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Mg-Sn共晶合金的凝固组织演化及晶体生长机理唐 玲*, 刘文义, 王永善（陕西理工大学 材料科学与工程学院，陕西 汉中 723003）摘要：采用金相显微镜（OM）、X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS），研究自由凝固下Mg-Sn共晶合金在不同凝固阶段的组织、相的生长形态及相组成等。
探讨Mg-Sn共晶合金的晶体生长机制以及冷却速度对合金显微组织的影响。
结果表明：Mg-Sn亚共晶合金中的凝固组织为六角蔷薇花状的初生α-Mg相和共晶Mg/Mg2Sn层片组织的混合结构；Mg-Sn过共晶合金中的凝固组织为棱角分明的初生Mg2Sn金属间化合物相和共晶Mg/Mg2Sn层片组织的混合结构；在亚共晶成分范围内，随着Sn含量的增加，初生α-Mg相含量减少，共晶相含量增多；随着冷却速率的提高，合金组织得到了明显的细化；初生α-Mg相为非小平面相，初生Mg2Sn金属间化合物相为小平面相。
关键词：亚共晶；共晶自生复合材料；非小平面相；小平面相doi：10.11868/j.issn.1005-5053.2022.000149中图分类号：TG146.22 文献标识码：A 文章编号：1005-5053(2023)05-0050-08Solidification structure evolution and crystal growth mechanismof Mg-Sn eutectic alloyTANG Ling*, LIU Wenyi, WANG Yongshan（School of Materials Science and Engineering, Shaanxi University of Technology, Hanzhong723003, Shaanxi，China）Abstract: Optical microscope, X-ray diffractometer, scanning electron microscope and energy dispersive spectrometer were used to study the microstructure, phase growth morphology and phase composition of free solidified Mg-Sn eutectic in-situ composites at different solidification stages.The crystal growth mechanism of Mg-Sn eutectic in-situ composite and the effect of cooling rate on the microstructure of the alloy were investigated.The results show that the solidification structure of Mg-Sn hypoeutectic alloy is hexagonal rose-like primary α-Mg phase and eutectic Mg/Mg2Sn lamellar mixed structure. The solidification structure of Mg-Sn hypereutectic alloy is a mixed structure of angular primary Mg2Sn intermetallic compound phase and eutectic Mg/Mg2Sn lamellar structure.With the increase of Sn content, the quantity of primary α-Mg phase decreased and the content of eutectic phase increased. With the increase of cooling rate, the microstructure of the alloy is obviously refined.The α-Mg primary phase is a non-faceted phase, and the primary Mg2Sn intermetallic compound phase is a faceted phase.Key words: hypoeutectic alloy；eutectic in-situ composites；faceted phase；non-faceted phase镁合金由于轻质高强、阻尼特性好等优良特性，成为极具应用潜能的结构材料。
定向凝固中的界面形态演化引言通常人们在研究金属及其合金的凝固时，由于金属本身的不透明性，使得人们无法动态实时观察金属内部凝固过程中凝固组织的演化与选择；而采用X射线透视或者原子力显微镜则代价较为高昂，也不可能获得对组织演化细节的清楚认识。
由于熔体凝固时对流会造成材料组分上的变化，造成杂质条纹等缺陷。
要获得高质量的材料，就要对凝固过程的熔体流动和其稳定性进行深入研究。
借助实时观察方法对凝固过程进行实时原位观察，研究凝固过程中材料表面微观形貌和整体形态的变化以及流体运动，实现动态过程的可视化监测和测量，从中就可获得有关凝固的信息。
随着对凝固理论与晶体生长技术不断深入的研究，发现凝固形态是由晶体界面性质和凝固驱动力场的性质所完全决定的。
界面性质决定了界面形态对驱动力场的响应性质，因而相似的界面性质在相似的驱动力场作用下将产生相似的动力学行为，从而导致相似的界面形态。
固--液界面可以分为两类[1]：规则界面和不规则界面。
规则界面是指正常凝固条件下的平面、胞状和枝晶界面[2]。
理论分析表明，只有当固--液界面能是各向异性时才能形成稳定枝晶界面[3]，通常情况下大多数材料是以稳定枝晶界面生长。
当晶体沿着一定的晶向生长时，如立方晶系的<111>晶向，固--液界面能接近于各向同性[4]，这时将会出现不规则界面。
在这样的条件下，枝晶尖端常常随机分枝，分枝与枝晶干不对称，从而形成不规则界面。
至今已经观察到几种不规则界面，如：倾斜枝晶界面、退化枝晶界面、海藻状晶体界面。
1实验方法晶体生长室的最大平面放在x-y平面中，观察二维晶体生长。
实验采用了丁二腈-5at%水来作为模拟晶体，测试开始前，试样加热至全部融化并静止一段时间冷却，使得试样内的熔质均匀化。
温度通过采用SWP-T803数字控温仪控温，控温精度0.1°C，可在0°C到200°C范围内任意调节。
加热至一定温度且保持恒定，试样内形成一定的温度梯度，试样放在温度梯度场中。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言近年来，Al-Cu-Si共晶合金因其在机械、物理及化学性能上的优异表现，在多种工程领域得到了广泛应用。
其组织结构的形成及性能的优化是当前材料科学研究的重要课题。
本文主要对定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成过程及性能进行了研究。
二、Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 成分设计与熔炼定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的成分设计主要依据合金的共晶成分。
在高温下，将Al、Cu和Si按照预设比例混合并熔炼，待其完全熔化后，进行均匀化处理，以消除成分偏析。
2. 定向凝固过程在定向凝固过程中，合金的冷却速率对组织形成具有重要影响。
通过控制冷却速率，可以获得具有特定组织结构的共晶合金。
在缓慢的冷却过程中，原子有足够的时间进行有序排列，形成定向生长的组织结构。
3. 组织形成机理Al-Cu-Si共晶合金的组织形成主要受到原子扩散、相变及共晶反应的影响。
在冷却过程中，合金中的各元素通过扩散达到共晶反应的成分比例，进而发生共晶反应，形成共晶组织。
三、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的性能1. 机械性能定向凝固Al-Cu-Si共晶合金具有优异的机械性能，包括高强度、良好的塑性和韧性。
其高强度主要源于共晶组织的强化作用，而良好的塑性和韧性则得益于合金中各相的均匀分布和相互协调。
2. 物理性能该合金具有良好的导热性和导电性，这主要归因于其独特的组织结构和各元素的优良性能。
此外，其还具有较高的热稳定性，能够在高温环境下保持较好的性能。
3. 耐腐蚀性能Al-Cu-Si共晶合金在多种环境下表现出良好的耐腐蚀性能。
这主要得益于其致密的组织结构和元素之间的相互协同作用，使得合金在腐蚀环境下具有较高的抗蚀性。
四、结论本研究通过对定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成与性能进行研究，发现该合金具有优异的机械性能、物理性能和耐腐蚀性能。
这些性能主要源于其独特的组织结构，包括共晶组织的形成、各相的均匀分布以及元素之间的相互协同作用。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言定向凝固技术是一种重要的金属材料制备技术，其通过控制合金的凝固过程，使合金组织沿特定方向生长，从而获得具有优异性能的材料。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种典型的轻质高强合金，具有优异的力学性能和物理性能。
本文旨在研究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成及其性能，为该类合金的制备与应用提供理论依据。
二、实验材料与方法1. 材料准备选用纯度较高的Al、Cu、Si元素，按照一定比例配制Al-Cu-Si合金。
将合金熔炼后进行定向凝固处理。
2. 定向凝固方法采用定向凝固炉进行实验，通过控制冷却速度和温度梯度，实现合金的定向凝固。
3. 组织观察与性能测试利用金相显微镜、扫描电镜等手段观察合金的组织结构；通过硬度计、拉伸试验机等设备测试合金的力学性能；利用X射线衍射等技术分析合金的相组成。
三、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 组织形态在适当的冷却速度和温度梯度下，Al-Cu-Si共晶合金呈现出典型的共晶组织形态。
共晶组织由初生α-Al相和共晶硅相组成，二者呈特定的形态分布，形成典型的共晶组织结构。
2. 生长机制定向凝固过程中，合金的凝固遵循一定的生长机制。
初生α-Al相在液相中首先析出，随后共晶硅相与α-Al相共同生长，形成共晶组织。
在合适的温度梯度和冷却速度下，共晶组织沿特定方向生长，形成定向凝固组织。
四、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的性能1. 力学性能定向凝固Al-Cu-Si共晶合金具有优异的力学性能。
由于组织结构的特殊性，合金具有较高的硬度、强度和韧性。
此外，合金的抗疲劳性能和抗冲击性能也表现出色。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金具有较好的导电性和导热性，适用于电子封装、散热器等领域。
此外，合金还具有良好的耐腐蚀性能和抗氧化性能。
五、结论本文研究了定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成与性能。
实验结果表明，通过控制定向凝固过程中的温度梯度和冷却速度，可以获得具有特定组织结构的共晶合金。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言随着现代科技和工业的不断发展，合金材料在各种应用领域中扮演着重要的角色。
定向凝固技术作为合金材料制备的一种重要方法，对于共晶合金的微观组织和性能具有显著影响。
本文以Al-Cu-Si共晶合金为研究对象，深入探讨了其定向凝固过程中的组织形成与性能。
二、Al-Cu-Si共晶合金的定向凝固1. 实验材料与方法本实验采用纯度较高的Al、Cu、Si元素作为原料，通过熔炼、浇注、定向凝固等工艺制备Al-Cu-Si共晶合金。
采用光学显微镜、扫描电子显微镜等手段对合金的微观组织进行观察和分析。
2. 定向凝固过程在定向凝固过程中，合金的液态金属在温度梯度的作用下逐渐凝固，形成特定的晶体结构。
由于Al-Cu-Si共晶合金具有较低的共晶温度和良好的流动性，因此在适当的温度梯度和凝固速率下，可以得到良好的共晶组织。
三、组织形成与微观结构1. 共晶组织的形成在定向凝固过程中，Al-Cu-Si共晶合金中的Al和Si元素在共晶温度下同时析出，形成共晶组织。
这种组织具有优异的力学性能和物理性能，使得合金在各种应用领域中具有广泛的应用前景。
2. 微观结构分析通过光学显微镜和扫描电子显微镜观察发现，Al-Cu-Si共晶合金的微观结构主要由初生相和共晶相组成。
初生相主要为Al基体，而共晶相则是由Al、Cu、Si元素组成的复杂化合物。
这些相在空间上相互交织，形成了复杂的微观结构。
四、性能分析1. 力学性能Al-Cu-Si共晶合金具有良好的力学性能，包括高强度、高硬度、良好的延展性和耐磨性等。
这些性能主要归因于其优异的微观结构和共晶组织的形成。
此外，通过调整合金的成分和定向凝固工艺，可以进一步优化合金的力学性能。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金还具有良好的物理性能，如优良的导热性、导电性和抗腐蚀性等。
这些性能使得合金在电子、航空航天、汽车等领域具有广泛的应用前景。
五、结论本文通过实验研究了Al-Cu-Si共晶合金的定向凝固过程、组织形成与性能。
登兰三些銮兰三兰璺圭兰兰兰兰和良好的高温性能；ｂ）其导电率具有各向异性，当电流方向与纤维排列方向一致时，可有效地提高材料的导电率；纤维在凝固过程中形成雏形，通过大塑性变形实现纤维化；无界面润湿及化学反应问题，提高了材料的完整性；Ｃ）固溶在铜基体中的溶质元素基本保持原有形貌，而基本不受塑性变形的影响。
这样易将多种强化机制综合，以实现强度的迸～步提高。
还可添加适量元素抑制材料的某些缺陷，可进一步提高其耐磨、抗软化性和耐热性，从而进一步提高综合机械性能及物理性能；ｇ）利用现有制各加工设备，可实现大截面异断面的材料工业化生产，易与连铸连轧技术、连续铸造技术相结合。
左图是经过大变形量塑性变形后的Ｃｕ—ｃｒ合金，原始的铸态枝晶和等轴状ｃｒ都被拉长形成纤维组织（图卜１）。
对材料的时效特征研究结果表明：Ｃｕ—Ｃｒ自生复合材了硬度峰值对应温度为５００。
Ｃ（保温１ｈ）、导电率峰值出现在６００＂Ｃ左右。
纤维增强相基本不受时效处理的影响。
ｅ）图１－１塑性变形ＣｗｌＳ％Ｃｒ的显微组织ｎＦｉｇ．１－１ｍｉｃｔｏｓｔｍａｕｒｅｏｆＣｕ－１５％Ｃｒｂｙｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ２）快速凝固Ｃｕ－Ｏｒ自生复合材料快速凝固技术在新材料的研制和开发中己愈来愈引起人们的重视，圜为通过快速凝固可以扩展固溶度极限，使原来在基体中很少溶解或几乎不溶的元素能大量溶入固溶体中，在随后热处理时可形成不同分布及不同结构的脱溶产物而获得超时效果。
通过快速凝固，在一些台金中可获得常规条件下不存在的中间相，为鉴性意义。
本文将对Ｃｕ－Ｃｒ亚共晶合金定向凝固初始过渡过程的凝固组织演化特点做具体研究，其主要内容包括：（１）研究凝固速率对Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金定向凝固稳态组织的形成特点的影响及影响组织变化的因素：（２）探讨Ｃｕ．Ｃｒ亚共晶合金初始过渡区的组织特征，及凝固条件对其转变特征的影响机制；以此对比初始过渡区与稳态组织形成特点；（３）探讨Ｃｕ—Ｃｒ合金在定向凝固初始非稳态生长阶段共晶组织的形成方式和初生胞、枝晶组织演化机制；（４）探讨的６相的析出机制；（５）研究Ｃｕ－Ｃｒ定向凝固初始过渡区初生相和共晶相生长的稳定性及其宽争生长机制。
《Al-Si-Mg三元近共晶合金定向凝固组织与形成》篇一一、引言Al-Si-Mg三元近共晶合金因其在机械、物理及化学性质上的优越性，近年来受到了广泛关注。
其中，合金的定向凝固组织对于其性能起着决定性作用。
本文旨在探讨Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织及其形成的高质量特征。
二、Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织1. 定向凝固技术的介绍定向凝固技术是一种先进的材料制备技术，其基本原理是通过控制合金的冷却速度和温度梯度，使合金在凝固过程中形成单一方向上的组织结构。
此技术可以有效改善合金的力学性能、物理性能及耐腐蚀性能等。
2. Al-Si-Mg合金的定向凝固组织特点Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织主要由初生相、共晶相及次生相组成。
初生相为α-Al基体，共晶相为Si和Mg在α-Al基体中的共晶结构，次生相则是一些复杂的金属间化合物。
这种组织结构使得合金具有良好的力学性能和物理性能。
三、Al-Si-Mg三元近共晶合金的形成机制与高质量特征1. 形成机制Al-Si-Mg三元近共晶合金的形成主要依赖于元素的相互扩散和固溶反应。
在凝固过程中，各元素按照其在合金中的溶解度进行扩散和反应，形成稳定的相结构。
此外，温度梯度和冷却速度对合金的相结构和组织形态也有重要影响。
2. 高质量特征Al-Si-Mg三元近共晶合金具有高强度、高硬度、良好的耐磨性和耐腐蚀性等高质量特征。
这些特征主要归因于其定向凝固组织中的初生相和共晶相的均匀分布以及次生相的细化。
此外，合金的微观组织结构也对其性能产生重要影响。
四、实验研究方法与结果分析1. 实验研究方法本部分通过金相显微镜、扫描电子显微镜及X射线衍射等技术手段，对Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织进行观察和分析。
同时，结合热力学计算和动力学模拟，探讨合金的形成机制和高质量特征。
2. 结果分析实验结果表明，Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织具有明显的方向性，初生相和共晶相的分布均匀且相互交织，次生相得到细化。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言在金属材料领域，定向凝固技术已被广泛用于制备高性能的共晶合金。
共晶合金由两种或多种组分组成，其独特的特点在于合金中组分之间以特定的方式形成共晶结构。
Al-Cu-Si合金作为一种典型的共晶合金，具有优异的机械性能和物理性能。
本文将探讨定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成及其性能，旨在深入理解其结构特点与性能关系。
二、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 实验材料与方法本实验采用纯度较高的Al、Cu、Si金属原料，按照一定比例混合后进行熔炼。
通过定向凝固技术，控制合金的冷却速度和凝固方向，以获得具有特定结构的共晶合金。
2. 组织形成过程在定向凝固过程中，Al-Cu-Si合金的组织形成经历了液态、固态以及固态转变三个阶段。
在液态阶段，合金各组分均匀分布；在固态转变阶段，合金中各组分开始形成特定的晶体结构；最终在固态阶段，形成了具有特定结构的共晶组织。
3. 共晶组织的特点Al-Cu-Si共晶合金的组织主要由初生相和共晶相组成。
初生相主要为Al基体，而共晶相则是由Cu和Si形成的复杂化合物。
这些相在合金中以特定的方式排列，形成了独特的共晶组织。
三、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的性能1. 机械性能由于Al-Cu-Si共晶合金具有独特的组织结构，使其具有优异的机械性能。
该合金具有较高的强度和硬度，同时具有良好的延展性和冲击韧性。
此外，该合金还具有良好的耐磨性和抗疲劳性能。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金还具有优异的物理性能。
该合金具有较低的密度和良好的导热性能，使其在轻量化和高导热性应用领域具有广阔的应用前景。
此外，该合金还具有良好的电磁屏蔽性能和抗氧化性能。
四、影响共晶合金组织和性能的因素1. 冷却速度定向凝固过程中的冷却速度对Al-Cu-Si共晶合金的组织和性能具有重要影响。
随着冷却速度的增加，合金的晶粒尺寸减小，组织更加致密，从而提高了合金的机械性能和物理性能。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言定向凝固技术是一种重要的金属材料制备技术，它通过控制冷却速率和温度梯度，使合金在凝固过程中形成特定的组织结构。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种典型的金属间化合物，具有优异的力学性能和物理性能。
本文旨在研究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成与性能，为合金的制备和性能优化提供理论依据。
二、材料与方法1. 材料准备选用高纯度的Al、Cu和Si作为原材料，按照一定的比例配制出Al-Cu-Si合金。
在真空熔炼炉中熔炼合金，并采用定向凝固技术进行凝固处理。
2. 定向凝固技术采用高温度梯度定向凝固装置，控制冷却速率和温度梯度，使合金在特定的条件下进行凝固。
通过调整工艺参数，观察组织结构的变化。
3. 性能测试与表征采用光学显微镜、扫描电子显微镜等手段对合金的组织结构进行观察和分析。
通过硬度测试、拉伸试验等手段评估合金的力学性能。
同时，采用X射线衍射等手段对合金的物相组成进行表征。
三、结果与分析1. 组织形成在定向凝固过程中，Al-Cu-Si共晶合金的组织结构发生了明显的变化。
随着冷却速率和温度梯度的调整，合金中的初生相、共晶相和次生相的形态、大小和分布都发生了改变。
当温度梯度较大时，组织呈现出明显的定向性，初生相和共晶相的分布更加均匀。
2. 性能表现（1）力学性能：随着组织结构的优化，Al-Cu-Si共晶合金的力学性能得到了显著提高。
硬度测试表明，合金的硬度值随着温度梯度的增加而提高。
拉伸试验表明，合金的抗拉强度和延伸率也得到了提高。
（2）物相组成：X射线衍射结果表明，Al-Cu-Si共晶合金主要由Al基体、CuAl2和Si相组成。
随着温度梯度的变化，各物相的相对含量和分布也发生了变化。
四、讨论1. 组织形成机制Al-Cu-Si共晶合金的组织形成受冷却速率和温度梯度的影响较大。
在定向凝固过程中，合金中的初生相和共晶相在特定的温度梯度下形成并长大。
定向凝固下共晶合金中相的竞争生长共晶合金是常见的金属材料，在实际生产中应用广泛。
在定向凝固过程中，共晶合金的相生长与竞争是其中一个关键问题。
定向凝固是指在一个特定的温度梯度下，通过控制合金的冷却速度，来实现晶体生长方向的控制。
共晶合金中通常含有两种固相，分别代表了不同的成分。
在定向凝固过程中，这两种相会呈现交替排列的结构。
当两种相同时生长速度相同时，它们会在定向凝固过程中互相穿插，形成一种交替排列的结构。
但是当两种相的生长速度不相等时，就会出现相的竞争生长。
具体来说，当一种相的生长速度快时，它就会压制另一种相的生长，导致其无法继续生长。
这种竞争生长的结果取决于两种相之间的结晶度差异、互相作用力、扩散速率等因素。
在定向凝固过程中，通过控制温度梯度和冷却速度，可以调节共晶合金中两种相的生长速度，从而实现相的控制生长，达到优化物理性能的目的。
此外，在实际生产中也需要考虑共晶合金中的微观结构和宏观形态对材料性能的影响，结合相竞争生长的机理，进行合理的工艺设计和材料控制。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言在金属材料领域，定向凝固合金由于其在物理性能和机械性能方面的卓越表现，一直是研究的热点。
Al-Cu-Si共晶合金作为其中的一种，具有优异的力学性能和良好的加工性能，广泛应用于航空航天、汽车制造等领域。
本文将重点研究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成及性能。
二、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 成分设计与制备在Al-Cu-Si合金体系中，适当的元素配比对合金的组织形成和性能具有重要影响。
通过合理的成分设计，可以获得具有共晶结构的合金。
制备过程中，采用定向凝固技术，通过控制冷却速度和温度梯度，使合金在特定方向上凝固。
2. 组织形成过程在定向凝固过程中，Al-Cu-Si合金的组织形成主要受到温度梯度、凝固速度和合金元素扩散速度的影响。
当合金在适当的温度梯度和凝固速度下凝固时，会形成共晶组织。
共晶组织的形成包括初生相的析出和共晶相的生成两个阶段。
初生相的析出主要受合金元素浓度和温度梯度的影响，而共晶相的生成则是在初生相析出后，通过元素扩散和固溶反应形成。
三、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的性能1. 力学性能定向凝固Al-Cu-Si共晶合金具有优异的力学性能，包括高强度、高硬度、良好的耐磨性和抗疲劳性。
这些性能主要归因于其独特的共晶组织结构。
共晶组织中的初生相和共晶相相互交织，形成了强韧的复合结构，提高了合金的力学性能。
2. 物理性能除了力学性能外，定向凝固Al-Cu-Si共晶合金还具有良好的物理性能，如优良的导电性和导热性。
这些性能主要得益于合金中铝元素的优异导电导热性能。
此外，合金的密度较低，有助于减轻制品的重量。
四、实验与结果分析为了深入研究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成与性能，我们进行了一系列实验。
通过改变合金成分、温度梯度和凝固速度等参数，观察合金的组织形态和性能变化。
实验结果表明，适当的成分设计和工艺参数可以获得具有优异性能的定向凝固Al-Cu-Si共晶合金。
《Al-Si-Mg三元近共晶合金定向凝固组织与形成》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，金属材料在各种工程应用中发挥着越来越重要的作用。
其中，Al-Si-Mg三元近共晶合金因其优异的物理性能和机械性能，被广泛应用于航空航天、汽车制造和电子工业等领域。
本文将重点研究Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织及其形成的高质量特性。
二、Al-Si-Mg三元近共晶合金的基本特性Al-Si-Mg合金是一种轻质、高强度的金属材料，其成分中的硅和镁元素能够显著提高合金的机械性能和耐热性能。
此外，该合金还具有较好的铸造性能和加工性能，使得其在工业生产中具有广泛的应用前景。
三、定向凝固组织的形成过程定向凝固是一种通过控制冷却速度和温度梯度来控制合金凝固过程的技术。
在Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固过程中，合金在特定的温度梯度下进行凝固，形成具有特定晶体取向的组织结构。
这一过程对于合金的微观结构和性能具有重要影响。
四、定向凝固组织的微观结构Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织具有明显的层状结构，其中铝基体与硅和镁的化合物相互交错，形成复杂的相结构。
这种结构使得合金具有较高的强度和硬度，同时保持良好的塑性和韧性。
此外，定向凝固组织的晶粒尺寸、相分布和相界面等微观特征对合金的性能具有重要影响。
五、高质量的形成机制Al-Si-Mg三元近共晶合金的高质量特性主要源于其定向凝固组织的精细结构和优异的相分布。
在定向凝固过程中，通过控制温度梯度和冷却速度等工艺参数，可以获得具有特定晶体取向的组织结构。
此外，合金中的硅和镁元素能够有效地细化晶粒、提高相界面的稳定性，从而进一步提高合金的性能。
六、结论本文通过对Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织和形成的高质量特性进行研究，发现该合金具有优异的物理性能和机械性能。
定向凝固组织的层状结构和精细的相分布使得合金具有较高的强度、硬度和塑韧性。
此外，通过控制工艺参数，可以进一步优化合金的性能。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言随着现代科技的发展，金属材料在众多领域中发挥着重要作用。
其中，Al-Cu-Si共晶合金因其优异的物理和机械性能，被广泛应用于航空航天、汽车制造、电子封装等领域。
本文将重点研究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成及其性能，以期为相关领域的研究和应用提供理论依据。
二、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 合金成分与相图Al-Cu-Si三元合金系统具有复杂的相图，其中共晶成分的合金在一定的温度范围内可以形成共晶组织。
通过调整合金的成分，可以获得具有特定组织和性能的共晶合金。
2. 定向凝固工艺定向凝固是一种通过控制合金的冷却速度和结晶方向，从而获得具有特定组织和性能的材料的方法。
在Al-Cu-Si共晶合金的定向凝固过程中，通过控制温度梯度和冷却速度，可以获得具有特定晶体取向的共晶组织。
3. 组织形成过程在定向凝固过程中，Al-Cu-Si共晶合金的组织形成主要受到温度梯度、结晶速度和合金成分的影响。
当合金在一定的温度梯度下冷却时，首先形成初生相，随后在初生相的基础上形成共晶组织。
共晶组织的形成过程包括初生相的生长、共晶相的形成和共晶片的生长等步骤。
三、Al-Cu-Si共晶合金的性能1. 机械性能Al-Cu-Si共晶合金具有较高的强度和硬度，同时具有良好的塑性和韧性。
这主要得益于其独特的共晶组织结构，使得合金在受到外力作用时能够产生良好的变形协调能力。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金具有良好的导热性和导电性，这使得其在电子封装和导电材料等领域具有广泛的应用。
此外，该合金还具有较好的耐腐蚀性能，能够在恶劣的环境中长时间使用。
四、定向凝固对Al-Cu-Si共晶合金性能的影响通过定向凝固工艺，可以获得具有特定晶体取向的Al-Cu-Si 共晶合金。
这种合金的机械性能和物理性能得到进一步提高，同时具有更好的各向异性。
定向凝固使得合金中的晶体结构更加规整，从而提高了合金的强度和硬度。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言定向凝固技术是一种重要的金属材料制备技术，它通过控制冷却速率和温度梯度，使合金在凝固过程中形成特定的组织结构。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种具有优异性能的合金体系，其组织形成与性能的研究对于提升合金的综合性能具有重要意义。
本文旨在探究定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成及其性能特点，为合金的优化设计和应用提供理论依据。
二、实验方法1. 材料制备采用高纯度的铝、铜和硅为原料，按照一定比例配制Al-Cu-Si共晶合金。
将合金置于定向凝固设备中，通过控制冷却速率和温度梯度，实现合金的定向凝固。
2. 组织观察利用金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等手段，观察合金的组织结构，包括晶粒形貌、尺寸、取向以及相的分布等。
3. 性能测试对合金进行硬度、抗拉强度、延展性等力学性能测试，以及导电性能、耐磨性能等物理性能测试。
三、Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 共晶反应与组织结构Al-Cu-Si共晶合金在定向凝固过程中，会发生共晶反应，生成特定的组织结构。
共晶组织主要由初生相和共晶相组成，其中初生相为α-Al基体，共晶相为CuAl2和Si的混合物。
这些相在合金中呈特定排列，形成特定的组织结构。
2. 温度梯度与晶粒取向的影响定向凝固过程中，温度梯度和冷却速率对Al-Cu-Si共晶合金的组织形成具有重要影响。
随着温度梯度的增大，晶粒的取向性增强，组织更加致密。
而冷却速率则影响组织的细化程度和相的分布。
适当的温度梯度和冷却速率有利于获得优异的组织结构。
四、Al-Cu-Si共晶合金的性能特点1. 力学性能Al-Cu-Si共晶合金具有较高的抗拉强度和硬度，这主要归因于其细小的晶粒和致密的组强结构。
此外，适当的温度梯度和冷却速率可以进一步提高合金的力学性能。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金具有良好的导电性能和耐磨性能。
其中，导电性能主要取决于合金中铝的含量和相的分布；耐磨性能则与组织的致密程度和硬度有关。
快速凝固Co-Sn 合金的组织形态与电学特性共晶合金的凝固过程涉及到两个固相的竞争形核及协同生长, 受冷却速率、过冷度、形核条件和重力水平等因素的制约. 在平衡凝固条件下, Co-Sn共晶合金的凝固组织通常为层片状共晶, 而在非常规凝固条件下, 两相协同生长模式被打破, 呈现出竞争生长的态势, 从而导致组织形貌的显著变化[1~6]，譬如, 随着过冷度的增大, 凝固组织由规则层片共晶向不规则共晶转变[4]。
急冷技术可使液态金属获得较大的冷却速率, 实现瞬间形核、生长, 从而获得组织精细、偏析程度小的复相微晶材料及亚稳相结构. 显著细化的组织和特异的相结构必然引起合金物理化学性能的变化. 晶体取向、缺陷、晶界及表面状态对合金的电阻率有着显著的影响[7~12]. 因此, 快速凝固组织形成规律和合金电学特性的研究是材料科学和凝聚态物理共同关注的重要研究课题之一. 本文采用单辊实验技术研究了亚共晶和共晶Co-Sn合金的急冷快速凝固行为和组织特征, 实验测试了合金条带的电阻率, 并对合金偏析行为、组织形态及电阻率与冷却速率之间的相关规律进行了理论探索.1 实验方法Co-20%Sn(质量分数)和Co-34.2%Sn合金均用高纯Co(99.999%)和Sn(99.999%)在超高真空电弧炉中熔配而成. 样品质量约为 1.2 克. 实验之前, 把表面洁净的样品放入底部开有Ø0.8 mm×10 mm 喷嘴的Ø16 mm×150 mm 石英试管中, 再将试管置入配有真空罩的辊轮顶部, 抽真空至1.2×10−2 Pa 后反充高纯He(99.995%)气至1 个大气压. 反复“抽真空－充He 气”3~5 次之后, 使用高频感应熔炼设备加热样品, 使其熔化并过热100 K 以上, 保温3~5 min 后, 向石英试管中吹入高压Ar 气. 液态合金在高压下呈连续液流喷射到高速旋转的Cu 辊表面, 急冷凝固成合金条带. 实验过程中辊面线速度控制在20~52m/s 之间.合金条带经镶嵌、抛光和浸蚀处理后, 用ARMRAY-1000B 型扫描电镜(SEM)分析合金的组织形态, 使用能谱仪(EDS)分析合金相微区化学成分. 所用浸蚀剂为“30 mL 王水+ 5 g CuCl2 + 30 mL H2O”溶液. 采用经典的SZ-82型数字式四探针测试仪测定合金条带的电阻率.2 实验结果与分析讨论合金成分在Co-Sn二元合金相图[4]中的位置如图 1 中的箭头所示. 在平衡凝固条件下,当熔体温度下降到1588 K时, Co-20%Sn合金首先析出初生相αCo枝晶, 在到达共晶温度时αCo枝晶析出量为51.3%. 处于枝晶间隙的剩余液体在1385K下发生共晶转变, 形成由αCo 和γCo3Sn相构成的含量为48.7%的规则层片共晶组织.Co-34.2%Sn 合金则全部形成层片状两相共晶组织.在共晶转变过程中, αCo 相和γCo3Sn相按比例协同生长, 两相质量分数分别为40.2%和59.8%.然而, 在急冷快速凝固条件下, 两相形核与生长条件发生了变化, 因而形成与平衡凝固组织形态迥异的快速凝固组织.图 1 两种合金成分在相图中的位置2.1 快速凝固组织特征2.1.1 Co-20%Sn 亚共晶合金的组织形态Co-20%Sn 亚共晶合金在不同辊速下的快速凝固组织如图2 所示. 图中黑色相为αCo, 灰白色相为γCo3Sn. 初生αCo相按枝晶方式生长, γCo3Sn相分布其间. 图2(a)是辊速为20 m/s的快速凝固组织. 图中, 条带组织沿厚度方向明显分为三个晶区: 近辊面激冷等轴晶区(Ⅰ区)、中部柱状晶区(Ⅱ区)和自由面粗大等轴晶区(Ⅲ区). Ⅰ区金属熔体因受铜辊的激冷作用最强, 形核率大, 凝固组织以均匀细小的等轴晶为特征. Ⅱ区因受辊轮的单向吸热, 在离开辊面的方向上形成较大的温度梯度, αCo 的生长形态以定向生长的细长柱状晶为特征.由于Ⅰ区和Ⅱ区凝固层热阻的影响, Ⅲ区的传热作用减弱, 温度梯度较中部有所减小, 该区中初生αCo 枝晶的生长方向具有明显的随机性, 凝固组织以粗大的等轴晶为特征. 图2(b)为辊速Vr=36m/s的凝固组织. 从图中可以看出, 等轴晶区扩大, 而柱状晶区明显缩小. 当Vr=52 m/s 时柱状晶区完全消失, αCo 相全部转变为细小的等轴晶组织如图2(c)示. 三个晶区的厚度D随辊速的变化趋势如图3 所示.2.1.2 Co-34.2%Sn 共晶合金的组织形态图 4 为Co-34.2%Sn 共晶合金在不同辊速下的快速凝固组织形态.从中可知, 在Vr=20~52 m/s 的范围内, 合金均获得了全部的不规则共晶组织. 同样, 由于受Cu 辊较大的急冷作用, 近辊面晶区组织细化程度非常显著. 另外, 随着冷速的增大, 不规则共晶组织得到了显著地细化, 并且在条带厚度方向上的组织均匀性也获得了明显地改善.2.1.3 冷却速率的理论计算合金条带组织的形成规律与液态合金的冷却速率密切相关. 为了建立冷却速率与辊速之间的内在联系, 将Navier-Stokes方程、连续方程和热传导方程相耦合, 对温度场和冷却速率进行了理论计算. 在模型的建立过程中, 考虑了结晶潜热、熔体粘度和密度随温度的变化以及辊轮的二维动态传热等. 动量传输和热量传输主控方程表达如下[13]具体计算方法和过程及方程说明详见文献[13]. 理论计算用物性参数见表1. 计算获得的冷却速率( T ＝-dT/dt)随辊速的变化关系如图 5 所示. 可见, 随着辊速的增大, 冷却速率增大. 实验过程中熔体的冷却速率在(3.0~5.0)¯106K/s 范围. 这说明冷却速率是影响合金组织形态演变的重要物理条件.2.1.4 T0 线和αCo 枝晶生长速度的理论计算在快速凝固条件下, 晶体生长速度很快, 溶质截留效应显著, 从而可大幅度地扩展合金相的固溶度, 甚至发生无偏析凝固. 非平衡凝固条件下的溶质分配系数k、液相线斜率m 和生长速度V 之间的关系为[14]式中, me 为平衡液相线斜率, m 为非平衡液相线斜率,ke 为平衡溶质分配系数, k 为非平衡溶质分配系数, V为生长速度, Vd =D0/a0 为扩散速度, a0 为原子间距, 取0.3 nm, D0 为扩散系数, 取5×10−9 m2/s, CS和CL分别为固相和液相的成分. 根据相变热力学理论, 当一定成分的合金熔体过冷至固液两相自由能相等所对应的温度T0 时, 就有可能实现无偏析凝固. 此时, 液、固两相的成分相同, 溶质分配系数k = 1. T0 线的表达式为[14]式中, Tm 为纯组元的熔点; 为界面浓度. *L C将(6)式代入(9) 式, 并令k＝1, 可得Co-Sn 合金的T0 线如图1 中虚线所示. 图中, Co-20%Sn 合金对应的无偏析凝固过冷度为397 K. 理论计算表明, 本文实验过程中达到的最大过冷度仅209K, 亦即熔体的冷却速率尚未达到实现无偏析凝固所需的水平. 由于液固界面前沿溶质再分配的结果, 富Sn 的残余液体被快速生长的固液界面推移到枝晶间, 最后凝固形成晶间γCo3Sn 相.基于平衡相图, 分别将平衡条件下Co-20%Sn 合金的液/固相成分和代入(8)式, 可得ke＝0.161. 并结合(7)式可求得固相成分CS 与枝晶生长速度之间的关系, 如图 6 所示. 根据EDS分析结果, Sn 在αCo中的固溶度达16.8%Sn, 相应地, αCo 枝晶的生长速度为71 m/s.2.2 合金的电阻率图7 为合金电阻率ρ随辊速的变化关系. 随着辊速的增大, 合金电阻率急剧增大. Co-20%Sn 和Co-34.2%Sn 合金的电阻率变化范围分别为34.6~93.5µΩ·cm和46.7~83.7µΩ·cm. 电阻率随辊速的变化本质上反映了组织形态对电阻率的影响. 冷速增大使凝固组织显著细化, 晶界明显增多. 根据金属薄膜F-S理论[15]和二流体模型[7], 运动的电子在薄膜表面和晶界上都会受到散射, 这将导致参与导电的有效电荷密度的降低, 从而使合金电阻率显著增大, 这便是金属薄膜电阻率尺寸效应. 然而, 由于快速凝固条带的厚度通常在几到几十微米, 远大于电子平均自由程, 即急冷合金条带实际上并不存在明显的电阻率尺寸效应. 因此, 对快速凝固合金而言, 晶界散射便成为影响合金电阻率的主导性因素. 包含体散射(声子和空位引起的散射)和晶界散射的多晶薄膜的电阻率可用Mayadas和Shatzkes[15]提出的晶界电阻率模型(M-S模型)来描述:式中, ρ0 为合金固有电阻率, l0 为电子平均自由程, r为晶界散射系数, d为晶粒尺寸(可观测量). 实验测定的亚共晶和过共晶合金的ρ0 值分别为10.22 和15.05 µΩ·cm, 晶粒尺寸随辊速的变化关系为合金的电子平均自由程取经验值l0＝36.5 nm, 将其代入(11)式, 并结合(10)、(12)式对合金电阻率进行理论估算. 计算得到的不同r 值下的电阻率如图7 所示. 从图中可以看出, 电阻率对晶界散射系数十分敏感, 当r＝0.992 时理论计算值与实测值吻合良好. 这说明在急冷快速凝固合金中, 晶界散射对合金的电阻率影响十分显著,并且晶界散射系数r→1.据ρg/ρ0—α曲线可对重要的物理量l0 值进行验算, 发现当r→1(取0.992)时, l0值在33.6~42.0 nm范围, 即理论计算用l0 取值合理.实际上, 液态合金在快速凝固过程中, 大的冷却速率不仅使晶粒细化, 晶界数量增多, 而且使合金相的固溶度和空位数也显著增大. 另外, 在辊轮驱动的剪应力强烈冲击下, 凝固组织中不可避免地产生各种晶体缺陷如位错、层错和孪晶等. 因此, 快速凝固合金的电阻率实际上是块体材料的电阻率与各种晶体缺陷引起的电阻率增值之和. 理论计算中r 的取值实际上综合地反映了晶界及晶体缺陷对合金电阻率的影响. 有鉴于目前尚缺乏各种晶体缺陷对合金电阻率影响的定量分析模型, 可通过合理的选取r 值, 应用M-S 模型对快速凝固合金的电阻率进行理论计算. 随着冷速的增大, 晶界、位错等晶体缺陷数量增多, 对自由电子的散射作用增强, 从而导致电阻率的显著增大.3 结论(1) 在急冷快速凝固条件下, Co-20%Sn 亚共晶合金初生αCo 相的生长形态对冷速变化十分敏感. 低冷速下, 合金条带中部会形成一定量的柱状αCo枝晶. 随着冷速的增大, 柱状晶区逐渐缩小并趋于消失, 条带组织也变得明显细化并均匀化, 以致在高冷速下形成以均匀细小的αCo 等轴晶和其间分布的γCo3Sn 相为特征的凝固组织.(2) Co-34.2%Sn 共晶合金获得了全部的不规则共晶组织. 随着冷速的增大, 共晶组织明显细化, 沿条带厚度方向的均匀性显著提高.(3) 随着冷速的增大, 晶界、位错等晶体缺陷数量增多, 对自由电子的散射作用增强, 从而导致电阻率的显著增大. 晶界散射系数r→1, 使用M-S模型可综合分析快速凝固Co-Sn 合金的电导特性.参考文献1 Xie W J, Cao C D, LüY J, et al. Levitation of iridium and liquid mercury by ultrasound. Physical Review Letters, 2002, 89(10): 104304[DOI]2 Han X J, Wang N, Wei B. Rapid eutectic growth under container-less condition. Applied Physics Letters, 2002, 81(4): 778~ 780[DOI]3 Kassner K, Misbah C. Spontaneous parity-breaking transition in directional growth of lamellar eutectic structure. Phys Rev A, 1991, 44: 6533~6543[DOI]4 Yao W J, Han X J, Wei B B. Rapid eutectic growth during free fall. Chinese Science Bulletin, 2002, 47(15): 1316~13205 Kassner K, Misbath C. Similarity laws in eutectic growth. Physi-cal Review Letters, 1991, 66: 445~448[DOI]6 Ghosh G. Coarsening kinetics of Ni3Sn4 scallops during interfacial reaction between liquid eutectic solders and Cu/Ni/Pd metalliza-tion. Journal of Applied Physics, 2000, 88(11): 6887~6896[DOI]7 Reiss G, Vancea J, Hoffmann H. Grain-boundary resistance in polycrystalline metals. Physical Review Letters, 1986, 56(19): 2100~2103 [DOI]8 Gurp G J. Resistivity, grain size, and structure of vaccum- depos-ited Co films. Journal of Applied Physics, 1975, 46(5): 1922~ 19279 Zhou Y Q, Matsubara I, Shin W, et al. Effect of grain size on electric resistivity andthermopower of (Ca2.6 Bi0.4)Co4O9 thin films. Journal of Applied Physics, 2004, 95(2): 625~628[DOI]10 Jen S U, Chen T P, Chang S. Electrical resistivity of Co-Ni-Pd al-loys. Journal of Applied Physics. 1991, 70(10): 5831~5833[DOI]11 Jacob U, Vancea J, Hoffmann H. Surface-roughness contributions to the electrical resistivity of polycrystalline metal films. Physical Review B, 1990, 41(17): 11852~11857[DOI]12 Sheng L, Xing D Y, Wang Z D. Transport theory in metallic films: Crossover from the classical to the quantum regime. Physical Re-view B, 1995, 51(11): 7325~7328[DOI]13 徐锦锋, 魏炳波. 急冷快速凝固过程中液相流动与组织形成的相关规律. 物理学报, 2004, 53(6): 1909~191514 Kurz W, Fisher D J. Fundamentals of solidification. 4th ed. Neth-erlands: Trans Tech Publications, 1998, 28~3315 Mayadas A F, Shatzkes M. Electrical-resistivity model for poly-crystalline films: the case of arbitrary reflection at external sur-faces. Physical Review, 1970, 1(4): 1382~1389与正常凝固相比：一般情况下自然冷却（冷却速度小）所得到的组织晶粒粗大，析出相较多较为复杂。
Fe-Ni包晶合金定向凝固过程中的组织演化规律包晶合金是一类应用非常广泛的工程合金,随着具有重要工程应用前景的高温金属间化合物结构材料Ti-Al、Fe-Al、Ni-Al合金,稀土永磁材料Nd-Fe-B和Co-Sm-Al合金,以及高温氧化物超导材料Y/Nd-Ba-Cu-O等新型包晶系材料的开发,包晶合金的凝固过程近年来受到人们的极大关注。
一方面,凝固过程是制备包晶系材料一个很难避免的工艺过程,对材料的最终组织和性能必然产生重要影响;另一方面,近年来在包晶系材料凝固过程中发现了大量新颖的组织。
这些组织的出现极大地丰富了现有的包晶凝固理论,同时也反映出人们目前对包晶凝固过程认识的局限性。
因此,工程应用和凝固理论的研究都迫切需要人们对包晶凝固过程进行深入的研究。
本文选择包晶系模型合金Fe-Ni合金,通过系统的定向凝固实验研究了Fe-Ni包晶合金定向凝固过程中的组织演化规律。
发现在Fe-Ni合金定向凝固过程中,包晶反应在很大的凝固速度范围内都是存在的,并且对多种组织的形成具有重要的影响。
此外,本文重点考察了包晶合金定向凝固过程中的两相共生生长——等温共生生长和胞状共生生长的演化过程。
最后,根据低速段和高速段Fe-Ni合金的定向凝固组织演化,本文讨论了包晶合金定向凝固过程中相和组织选择理论及其适用性。
对Fe-4.0Ni、Fe-4.3Ni和Fe-4.5Ni三种合金分别在6K/mm、8K/mm和12K/mm 三种温度梯度下进行了系统的低速(V≤20μm/s)定向凝固实验,得到了丰富的组织:离散带状组织、混合带状组织、岛状组织、等温共生生长组织、胞状非等温共生生长组织、振荡树状(层状)组织、枝晶岛状组织及传统的包晶枝晶组织。
证明了包晶合金定向凝固过程中是可以形成类似共晶系中的等温(平界面)共生生长。
然而与共晶共生生长不同,包晶等温共生生长需要严格的形成条件、很长的初始过渡过程,并且形态稳定性很差,所以包晶共生生长很难生长出规则排列的两相复合组织。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言随着现代工业技术的快速发展，金属材料在各种工程领域中发挥着越来越重要的作用。
其中，共晶合金因其独特的物理和化学性能，在航空航天、汽车制造、电子封装等领域具有广泛的应用前景。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种典型的轻质高强合金，其组织形成与性能的研究具有重要意义。
本文旨在探讨定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成过程及其性能表现。
二、Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 合金成分设计Al-Cu-Si共晶合金的成分设计是组织形成的关键。
合理的成分比例能够促进共晶组织的形成，提高合金的力学性能。
一般来说，Al基体中添加适量的Cu和Si元素，可以形成Al基共晶合金。
2. 定向凝固工艺定向凝固是一种常用的合金制备技术，可以有效控制合金的晶粒取向和共晶组织形态。
在制备Al-Cu-Si共晶合金时，通过控制冷却速度、温度梯度等工艺参数，实现合金的定向凝固。
在凝固过程中，溶质原子在固液界面处发生扩散，形成共晶组织。
3. 组织形成过程在定向凝固过程中，Al-Cu-Si共晶合金的组织形成主要包括初生相的形成、共晶相的生长以及最后的组织形态。
初生相主要为Al基体或CuAl2等金属间化合物；共晶相则是由Al、Si和少量Cu元素组成的共晶组织。
在定向凝固过程中，这些相在空间上相互交织，形成特定的组织形态。
三、Al-Cu-Si共晶合金的性能表现1. 力学性能Al-Cu-Si共晶合金具有较高的强度和硬度，这是由于其独特的共晶组织结构所决定的。
在定向凝固过程中，合金的晶粒取向和共晶组织形态对力学性能具有重要影响。
合理的成分设计和工艺参数可以优化合金的组织结构，提高其力学性能。
2. 物理性能Al-Cu-Si共晶合金还具有良好的导热性能和导电性能。
这使得其在电子封装、散热器件等领域具有广泛的应用前景。
此外，该合金还具有较好的抗腐蚀性能，能够在恶劣环境下长期使用。
3. 加工性能Al-Cu-Si共晶合金具有良好的加工性能，可以通过铸造、锻造、挤压等工艺进行加工。
《Al-Si-Mg三元近共晶合金定向凝固组织与形成》篇一一、引言在金属材料领域，合金以其卓越的物理、化学及机械性能在多种工业应用中占有重要地位。
本文特别关注于Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织及其对材料高质量性能的影响。
此合金系统因其在航空航天、汽车制造及电子封装等领域的广泛应用而备受关注。
通过研究其定向凝固组织，可以更好地理解合金的微观结构、性能及其之间的关系，从而为进一步优化合金的制备工艺和性能提供理论依据。
二、Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织Al-Si-Mg三元近共晶合金的定向凝固组织主要涉及合金在凝固过程中的相变行为和晶体生长机制。
在定向凝固过程中，合金中的各元素会按照一定的规律进行结晶，形成特定的组织结构。
这些组织结构包括初生相、共晶相以及次生相等，它们的形态、大小和分布对合金的性能有着重要影响。
三、定向凝固组织的形成机制1. 初生相的形成：在Al-Si-Mg合金的凝固过程中，初生相的形成主要受温度梯度、冷却速率及合金成分等因素的影响。
初生相的形态和大小直接影响到合金的力学性能和耐腐蚀性能。
2. 共晶相的形成：当合金中的液相达到共晶温度时，会发生共晶反应，形成共晶相。
共晶相的形态和分布对合金的力学性能、热稳定性和耐久性有着重要影响。
3. 次生相的形成：在凝固后期，可能会形成次生相。
这些次生相的形态和分布对合金的微观结构和性能具有重要影响。
四、高质量的形成与影响因素Al-Si-Mg三元近共晶合金的高质量形成主要受以下几个方面的影响：1. 合金成分：合金成分是影响其高质量形成的关键因素。
适当的合金成分可以保证合金具有良好的力学性能、耐腐蚀性能和热稳定性。
2. 凝固工艺：凝固工艺对合金的微观结构和性能具有重要影响。
通过优化凝固工艺，如调整温度梯度、冷却速率等，可以获得具有优异性能的合金。
3. 微观组织结构：合金的微观组织结构对其性能具有重要影响。
通过研究定向凝固组织的形成机制，可以更好地理解合金的微观结构与性能之间的关系。
《定向凝固Al-Cu-Si共晶合金组织形成与性能》篇一一、引言定向凝固技术是一种重要的金属材料制备技术，通过控制凝固过程中的温度梯度和凝固速度，可以获得具有特定组织和性能的合金材料。
Al-Cu-Si共晶合金作为一种具有优异力学性能和物理性能的合金体系，其组织和性能的研究具有重要意义。
本文旨在探讨定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成过程及其性能表现。
二、实验方法1. 材料选择与合金制备：选用纯度较高的铝、铜和硅原料，按照一定比例配制Al-Cu-Si共晶合金。
采用真空熔炼法制备合金铸锭。
2. 定向凝固实验：将合金铸锭放入定向凝固设备中，控制温度梯度和凝固速度，进行定向凝固实验。
3. 组织观察与性能测试：利用金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜观察合金的组织形态，测试合金的硬度、拉伸性能、导电性能等。
三、定向凝固Al-Cu-Si共晶合金的组织形成1. 组织结构特点：Al-Cu-Si共晶合金在定向凝固过程中，形成了一种特殊的共晶组织结构。
这种组织结构由α-Al基体、CuAl2相和Si颗粒组成，各相之间呈现出一定的取向关系。
2. 共晶组织形成过程：在定向凝固过程中，合金中的各元素按照一定的比例和速度进行扩散和迁移，最终形成共晶组织。
其中，温度梯度和凝固速度对组织形成具有重要影响。
温度梯度越大，共晶组织的生长方向越趋向于热流方向；凝固速度越慢，共晶组织的尺寸越大。
四、Al-Cu-Si共晶合金的性能表现1. 力学性能：Al-Cu-Si共晶合金具有优异的力学性能，包括高强度、高硬度、良好的塑性和韧性。
这些性能主要得益于其特殊的共晶组织结构和各相之间的相互作用。
2. 物理性能：Al-Cu-Si共晶合金具有良好的导电性和导热性，这使其在电子封装、散热器等领域具有广泛的应用前景。
此外，该合金还具有较好的耐腐蚀性能。
五、结论通过定向凝固技术制备的Al-Cu-Si共晶合金具有优异的组织和性能。
其特殊的共晶组织结构由α-Al基体、CuAl2相和Si颗粒组成，各相之间呈现出一定的取向关系。
··从凝固原理来说，共晶合金凝固组织形成与其组成相的特性及耦合作用密切相关，并受到凝固条件影响，因而共晶合金凝固比单相合金要复杂[1-5]。
近年来金属-金属间化合物共晶合金材料得到很大的重视，如Nb 基高温合金Nb-Nb 5Si [6]，Ni 基合金Ni-Ni 3Al [7-8]，磁性功能材料Bi-MnBi 等[9-10]。
金属间化合物相作为共晶合金中增强相或功能相往往起很大的作用[11-12]。
在这些合金体系中，金属间化合物基本特性不同于一般合金，是一种高比强、低塑性/韧性合金，有很高的强度、硬度和高的熔点及特殊的性能，这就给新一代的航空和航天器、汽车以及化工工业的发展提供比常规材料性能优越的选择。
为了充分体现其性能特性，需要在合金制备中尽可能提高其体积分数。
选取共晶点以外的合金成分可使金属间化合物相的体积分数得以提高，往往形成偏向金属间化合物一侧的非共晶合金。
该合金在凝固过程中一般会析出领先于共晶组织生长的粗大金属间化合物相（称其为初生相组织），它的形成和凝固行为会极大地影响合金最终的凝固组织，因此探索合适的工艺控制参数改善粗大的初生相，来制备非共晶点成分的共晶自生复合材料就成为共晶合金凝固研究的重要内容。
选择Cu-Cu 2Mg 过共晶合金为研究对象，通过恒速和跃迁加速（凝固速率从一个速率立即增加到另外一个速率）来探讨初生金属间化合物相Cu 2Mg 以及共晶朱鹏超，李双明，郑元斌，傅恒志（西北工业大学凝固技术国家重点实验室，陕西西安710072）摘要：在定向凝固恒速和跃迁加速下，研究了Cu-Cu 2Mg 过共晶合金中Cu 2Mg 初生相和共晶组织的变化。
结果表明，在定向凝固速率5~100μm/s 下，Cu 2Mg 初生相领先共晶组织生长，生长方向与定向凝固方向一致，界面形态从侧枝较少的树枝晶变为间距较小的细枝晶形态。
在定向凝固速率从2μm/s 跃迁加速到20μm/s 下，生长的Cu 2Mg 初生相枝晶有的被抑制停止生长，有的出现细化，而共晶组织细化是通过层片中Cu 相分枝进行的。
研究表明，通过定向凝固跃迁加速工艺方法，可使Cu-Cu 2Mg 共晶组织层片间距更加细化。
关键词：定向凝固；Cu-Cu 2Mg 过共晶合金；组织演化中图分类号：TG146.1+1文献标识码：A 文章编号：1001-4977（2009）06-0543-04ZHU Peng-chao,LI Shuang-ming,ZHENG Yuan-bin,FU Heng-zhi（State Key Laboratory of Solidification Processing Northwestern Polytechnic University,Xi'an 710072,Shaanxi,China ）Abstract ：Directionally solidified microstructures of Cu-Cu 2Mg hypereutectic alloy were investigatedin different solidification conditions.At the pulling velocity ranging from 5μm/s to 100μm/s,the interface morphologies of Cu-Cu 2Mg hypereutectic were observed changing from the coarse dendrite with less side-branch to refined dendrite.As the pulling velocity increased abruptly from 2μm/s to 20μm/s,the primary dendrites of Cu 2Mg phase were thinned and some ceased growing.The branch of Cu phase in coupled eutectics led to reduction of the lamellar spacing during the pulling velocity abruptly changing process.Simultaneously,the experimental results show that the abruptly increasing velocity process enable the coupled eutectics more refined compared to the constant pulling velocity process.Key words ：directional solidification;Cu 2Mg hypereutectic alloy;microstructure evolution 定向凝固恒速和跃迁加速下Cu-12.58%Mg过共晶合金的凝固组织演变Microstructure Evolution of Cu-12.58%Mg Hypereutectic Alloy atConstant and Abruptly Increasing Velocities in DirectionalSolidification基金项目：国家自然科学基金项目（50401014）和教育部新世纪人才资助项目（NCET-07-0692）。
收稿日期：2008-10-27收到初稿，2008-11-27收到修订稿。
作者简介：朱鹏超（1981-），男，陕西西安人，硕士研究生，主要从事合金定向凝固方面的研究。
E-mail ：zpc315@Jun.2009Vol.58No.6铸造FOUNDRY543··的凝固行为。
目前已证实金属间化合物Cu2Mg相是小平面相[13]，因此本文对Cu-Cu2Mg过共晶合金研究不仅会有助于认识小平面相在定向凝固下的形态变化，而且也会加深对现有非共晶点合金凝固过程的认识。
1试验方法将采用99.9%（质量分数，下同）纯Mg和99.5%的紫铜为原料配料。
在真空感应炉中熔配成Cu-Cu2Mg共晶合金，用电感耦合等离子体发射光谱（ICP）分析成分Cu-12.58%Mg（共晶点成分为9.7%Mg），将其切割成Φ2.2mm的圆棒，置于Φ2.3mm、长120mm的高纯石英管中，定向凝固试验在自制的MSD-1型亚快速定向装置上进行。
试验分为以下两组：第一组恒速定向速率分别为：5μm/s，10μm/s，20μm/s，50μm/s，100μm/s。
凝固距离为40mm，然后淬火，保留凝固的固液界面形态；第二组跃迁加速，速率由2μm/s先抽拉25mm，然后分别跃迁加速到10μm/s、20μm/s、50μm/s，再抽拉25mm后淬火保留固液界面。
定向凝固后的试样研磨抛光后用硝酸∶氢氟酸∶酒精=1∶1∶10的溶液腐蚀，在OlympusTG-3光学显微镜下观察Cu-Cu2Mg 过共晶合金的纵截面和横截面凝固组织变化。
2试验结果及分析2.1定向凝固恒速下合金的凝固组织图1是凝固抽拉速率为5μm/s、50μm/s和100μm/s 下的淬火界面组织，其凝固方向如箭头所示是自下而上。
从图中可看到Cu2Mg初生相的生长方向基本与凝固方向保持一致。
在生长速率较慢的5μm/s下，Cu2Mg 初生相树枝晶侧枝很少，在界面淬火后，界面前沿液相部分凝固后的组织中共晶组织较多，这可能是因为初生相的长大，消耗掉大量溶质，使合金成分向共晶点成分偏移的缘故。
随着凝固速率的增加，胞状组织的初生相变为二次分枝明显的枝晶组织，如图1b所示，而同时冷却速率增大，初生相的长大受到抑制，枝晶间距减小，组织更加细化，如图1c所示。
图2是恒定抽拉速率为20μm/s和50μm/s下的凝固组织，其中图2a为20μm/s时的横截面组织，在该速率下Cu2Mg初生相一次枝晶间距约为220μm，而图2b中速率为50μm/s下初生相一次枝晶间距减少为150μm，在本试验速率范围里一次枝晶间距随抽拉速率的增加而减小。
另外，从图2a和b中都可看出Cu2Mg初生相枝晶尖端两边为光滑的平面，表明其小平面相生长特性。
图2c是20μm/s下的纵截面组织，从图中看到Cu2Mg初生相树枝晶类似鱼骨状，侧枝与主干呈45°~60°夹角，而当凝固速率增加到50μm/s时，枝晶数量增多，侧枝也多而密，形态与20μm/s下的组织相比有所不同，这可能是因为随凝固速率的增加，合金凝固的过冷度增大，形核数目增多，使得合金凝固的空间受到限制，结果枝晶生长的连续性和尺度都会减小。
2.2定向凝固速率从2μm/s跃迁到20μm/s下组织的变化图3a为凝固速率突然从2μm/s加速到20μm/s下组织变化图，当凝固速率突然改变后Cu2Mg初生相有的被抑制停止生长，如图3a的A处所示；有的开始细化，如图3a的B处所示。
这主要是因为当凝固速率从2μm/s增加到20μm/s时，在开始阶段，由于凝固速率的提高，使进入溶质富集层的溶质流量增加，但此时扩散排出的溶质的量仍然不变，这样固相中局部的溶质浓度将增加。
由于界面固相的溶质含量突然增加，使得初生相的界面温度下降，造成了已经生长的初生相发生重熔，而且，界面前沿液相的浓度变得不利于初生相的生长，从而造成初生相或者被抑制停止生长，或者细化。
当界面前沿溶质含量重新稳定后，界面前沿的初生相含量减少到一个很少的量，细化后的初生相被保持下来，如图3a所示。
图3b是图3a中C处的局部放大图，从中可看出，共晶组织在凝固速率突然增加后界面发生失稳，层片出现分枝细化过程，这是由于凝固速率的突然增加造成界面附近液相溶质的横向扩散能力相对下降（溶质扩图2不同抽拉速率下Cu-Cu2Mg过共晶合金的凝固组织Fig.2Directionally solidified microstructures of Cu-Cu2Mghypereutectic alloy at different pulling velocitiesFOUNDRYJun.2009 Vol.58No.6544··图4中耦合生长的共晶两相生长方向并不沿热流方向，这主要是因为定向凝固过程中Cu 2Mg 初生相首先从液相中形核，沿热流控制方向连续生长，见图1，初生相凝固时将Cu 原子排出富积在固液界面前沿，经横向扩散进入到初生相枝晶间的残余液相中，当液相的成分和温度达到共晶反应条件时，共晶组织形成。
其中初生相对共晶组织生长方向的影响主要在于以下两个方面：一是定向传热的作用因初生相凝固释放出的大量结晶潜热的影响而减弱；另一方面初生相枝晶臂的生长也阻碍并破坏了共晶定向的生长，导致枝晶间的共晶组织生长方向并不一致。
