深过冷Fe-30%Co合金的组织演化

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法，使原子分数Fe-30%Co合金获得了高达457K的大过冷度.系统考察了合金凝固组织随过冷度的演化规律.发现合金的凝固组织随过冷度的增大存在两次细化和一次粗化过程, 即在小过冷度范围内粗大树枝晶向粒状晶的转变和中等过冷度下局域定向枝晶的细化，而在大过冷度范围内随着亚稳枝晶核数目的增加,存在一个明显晶粒粗化的过程.     

三元Fe-Sn-Ge和Cu-Pb-Ge偏晶合金相分离与快速凝固研究

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法研究了三元Fe-43.9%Sn-10%Ge和Cu-35.5%Pb-5%Ge偏晶合金的相分离与枝晶生长特征, 实验中分别获得了245和257 K的最大过冷度. 两种合金熔体均发生液相分离, 快速凝固组织呈现出显著的宏观偏析. X射线衍射分析表明, Fe-43.9%Sn-10%Ge合金的凝固 组织由α-Fe 和(Sn)固溶体以及 FeSn 和 FeSn₂金属间化合物等四相组成, 而Cu-35.5%Pb-5%Ge合金的凝固组织由(Cu)和(Pb)两相组成. 在快速偏晶凝固过程中, α-Fe 和(Cu)相均以枝晶方式生长, 并且深过冷条件下皆发生了“枝晶®偏晶胞”转变. 实验发现, α-Fe 和(Cu)相的枝晶生长速度都随过冷度的增大呈现出指数函数变化规律.     

Pb-15%Sb过共晶合金的深过冷及快速凝固

采用熔剂净化深过冷和洁净容器快速凝固方法,研究了Pb-15%Sb过共晶合金在不同凝固条件下的组织演变.在熔剂净化条件下,随着凝固过冷度△T的增大,初生相Sb的组织形貌由尖角块状向树枝晶转变并不断细化,Sb的宏观偏析减弱,实验测得的最大过冷度为73K;在洁净容器快速凝固条件下,计算获得的最大过冷度为196.2K,初生相Sb的结晶被完全抑制,凝固组织发生了完全的共生生长,出现了快速凝固超细化组织.     

深过冷Cu-Ni-Fe三元合金自定向快速凝固

利用熔融玻璃净化结合循环过热,在２５～３０４Ｋ过冷度范围,分析了Ｃｕ－３９％Ｎｉ－６％Ｆｅ（ｗｔ％）三元合金凝固过程过冷组织的演化规律。确定了负温度梯度下实现自定向凝固的过冷度条件：下限为能够抑制快速凝固过程中形成的枝晶熟化的最低过冷度,上限为快速凝固过程中枝晶不发生准球状化转变的最高过冷度;就研究的合金而言,过冷度范围为１１０～１８０Ｋ。在定向凝固的过冷度范围内,无需人为控制固液界面前沿的温度梯度,而且,以点触发试样端部,可以获得单晶     

落管中Al-Ge亚共晶合金的快速枝晶生长

采用落管无容器处理技术研究了Al-45%Ge亚共晶合金在无容器条件下的深过冷与快速枝晶生长.自由落体过程中液滴达到的过冷度范围为13～201K,最大过冷度达0.27T L .发现初生(Al)相的生长形态随着过冷度的增大由柱状枝晶向等轴枝晶转变.根据快速枝晶生长理论对初生(Al)相的枝晶生长速度进行了计算,结果表明初生(Al)相的生长始终受溶质扩散控制,没有发生从溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变.     

深过冷Cu-20Wt%Pb亚偏晶合金的凝固行为

采用熔融玻璃净化和循环过热相结合的方法，使Cu-20wt％Pb亚偏晶合金获得了208K的深过冷，在宽过冷范围内研究了Cu-Pb亚偏晶合金的组织演化规律。结果表明，过冷合金熔体初生相为α(Cu)，在0～146K的过冷度范围内，均有两次再辉现象；在183～208K的过冷范围内，只出现一次再辉。当△T≤98K时，合金凝固组织为粗大枝晶α 枝晶间Pb相；当116K△≤T≤146K时，凝固组织已无明显的枝晶形貌，组织由细密α基体 细小的Pb颗粒组成；当△T≥183K时，凝固组织与中等过冷度下的组织相似，只是Pb相更细小，分布更均匀。当△T≥133K时试样出现裂纹。     

液态Fe—Sb合金中枝晶生长规律研究

液态Fe-10％Sb合金在熔融玻璃净化和自由落体实验条件下,分别达到429K（0．24TL）和568K（0．32TL）过冷度．深过冷并没有改变合金的相组成,快速凝固组织中只有αFe单相固溶体．熔融玻璃净化实验研究发现,αFe枝晶生长速度随过冷度呈指数函数变化．当过冷度△T〈296K时,枝晶生长速度随过冷度增大而升高,并在296K过冷度处达到极大值1．38m／s．若合金过冷度进一步增大,αFe枝晶生长速度则呈现降低趋势．枝晶生长形态演变的主要规律是,小过冷条件下αFe相以粗大枝晶方式生长,而深过冷合金熔体中形成蠕虫状枝晶．溶质截留程度主要取决于实际枝晶生长速度而不是过冷度大小,同时也与冷却速率相关．由于其结晶温度间隔比较宽大,尽管快速枝晶生长显著抑制了溶质偏析,但是Fe-10％Sb合金仍难以实现完全无偏析凝固．     

定向激发深过冷Fe81Ga19合金的组织特性

采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法制备过冷度分别为198、270、300K的Fe81Ga19合金,对不同过冷度的Fe81Ga19合金进行定向激发以获得具有轴向择优取向的棒材,并研究其显微组织和择优取向.结果发现:过冷度为198K的合金其凝固组织为细小的粒状晶或准球状晶,过冷度为270K的合金,晶粒尺寸增大,发生多边化转变,形态上表现为等轴晶,晶粒内部存在大量亚晶界;过冷度增加至300K的合金经定向激发后晶粒进一步粗化,晶粒呈一定的取向沿轴向方向排列.X射线衍射分析表明,深过冷Fe81Ga19合金经过定向激发后其凝固组织具有明显的〈110〉择优取向,其中过冷度为270K的合金定向激发后出现有利于磁致伸缩性能的〈100〉取向,并且衍射峰出现劈裂现象,DSC曲线在820℃左右出现一明显的吸热峰,对应于A2+修正DO3→A2的相转变,证明快速凝固的深过冷定向激发Fe81Ga19合金棒材中存在四方结构畸变的新的DO3相结构.     

旋转磁场及快速凝固对Pb-Bi合金凝固组织的影响

研究了不同转速的旋转磁场对Pb-Bi合金凝固组织的影响,对于Pb-52%Bi亚共晶,旋转磁场能碎断枝晶,细化晶粒;对于Pb-66%Bi过共晶,旋转磁场能消除比重偏析。另外,采用硅油净化法结合水淬使Pb-52%Bi亚共晶和Pb-60.9%Bi过共晶分别获得了47 K和66 K的较大过冷度,对于Pb-52%Bi亚共晶,金属间化合物ε相枝晶细化显著;对于Pb-60.9%Bi过共晶,组织中没出现初生相Bi,只有细密的共晶组织。对于Pb-52%Bi亚共晶在快速凝固的同时加旋转磁场,过冷度由47 K增大为55 K,ε相呈细小颗粒弥散分布。     

低过冷度下单相合金凝固组织的细化与重新长大

通过改变试样质量和冷却规范,研究了过冷Cu-30％Ni(原子分数)单相合金在不同凝固时间下的组织转变规律.在实验所选择的几秒到数分的凝固时间内,均于较低的过冷度范围和高过冷度下观察到了粗大树枝晶向细小等轴晶的转变.延长凝固时间,晶粒发生细化的两个过冷度区间扩大.对低过冷度下细化组织进行的考察表明.快速凝固刚结束时,细化晶粒仍具有树枝晶的特征,随缓凝阶段持续时间的延长,晶粒逐步蜕化为球状晶和蠕虫状晶,与此同时,晶粒度以幂函数规律重新增大.过冷熔体快速凝固使初生固相含有过饱和的低熔点组元以及较多的晶体缺陷.最终导致快速凝固结束后形成的细小晶粒在缓凝阶段的重新粗化速度明显快于正常凝固过程中晶体的粗化速度.     

深过冷Ni-Sn共晶合金凝固组织的演化及非规则共晶的形成

采用熔融玻璃净化配合循环过热方法使 Ni-Sn共晶合金实现了深过冷快速凝固，并对其凝固组织随初始过冷度（ΔΤ）的演化规律进行了研究.发现当ΔΤ<65K时，凝固组织为规则层片状共晶或羽毛状共晶.ΔΤ>65K时，非规则共晶在凝固组织中出现，随ΔΤ的增大，非规则共晶体积分数逐渐增大，并在ΔΤ>140K时，凝固组织完全由非规则共晶组成.利用单相枝晶再辉后的熔断理论，解释了非规则共晶的形成机制.     

低过冷度下单相合金凝固组织的细化与重新长大

通过改变试样质量和冷却规范，研究了过冷Cu-30％Ni(原子分数)单相合金在不同凝固时间下的组织转变规律．在实验所选择的几秒到数分的凝固时间内，均于较低的过冷度范围和高过冷度下观察到了粗大树枝晶向细小等轴晶的转变．延长凝固时间，晶粒发生细化的两个过冷度区间扩大．对低过冷度下细化组织进行的考察表明，快速凝固刚结束时，细化晶粒仍具有树枝晶的特征，随缓凝阶段持续时间的延长，晶粒逐步蜕化为球状晶和蠕虫状晶，与此同时，晶粒度以幂函数规律重新增大．过冷熔体快速凝固使初生固相含有过饱和的低熔点组元以及较多的晶体缺陷，最终导致快速凝固结束后形成的细小晶粒在缓凝阶段的重新粗化速度明显快于正常凝固过程中晶体的粗化速度．     

三元Sb60Ag20Cu20合金中枝晶与共晶的快速生长

采用深过冷方法实现了三元Sb₆₀Ag₂₀Cu₂₀合金的快速凝固, 最大过冷度达到142 K(0.18T_L). 在40~142 K过冷范围内, 合金凝固组织由(Sb), θ (Cu₂Sb)和 ε (Ag₃Sb)相组成. 深过冷扩大了(Sb)相的固溶度, 从而使其点阵发生膨胀, 点阵参数值增大. 初生(Sb)相存在两种生长方式: 小过冷条件下主要以非小面相枝晶形式生长; 大过冷条件下呈现小面相枝晶生长. (Sb)和θ相的晶体结构差异较大, 使合金熔体到达(θ+Sb)共晶线时不易生成(θ +Sb)二相共晶, 而是形成条状θ 相. θ 和 ε 相具有较强的协同生长趋势, 因此易于形成( ε + θ )二相共晶. 另外, 根据微观组织特征和DSC实验结果确定了合金的快速凝固路径.     

强制对流作用下溶质枝晶生长的CA-LBM模拟

应用一个二维的元胞自动机(cellular automata, CA)-格子玻尔兹曼方法 (lattice Boltzmann method, LBM) 耦合模型,对合金等温凝固过程中溶质枝晶在强制对流作用下的生长规律进行了模拟研究.该耦合模型采用CA方法模拟枝晶生长,同时采用基于分子动理论的LBM模拟枝晶生长过程中的流场和浓度场.应用该模型模拟分析了过冷度和成分等因素对Al-Cu合金在纯扩散和对流作用下单枝晶的生长规律的影响.结果表明,在纯扩散条件下,模拟的枝晶稳态生长尖端速度、半径、Peclet数和过冷度的关系与Lipton-Glicksman-Kurz (LGK)模型的预测结果吻合良好.对流作用下枝晶的生长形貌呈现出了不对称性,枝晶的生长在上游方向得到促进,而在下游方向受到抑制.合金成分和初始过冷度等因素会对枝晶形貌和生长动力学产生影响.     

旋转电磁搅拌时机对GCr15轴承钢凝固组织的影响

通过石墨型铸造研究了旋转电磁搅拌时机对GCr15轴承钢凝固组织的影响.结果表明:在钢液凝固过程的不同时间段施加电磁搅拌,对轴承钢的凝固组织具有显著影响,越早施加电磁搅拌,磁泰勒数(表征磁场作用下强制流动的无量纲数)越大,钢液所受的电磁力越大,越有利于柱状晶向等轴晶转变;在0~05min时间段施加电磁搅拌,铸锭等轴晶率提高了52%.此外,电磁搅拌引起的钢液对流推动了凝固前沿枝晶的折断、熔断和游离,枝晶碎片在强烈对流作用下增殖并被带到熔体心部成为异质核心,凝固前沿的温度梯度减小,成分过冷增大,促进了柱状晶向等轴晶转变.     

自由落体条件下三元Al-Cu-Ag合金的快速凝固

三元Al-30％Cu-18％Ag合金在自由落体条件下发生快速凝固,形成由θ（Al2Cu）,α（Al）和善（Ag2Al）三相组成的凝固组织．测定其固相面与液相面温度分别为778和827K,实验获得过冷度最大达△TMax=171K（0．20TL）．在对过冷行为和形核能力计算的基础上,分析了该合金快速凝固组织的演变规律．发现过冷度随合金液滴直径减小而呈指数形式增加,在整个过冷范围内,θ（Al2Cu）相的形核率最大,ξ（Ag2Al）相的形核率最小．当△T〈78K时,初生的θ（Al2Cu）相生成粗大枝晶;当78≤△T≤171K时,θ（Al2Cu）相晶粒细化,与α（Al）两相交替生长;当△T≥171K时,形成了以（θ＋α＋ξ）三元不规则共晶团为主要特征的凝固组织．     

移动电磁场下低碳钢凝固过程枝晶破碎临界条件

为了探讨移动电磁场对低碳钢凝固过程枝晶破碎的影响,进行了移动电磁场下的0.22%～0.34%C(质量分数)低碳钢浇铸凝固实验.对不同磁感应强度下铸坯凝固组织进行了观察,考察了二次枝晶分布,凝固过程冷却速度与二次枝晶间距的函数关系.同时考察了移动电磁场对铸坯柱状晶向等轴晶转变(CET)位置的影响,并对钢凝固过程CET发生时的凝固速度和固相率进行了计算.导出了移动电磁场下合金凝固过程枝晶破碎的临界条件,并通过低碳钢作实验验证,得到了低碳钢凝固CET发生时临界固相率和液相平均流速之间的关系.     

液态Fe-Cu-Mo合金的比热和相关热物理性质研究

采用电磁悬浮落滴式量热方法研究了三元Fe_77.5Cu₁₃Mo_9.5偏晶合金在1482~1818 K范围的比热和相关热物理性质. 在实验获得的0~221 K (0.13 T_m)过冷度范围内, 其比热为44.71 J·mol^-1·K^-1. 据此对该合金的过剩比热、焓变、熵变和Gibbs自由能差进行了计算, 发现传统近似方法的计算结果只能描述小过冷近平衡条件下的凝固过程, 在深过冷条件下只有实验结果才能反映相变过程的真实情况. 根据比热实验结果揭示了热扩散系数、热传导系数和声速随温度的变化关系. 分析发现凝固组织由(Fe)和(Cu)两相组成, 并依据两相界面能的计算结果探索了偏晶合金竞争形核与凝固组织的相关规律.     

基于自适应有限元法的纯物质三维枝晶生长模拟

基于高性能计算特性的自适应有限元方法,较大尺度地求解三维相场模型,定量模拟纯物质三维枝晶的凝固过程,研究过冷度、各向异性系数等相场参数对三维枝晶的影响.结果表明:过冷度和各向异性系数越大,三维枝晶生长速度越大,侧向分枝越发达,二次枝晶间距越小,并得到与结晶理论相一致的枝晶生长规律.此外,在CPU耗费时间上自适应有限元方法比均匀网格方法降低一个数量级,并且当系统尺寸越大时越能体现出自适应有限元方法的优越性,为大尺度多场耦合相场模型的模拟提供便利.     

过冷熔体的定向凝固

提出了过冷单相合金的定向凝固问题,与常规定向凝固不同,这种定向凝固是在界面前负的温度梯度之下进行的,其进行的必要条件是热扩散作用在枝晶生长过程中处于主导地位,以Ｃｕ－３０％Ｎｉ的合金进行实验,在１０５～１５５Ｋ的过冷度范围内获得了定向凝固组织,实验结果同时表明,该定向凝固的最终组织为单晶体。