相是一种非平衡凝固组织,(α+β)共晶是偏离了平衡共晶成分的伪共晶组织.随着冷却速率的增加,α相的形貌尺寸减小,而数量有所增加.     

Al-30Cu-3P中间合金组织及其对Al-20Si合金的变质效果

采用熔体混合法制备Al-30Cu-3P中间合金,研究了熔体混合情况下制备的Al-30Cu-3P中间合金凝固组织的演变及其对Al-20Si合金的变质效果。结果表明,Al-30Cu-3P中间合金组织由初生α-Al+(α-Al+CuAl2)共晶+AlP组成。随着熔体搅拌时间延长,Al-30Cu-3P合金的组织中,初生α-Al相数量逐渐减少,AlP数量逐渐增多,尺寸逐渐增大。熔体搅拌时间为20 min时制备的Al-30Cu-3P中间合金中形成的AlP尺寸最小,将其加入到Al-20Si合金中进行变质,初生Si的尺寸由61.36μm细化到20.24μm。     

Al-Cu-Si三元共晶合金的高压凝固组织

利用六面顶压机在不同高压(2、4、5、6GPa)下对Al-13.6Cu-6Si合金进行了高压凝固试验,通过光学显微镜、场发射扫描电镜、X射线衍射仪对高压凝固合金的相组成及显微组织形貌进行了分析,并测定了其硬度。结果表明,高压下凝固的Al-13.6Cu-6Si合金的相组成与常压凝固合金相比没有发生变化,仍由α-Al相、θ-Al2Cu相和β-Si相组成;但显微组织形貌显著改变,由常压下凝固的共晶组织转变为高压下凝固的以枝晶状α-Al为初生相领先生长的亚共晶组织;高压凝固后合金硬度显著提高,并且硬度随压力的增加而增高,在压力为5GPa时达到最大值。     

冷却速度对过共晶铝硅合金凝固组织和耐磨性能的影响

试验研究了在不同的冷却速度下凝固的Al-20%Si和Al-30%Si(质量分数,下同）合金的组织和耐磨性。实验结果表明,冷却速度对过共晶铝硅合金的凝固组织和耐磨性能有显著的影响。随着冷却速度的增加,Al-20%Si和Al-30%Si合金的凝固组织组成,初生硅的形貌和尺寸都发生明显的变化：冷却速度小于0．1K/s 的炉冷试样和冷却速度小于1K／s耐火砖型铸造试样的凝固组织由（α＋Si)共晶和初生Si相组成,初生Si相呈粗大的片状,共晶Si呈针状;冷却速度约10K/s的金属型铸造试样的凝固组织由（α＋Si)共晶,枝晶状α相和初生Si相组成,初生Si相为块状或长条状,共晶Si呈细小的针状,并且凝固组织中出现的枝晶状α相;凝固速度为（10^3-10^5)K/s的过喷粉末的凝固组织也是由（α＋Si)共晶,枝晶状α相和初生Si相组成,初生Si相为块状,而喷射沉积快速凝固Al-20%Si和Al-30%Si合金的沉积组织都是由Si相和α相组成,细小的Si相均匀分布在α基体中。随着冷却速度的增加,Al-20%Si和Al-30%Si合金的凝固组织中初生硅的尺寸明显减少,磨损机制发生变化,合金的耐磨性显著增加。     

旋转磁场对Mg_2Si/Al复合材料半固态凝固组织的影响

通过微观组织分析研究了在半固态对亚共晶、共晶和过共晶成分的Mg_2Si/Al复合材料施加旋转磁场后凝固组织特征。结果表明:复合材料合金凝固组织经过电磁搅拌后能够有效地细化Mg_2Si相,并使得α-Al相变得细小且非枝晶化。施加旋转磁场对共晶成分的Al-7Si-8.9Mg_2Si合金凝固组织初生Mg_2Si相细化效果明显好于过共晶成分的Al-7Si-17Mg_2Si合金。施加旋转磁场对亚共晶成分的Al-7Si-5Mg_2Si合金和过共晶成分的Al-7Si-17Mg_2Si合金共晶Mg_2Si相的细化效果明显好于共晶成分的Al-7Si-8.9Mg_2Si合金凝固组织。     

离心铸造Mg2Si和Si自生增强的锌基合金复合材料

采用热模金属型工艺，离心铸造白生增强的Zn-27Al-6．3Mg-3．7Si合金复合材料。研究结果表明；该合金内层聚集大量块状初生Mg2Si、少量块状初生Si，中层不含初生Mg2Si和初生Si，外层含少量初生Mg2Si和初生Si；Zn-27Al-6．3Mg-3．7Si合金在凝固过程中，先后经历了初生Si和初生Mg2Si的析出、富Al的固溶Zn相析出、Mg—Zn化合物的析出，以及发生三元或四元共晶反应；初生Mg2Si和初生Si的位置、数量和分布决定于其内浮速度和离心力场作用下的凝固速度；含有初生Mg2Si和初生Si的内层和外层比中层具有更高的硬度和耐磨性。     

电磁搅拌对半固态Al-20%Mg2Si合金组织的影响

研究了Al-20%Mg2Si过共晶合金在不同搅拌电压下凝固时的凝固组织变化,并对其进行了布氏硬度的测量。结果表明:Al-20%Mg2Si过共晶合金在电磁搅拌下出现了非搅拌凝固中所没有的-αAl相晶粒,初生Mg2Si呈簇状分布在基体上,且随着搅拌电压的升高,α-Al相晶粒尺寸减小,Mg2Si团簇尺寸增大;而且电磁搅拌下,Al-20%Mg2Si过共晶合金的硬度随搅拌电压增加而增加。     

旋转磁场对Al-7Si-8.9Mg_2Si复合材料凝固组织的影响

通过微观组织分析研究了在旋转磁场作用下Al-7Si-8.9Mg2Si复合材料的凝固组织特征。结果表明,合金凝固组织经过电磁搅拌后初生Mg2Si相明显细化,仅在近液态和半固态施加旋转磁场使得二元共晶Mg2Si的形状变化很小,在凝固全程施加旋转磁场反而使得组织粗化。在半固态施加旋转磁场能有效细化Al-7Si-8.9Mg2Si复合材料凝固组织中初生Mg2Si和共晶Mg2Si相,并使得α-Al相变得细小且非枝晶化。     

Al-Cu-Si三元共晶合金的定向凝固组织

在5 K/mm温度梯度下,运用不同拉伸速率1、5、10、2 0、2 5和35 mm/min对Al-13.6Cu-6Si三元合金进行定向凝固试验,对定向凝固试样的横/纵截面进行显微组织观察,研究下拉速率对凝固组织的影响.结果表明,Al-13.6Cu-6Si三元合金定向凝固后获得了同一方向(即热流的反方向)生长的组织.下拉速率较小时,Al-13.6Cu-6Si三元合金组织由(α-A1+θ-A 12Cu)二元共晶和(α-Al+β-Si+ θ-Al2Cu)三元共晶组成；而当速率增大到5 mm/min及以上时,Al-13.6Cu-6Si三元合金组织中出现初生θ-Al2Cu相.在相同温度梯度时,随着下拉速率的增加,凝固组织排列更均匀有序,组织由胞状晶向柱状晶转变,且组织越来越细密.     

凝固速率跃迁对定向凝固Al-40%Cu过共晶合金初生Al_2Cu相的影响

采用高温度梯度定向凝固装置进行了Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金的定向凝固实验,研究了凝固速率跃迁过程中的凝固组织演变.结果表明,当定向凝固速率从10μm/s跃迁减速到2μm/s时,由于固/液界面附近的液相成分向共晶点成分变化以及耦合共晶组织的界面生长温度高于初生Al_2Cu相的界面生长温度,合金凝固组织从初生Al_2Cu枝晶和Al/Al_2Cu共晶组织转变为全耦合层片共晶组织.组织转变过程中,板条状的初生Al_2Cu相先分解成小尺寸的初生相,然后小的初生相逐渐被共晶组织所取代,这种组织转变是凝固界面前沿液相中溶质扩散不足造成的,而不是由合金中存在的热及溶质对流引起的.在初生相生长形态中,由于凝固速率跃迁引起的界面前沿液相中Cu成分富集,造成凝固界面生长温度升高,Jackson因子α变小,Al_2Cu初生相由小平面相向非小平面相转变.     

铸造Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金的固溶处理温度研究

通过相图计算、示差热(DSC)分析,结合显微组织观察方法对Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金的固溶处理温度进行了研究。结果表明:非平衡凝固Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金在505℃左右发生共晶组织转变,而平衡凝固合金在520℃附近发生共晶转变;500℃、3h的初始固溶处理可使铸态合金中的低熔点共晶物完全溶入铝基体,此时合金的熔点为540℃。     

混合方式及过热温度对过共晶Al-Si合金中初生Si的影响

采用受控扩散凝固技术(CDS)制备过共晶Al-18Si、Al-20Si、Al-22Si合金,研究了不同混合方式及Al-25Si合金在不同过热温度下对受控扩散凝固目标合金初生Si相的尺寸、形貌和分布的影响.结果表明,液-液混合对初生Si的改善效果较液-固混合好;随着过热温度增大,初生Si相尺寸减小,形貌逐渐变得圆整且分布均匀;相同过热温度下,随着合金Si含量的增加,初生Si相尺寸增大,形貌变化不明显.特别是在过热温度为900℃的Al-25Si合金与660℃的液态纯Al液-液混合得到Al-18Si合金中的初生Si相尺寸仅为34.3 μm,长宽比为1.48.     

高合金化Al-Cu-Mg合金凝固组织的形成及表征

通过合金成分设计，采用常规铸造工艺在不同的凝固速度下制备厚子比Cu：Mg=1：4的Al-2％Cu-8％Mg（原子分数，下同）、Al-3％Cu-12％Mg两种高合金化铝合金，利用XRD、OM、SEM、TEM等分析测试手段，观察了合金的组织特征：试验发现，除常规相α-Al和S相之外，两种合金中还存在多种非平衡相，Al-2％Cu-8％Mg合金晶界中存在纳朱AlCuMg、Al12Mg17粒子，并且有类似相Al3Mg2生成，而Al-3％Cu-12％Mg金的晶界相为亚微米Al12Mg17AlCu、AlCu3相。     

Mg70Zn28Y2合金凝固过程、凝固组织及包晶反应初生相研究

采用XRD，SEM，EDX，TEM，DTA等试验分析手段及快淬方法对MgToZn28Y2准晶合金凝固过程、凝固组织以及对和准晶形成相关的包晶反应初生相进行了研究。Mg70Zn28Y2合金铸态组织由α-Mg枝晶，Mg7Zn3基体相和二十面体准晶相组成。在铸态Mg-Zn-Y合金中观察到了完美的呈5次旋转对称性的平衡态准晶晶体外形。Mg70Zn28Y2合金凝固过程中准晶由包晶反应生成。差热分析显示包晶反应初生相在563℃形成，准晶形成的温度为416℃。能谱分析结果显示包晶反应初生相的成分为Mg22.94Zn55.73Y21.33。通过快淬方法保留的包晶反应初生相呈现粗大枝晶状。然而，通过背散射图片中所观察到准晶中的残留包晶初生相尺寸较小。     

Al-Cu-Ce合金的微观组织与力学性能

采用X射线衍射、金相显微镜、扫描电镜、能谱分析及拉伸性能测试等方法,研究3种成分Al-Cu-Ce合金的显微组织与力学性能。结果表明:铸态Al-14Cu-7Ce合金由α-Al+Al8CeCu4片状共晶组成,而Al-10Cu-5Ce、Al-18Cu-9Ce合金中除含有α-Al+Al8CeCu4共晶组织外,还分别含有α-Al和Al8CeCu4初生相。铸态Al-14Cu-7Ce合金具有优良耐热性能,即使550℃×3 h退火后仍能保持约360 MPa的抗拉强度,退火导致合金强度下降的主要原因是高温下共晶Al8CeCu4相的球化。经充分球化退火后,Al-Cu-Ce合金能获得良好的热轧、冷轧变形能力,并且变形态合金也具有良好的耐热性能,因而Al-Cu-Ce合金有望成为一种兼具铸造和变形两用的新型耐热铝合金。     

Cu-1．0Cr合金初始非稳态凝固与凝固界面形态选择

试验观察了Cu-1.0Cr合金初始非稳态凝固过程,探讨了初始非稳态凝固界面形态选择对稳态凝固组织形成产生的影响.结果表明,亚共晶Cu-1.0Cr合金初始非稳态定向凝固过程经历了平面状初生α相、完全(α+β)共晶组织以及枝晶状α相+(α+β共晶组织的3个演变阶段.随着凝固速度增加,初始过渡区长度减小,非稳态凝固过程由两个过渡生长阶段:平面状初生α相生长阶段和完全(α+β)共晶组织生长阶段,变为一个过渡生长阶段:平面状初生α相生长阶段.初始非稳态凝固界面形态的选择决定了稳态凝固组织的构成.亚共晶Cu-Cr合金要获得完全的共晶组织,初始非稳态定向凝固过程中的组织生长必须保持平界面.