隨著航空航天技術(shù)的發(fā)展燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪前溫度和推重比不斷提高,對(duì)材料的耐高溫性能提出了越來越高的要求 Ni3Al亞包晶金屬間化合物的熔點(diǎn)高、密度低并具有良好的導(dǎo)熱和抗氧化性能,是最有應(yīng)用前景的高溫結(jié)構(gòu)材料[1~3] 但是,多數(shù)Ni3Al亞包晶金屬間化合物的凝固組織粗大、沒有明顯的方向性、相匹配不合理和相形態(tài)不好 電場(chǎng)的作用可使晶粒和增強(qiáng)相的尺寸以及枝晶間距減小,并促進(jìn)晶間對(duì)流[4] 電場(chǎng)還能減弱微觀偏析使凝固組織更為均勻和擇優(yōu)取向生長(zhǎng),改善材料的組織形貌和使力學(xué)性能提高 例如,電場(chǎng)能使Al-4.5%Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金[5,6]和Pn-Sb-Sn合金[7~13]的凝固組織細(xì)化和性能提高 但是,上述研究主要針對(duì)低熔點(diǎn)合金[14~17] 同時(shí),包晶金屬間化合物的熔點(diǎn)高,難以實(shí)時(shí)原位觀察其凝固過程 本文研究熔點(diǎn)低、與亞包晶金屬間化合物的凝固過程類似、都有亞包晶反應(yīng)的透明有機(jī)物凝固組織的演變規(guī)律,模擬電場(chǎng)作用對(duì)定向凝固亞包晶合金凝固過程和凝固組織的影響,并探討電場(chǎng)影響金屬凝固的機(jī)理

1 實(shí)驗(yàn)方法

由于金屬凝固溫度高,很難對(duì)其進(jìn)行原位觀察,現(xiàn)有的實(shí)驗(yàn)也局限于低熔點(diǎn)合金 由相似理論首先類 合金合金有機(jī)物其凝固規(guī)律與金屬液體的凝固規(guī)律具有一定的相似性,即模擬物與Ni3Al合金的凝固過程中都存在一個(gè)明顯的包晶反應(yīng),因此凝固過程具有一定的相似 其次,考慮了原型實(shí)驗(yàn)的載荷與實(shí)驗(yàn)過程的相似性,都是在直流電流作用下的定向凝固 因此,為了研究電場(chǎng)對(duì)Ni3Al亞包晶合金定向凝固過程的影響,實(shí)驗(yàn)中選用亞包晶合金模擬物AMPD-4.1%SCN(原子分?jǐn)?shù))(Aminomethyl Propanediol-4.1%Succinonitrile),以氨甲基丙二醇(AMPD)-4.1%丁二腈(SCN)為類合金模擬物,其熔點(diǎn)為92℃,熔體在100℃時(shí)的電阻為50 kΩ[18] 圖1給出了AMPD-SCN的相圖[19,20],表1列出了AMPD-4.1%SCN亞包晶合金模擬物的相關(guān)物性參數(shù) 包晶反應(yīng)式為：

?L0.211+β0.019354.4K?γ'0.051

(1)

圖1



圖1AMPD-SCN的平衡轉(zhuǎn)變相圖[20]

Fig.1Phase diagram of AMPD-SCN equilibrium transformation[20]

Table 1

表1

表1包晶合金模擬物的物性參數(shù)[20,22]

Table 1Physical properties parameters of peritectic alloys[20,22]

Experimental materials	Resistivity /Ω·m	Melting entropy/ J·mol-1·K-1	Melting point/K
AMPD-SCN	470	56.6	365

再次,對(duì)于Ni3Al合金在凝固過程中首先析出的是NiAl相,對(duì)NiAl杰克遜因子 α通過計(jì)算為 1.85≤α≤2.26,為復(fù)雜的混合生長(zhǎng)方式,因Ni-Al合金為金屬間化合物,對(duì)于類金屬及金屬間化合物、礦物、一些有機(jī)物晶體屬于此類即小平面長(zhǎng)大[21],因此對(duì)于模擬物AMPD-4.1%SCN與Ni3Al包晶合金無論在生長(zhǎng)方式還是在結(jié)晶過程都具有一定的相似性

圖2給出了物理模擬實(shí)驗(yàn)裝配圖 物理模擬實(shí)驗(yàn)平臺(tái)充分考慮了原型實(shí)驗(yàn)的載荷與實(shí)驗(yàn)過程的相似性 在定向凝固過程中施加的是直流電流產(chǎn)生的電場(chǎng),液相接電源正極,固相接電源負(fù)極 為了保證物理相似模擬物的熔化,將熱端加熱到105℃,將冷端溫度調(diào)節(jié)到90℃,用冷端溫度控制面板保持溫度的穩(wěn)定 在實(shí)驗(yàn)中調(diào)節(jié)熱端和冷端的溫度產(chǎn)生一定的溫度梯度,以實(shí)現(xiàn)定向凝固 實(shí)驗(yàn)過程為：將熔區(qū)(9)置于顯微鏡的載物臺(tái)上并校準(zhǔn)顯微鏡,使用專用軟件將電腦與顯微鏡鏈接以采集圖像 將溫度控制系統(tǒng)接通電源,將熱端設(shè)置在熔點(diǎn)溫度以上,用溫度調(diào)節(jié)裝置將冷端設(shè)置在包晶反應(yīng)溫度以下 溫度恒定后打開循環(huán)泵,用循環(huán)泵和溫度控制裝置使熔區(qū)的冷端和熱端溫度恒定 實(shí)驗(yàn)用物理模擬物熔化后開啟電源,使熱端接直流電源正極,冷端接負(fù)極 調(diào)節(jié)電流的數(shù)值,觀察所加的電場(chǎng)對(duì)定向凝固亞包晶模擬物結(jié)晶過程和組織的影響

圖2



圖2物理模擬的裝配圖

Fig.2Assembly drawing of physical simulation experiment 1 (10) heat conducting plate; 2 glass plates; 3 (11) wiring post; 4 (12) heat conducting block; 5 pipes; 6 (15) hot (cold) end circulating pump; 7 (13) heater and thermocouple; 8 (14) heating oil; 9 melting zone

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析2.1 電場(chǎng)對(duì)結(jié)晶過程的影響

圖3給出了電流強(qiáng)度為0 mA時(shí)亞包晶模擬物的凝固過程 圖示區(qū)域?yàn)槟M物結(jié)晶過程的形貌,先析相為 β相,當(dāng)溫度降低到包晶反應(yīng)溫度時(shí)發(fā)生包晶反應(yīng) L+β→γ' 包晶相 γ'相被初生 β相包圍,包晶反應(yīng)產(chǎn)物的形貌與文獻(xiàn)[23]描述的結(jié)晶形態(tài)相同

圖3



圖3AMPD-4.1%SCN凝固初期的組織形態(tài)

Fig.3Microstructure of AMPD-4.1%SCN at early stage of solidification

在相同實(shí)驗(yàn)條件下熱端接電源正極,冷端接負(fù)極,在凝固過程中施加1.2 mA直流電流產(chǎn)生的電場(chǎng),其凝固過程如圖4所示 從圖4a、b、c可見,在電場(chǎng)的作用下初生 β相呈顆粒狀并向電源正極方向遷移 從圖4c、d還可見,部分初生 β相以胞狀生長(zhǎng)方式向液相推進(jìn) 其原因是,與無電場(chǎng)時(shí)的凝固過程不同,電場(chǎng)的作用產(chǎn)生對(duì)流且電場(chǎng)引起的電遷移效應(yīng)使游離晶粒定向移動(dòng),即初生相以顆粒形式向熱端方向遷移,將界面前沿的溶質(zhì)帶走,使固-液界面前沿的液相成分更接近包晶點(diǎn)的成分(0.05%SCN),從而促進(jìn)包晶反應(yīng)的進(jìn)行

圖4



圖4在1.2 mA 直流電流的作用下亞包晶模擬物定向凝固結(jié)晶生長(zhǎng)的形貌

Fig.4Directional solidification growth morphology of hypoperitectic simulator under action of 1.2 mA DC current (a) 0 s; (b) 2 s; (c) 4 s; (d) 6 s; (e) 8 s; (f) 10 s

2.2 電場(chǎng)對(duì)包晶凝固組織的影響

調(diào)整冷端和熱端的溫度差使溫度梯度為4 K·mm-1 圖5給出了電流強(qiáng)度為0 mA時(shí)亞包晶模擬物定向凝固生長(zhǎng)形貌,可見與圖3中的結(jié)晶形貌相似 圖6給出了在1.2 mA直流電流產(chǎn)生的電場(chǎng)的作用下AMPD-4.1%SCN模擬物定向結(jié)晶初期兩相結(jié)晶生長(zhǎng)形貌的演變 實(shí)驗(yàn)中電場(chǎng)的加載方式相同,冷端與熱端的溫度梯度為4 k·mm-1,電流的方向?yàn)檎龢O接液相,負(fù)極接固相 可以看出,包晶 γ'相枝晶明顯細(xì)化,且隨著電場(chǎng)作用時(shí)間的延長(zhǎng)枝晶前端的生長(zhǎng)出現(xiàn)了分叉 枝晶前端出現(xiàn)這種特殊生長(zhǎng)方式的原因是,電場(chǎng)的作用引起電流偏聚,即電流優(yōu)先選擇電阻小的固相,而固液界面枝晶前端下凹處的電流偏聚少；與枝晶上凸界面相反,下凹界面處電場(chǎng)的熱效應(yīng)小,溫度梯度的改變較小,生長(zhǎng)速率基本不變,更有利于形成新的枝晶,即固-液界面前沿的穩(wěn)定性降低,枝晶尖端產(chǎn)生分叉,使枝晶數(shù)量增多而間距變小[24,25]

圖5



圖5亞包晶模擬物定向凝固生長(zhǎng)形貌

Fig.5Directional solidification growth morphology of hypoperitectic simulator (a) 0 s; (b) 3 s; (c) 6 s; (d) 9 s

圖6



圖6在1.2 mA電流專用下亞包晶模擬物的定向結(jié)晶形貌

Fig.6Directional crystallization morphology of hypoperitectic simulator with current intensity of 1.2 mA (a) 0 s; (b) 9 s

如圖6所示,其生長(zhǎng)方式呈小平面生長(zhǎng),以小平面界面理論,從晶體生長(zhǎng)方面可以看出[26~29],所有的原子都位于晶體相晶體結(jié)構(gòu)所規(guī)定的位置上,即固相的密排晶面,即呈小平面生長(zhǎng) 對(duì)于晶核以小平面(光滑界面)還是非小平面(粗糙界面)生長(zhǎng),如前所述,杰克遜因子 α是重要的參量之一,它決定于材料的種類和晶體在液相中生長(zhǎng)系統(tǒng)的熱力學(xué)性質(zhì), NiAl的杰克遜因子 1.85≤α≤2.26為復(fù)雜的混合生長(zhǎng)方式,因此,模擬物與Ni3Al合金從生長(zhǎng)方式上具有一定的相似性

2.3 電場(chǎng)對(duì)凝固界面的影響

在電場(chǎng)作用下的定向凝固過程中,熱端接正極冷端接負(fù)極 電場(chǎng)的作用引起Joule熱效應(yīng),尤其在界面處,在突出的枝晶尖端電流偏聚較多(圖7) 電場(chǎng)的Joule熱效應(yīng)引起的溫升 Tet[4,30]為

Tet=J2t/σ0ρλt

(2)

圖7



圖7電流在固相中偏聚的示意圖

Fig.7Sketch map of voltaic bias coagulation in solid

電流產(chǎn)生的溫升越高使枝晶尖端的溫度梯度越小,生長(zhǎng)越緩慢 同時(shí),隨著電場(chǎng)作用時(shí)間的延長(zhǎng)或強(qiáng)度的增大枝晶尖端生長(zhǎng)緩慢或熔化,使固-液界面突出的枝晶趨于平緩；相反,界面下凹處枝晶電流偏聚較少使溫度梯度變化小,枝晶下凹處生長(zhǎng)速率基本不變,更易于生成新的枝晶即產(chǎn)生分裂,從而使枝晶的數(shù)量增多和細(xì)化[31~34]

圖8給出了枝晶尖端分裂的原理圖 電場(chǎng)的Joule熱使枝晶尖端的溫度升高而趨于圓滑 從電場(chǎng)對(duì)界面能影響,也可以看出電場(chǎng)對(duì)定向凝固亞包晶合金枝晶形貌的改變[35]：

σs-l=σ0+ω?J2

(3)

式中 σ0為無電場(chǎng)時(shí)的界面能, σs-l為電場(chǎng)作用下的界面能, ω為材料參數(shù) 從 式(3)可以看出,電流強(qiáng)度越大則電場(chǎng)引起的界面能越高,界面能越高而固-液界面越穩(wěn)定,枝晶前沿的生長(zhǎng)就被抑制并趨于圓滑和平直[36,37],在整體上趨于小振幅高頻率的偽平面狀

圖8



圖8直流電流影響枝晶尖端形貌演變的原理

Fig.8Schematic explanation to the influence of DC on the evolution of dendrite tip morphology

圖9給出了枝晶尖端演變的原理圖 由于電場(chǎng)對(duì)溶質(zhì)分布的影響,電流的偏聚使中心部位的溶質(zhì)難以向兩側(cè)擴(kuò)散而堆積,使固-液界面枝晶前沿出現(xiàn)成分過冷,枝晶尖端由圓滑平直的界面向下凹趨勢(shì)發(fā)展,即溶質(zhì)原子的堆積引起成分過冷,使枝晶中部的生長(zhǎng)變緩,枝晶尖端形成下凹的形貌 電場(chǎng)的作用使這些新形成的分枝繼續(xù)產(chǎn)生電流偏聚和溶質(zhì)堆積,循環(huán)往復(fù)上述凝固過程 因此,在電場(chǎng)作用下的定向凝固過程中,產(chǎn)生枝晶尖端特殊的凝固-分裂形貌的原因,是電場(chǎng)引起電流偏聚所產(chǎn)生的焦耳熱效應(yīng)和溶質(zhì)的堆積引起的成分過冷

圖9



圖9枝晶尖端分裂的原理

Fig.9Principle diagram of dendrite tip splitting

將電場(chǎng)作用于Ni3Al基包晶合金Ni-20Al-10Fe-0.2B(%)的定向凝固 如圖10所示,在相同的實(shí)驗(yàn)條件下電流強(qiáng)度為15 A時(shí)下拉速度為2.0 mm/min,在電場(chǎng)作用下枝晶尖端溶質(zhì)的偏析和電流偏聚使亞包晶合金凝固過程中固-液界面的干擾波數(shù)增多,振幅減小,即枝晶數(shù)量增多 隨著電場(chǎng)作用時(shí)間的延長(zhǎng)或強(qiáng)度的增大,界面凸起處的枝晶生長(zhǎng)有所減慢,而下凹處的生長(zhǎng)速度提高,最終形成的凝固界面趨于平直,即振幅減小(圖10a) 同時(shí),在電場(chǎng)作用下枝晶尖端分裂的生長(zhǎng)方式(圖10a,b)與亞包晶模擬物的實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合 當(dāng)進(jìn)入穩(wěn)定生長(zhǎng)階段時(shí),柱狀晶沿定向凝固的方向平行生長(zhǎng)

圖10



圖10在電流作用下Ni-20Al-10Fe-0.2B定向凝固的最初階段和枝晶分裂階段

Fig.10Directional solidification of Ni-20Al-10Fe-0.2B under electric current (a) initial solidification stage; (b) dendrite splitting stage

3 結(jié)論

(1) 在電場(chǎng)作用下定向結(jié)晶亞包晶合金模擬物的初生β相呈顆粒狀向正極方向遷移,使溶質(zhì)濃度更接近包晶反應(yīng)濃度(0.05% SCN),從而促進(jìn)包晶反應(yīng)的進(jìn)行

(2) 電場(chǎng)的電遷移效應(yīng)使固-液界面溶體流動(dòng)改變?nèi)苜|(zhì)原子的擴(kuò)散系數(shù)而使 GC下降,界面能和電場(chǎng)在固-液界面所產(chǎn)生的附加熱量是影響固-液界面穩(wěn)定性主要原因

(3) 電場(chǎng)影響定向凝固過程,枝晶尖端特殊的凝固-分裂形貌主要是電場(chǎng)作用引起電流偏聚產(chǎn)生的焦耳熱效應(yīng)和溶質(zhì)的富集引起的成分過冷引起的

(4) 電場(chǎng)對(duì)亞包晶Ni3Al基合金Ni-20Al-10Fe-0.2B的影響再現(xiàn)了枝晶尖端分裂生長(zhǎng)的形貌,亞包晶模擬物與實(shí)際包晶合金的凝固過程相似

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本文研究了直流電場(chǎng)作用下Sn-5%Bi合金的胞晶生長(zhǎng) 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,電場(chǎng)提高了胞晶生長(zhǎng)的穩(wěn)定性,改變胞晶生長(zhǎng)形態(tài),顯著減少胞晶間距 提出了電場(chǎng)造成上述結(jié)果的作用機(jī)理

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