液态金属双频电磁约束成形过程研究_李双明

Wood液态合金在NaOH溶液中的电化学反应及表面张力变化行为张国堤;李富祥;陈剑虹;曹睿;林巧力【摘要】By variation of liquid Wood metal's environment in NaOH solution and application of electric field with graphite electrode, surface tension of the liquid metal, interfacial electrochemical reaction, generation of oxidation film, and other dynamic processes were studied. The results showed that thin oxidation film on the surface of Wood alloy droplets which was formed by anodic oxidation reaction quickly reduced surface tension of Wood alloy and the oxidation film on surface of liquid alloy droplets would return to neutral state by cathodic reduction reaction within 3 seconds. The electrical capillary force broke the oxide film so that metal oxides reacted with NaOH to generate ions of Sn(OH)62?、SnO32?、SnO22?、PbO32?、Cd(OH)42? which altered solution colors with a white precipitate of Bi2O3-Bi(OH)3 copolymer. The dielectric wetting and solution electrowetting on thin film essentially had the same mechanism. With the increase of voltage, the surface tension was decreased and electrowetting spreading process was occurred obviously, but the wetting angle exhibited saturation as a result of limited number of OH? ions adsorbed on alloy droplets by electrochemical reactions.%通过改变液体金属在NaOH溶液中所处的环境介质,利用石墨电极对其施加电场,研究了液态金属的表面张力、界面电化学反应、氧化膜的产生、溶液中电润湿等动态过程.实验发现Wood合金液滴在阳极发生电化学反应产生的氧化膜会迅速减小表面张力并发生铺展,在阴极发生还原反应会使带氧化膜的金属在3 s内恢复到原状,电毛细作用力使氧化膜破裂,各氧化物与NaOH反应产生Sn(OH)62?、SnO32?、SnO22?、PbO32?、Cd(OH)42?使溶液的颜色发生改变,溶液中生成Bi2O3-Bi(OH)3白色共聚物.薄膜电介质层润湿和溶液中电润湿机理在本质上相同,表面张力随着电压的增大而减小并发生明显的电润湿铺展过程,但由于金属液滴通过电化学反应所能吸附的OH?数量有限,润湿角存在饱和性.【期刊名称】《化工学报》【年(卷),期】2017(068)003【总页数】7页(P1122-1128)【关键词】氧化;还原;电化学;界面张力;电解质;微流体学【作者】张国堤;李富祥;陈剑虹;曹睿;林巧力【作者单位】兰州理工大学材料科学与工程学院,省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050【正文语种】中文【中图分类】O646液态金属是由金属正离子流体和自由电子气构成[1]的不定形金属物质，常见的Hg 就是典型的液态金属。

第26卷　第3期2006年6月 航　空　材　料　学　报JOURNAL OF AERONAUTI CA L MATER I ALSVol .26,No .3June 2006Ni 224119wt%Nb 过共晶合金跃迁减速定向凝固下初生Ni 3Nb 相的消失李双明,蒋冰轮,马伯乐,刘　林,傅恒志(西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072)摘要:对N i 224.19%N b 过共晶合金在定向凝固速率10μm /s 和跃迁减速定向凝固下的组织进行了研究,结果表明:凝固速率10μm /s 下,合金中出现了初生Ni 3Nb 相的生长,并在凝固20mm 后达到了准稳态,与最高界面生长温度假设的理论分析相一致。

在从10μm /s 跃迁减速到1μm /s 过程中,界面上液相溶质的变化,造成了初生N i 3Nb 相的含量先增加后减少,而初生相的消失,凝固组织变为全耦合生长的共晶组织,主要是由于初生相与共晶相相互竞争生长造成的。

另外,初生相的消失也不是在同一个平面上均匀进行的,而是从试样的边缘向中心逐渐发展的。

关键词:N i 2Nb 共晶合金;定向凝固;竞争生长中图分类号:T G132.3+2 文献标识码:A 文章编号:100525053(2006)0320035206收稿日期:2006201220;修订日期:2006203225基金项目国家自然科学基金(535,5);西北工业大学英才计划项目资助作者简介李双明(),男,博士,教授,(2)@。

定向凝固共晶材料因两相同时从熔体中结晶析出,具有组元热力学稳定性高、相界面结合牢固、材料性能各向异性强等特点[1～5]。

另外由于其性能由基体相和共生第二相的性能叠加而成,因而在材料性能设计方面比单相合金更具有广泛性。

平衡凝固下,只有共晶点成分的共晶合金才能获得全部为耦合生长的共晶组织,而对于绝大部分处于非共晶点成分的合金凝固组织中往往含有粗大的初生相,性能难以提高,因此探索合适的工艺控制参数,消除初生相来制备非共晶点成分的共晶耦合生长自生复合材料就成为共晶合金凝固研究的重要内容之一。

中国科学 E辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期: 402~410 402 《中国科学》杂志社SCIENCE IN CHINA PRESS定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳李双明*, 傅恒志西北工业大学凝固技术国家重点实验室, 西安 710072收稿日期: 2006-02-21; 接受日期: 2006-05-14国家自然科学基金资助项目(批准号: 50401014, 50395102)* E-mail: lsm@摘要单相合金定向凝固时, 固液界面处液相溶质浓度会受抽拉速率的跃迁变化而发生较大的改变. 理论分析和数值计算结果表明: 当抽拉速率从V0跃迁变化到V时, 定向凝固系统并不能立即达到抽拉速率V, 而是经过一个非稳态凝固过程才能达到V. 跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度呈现小大小的不对称分布, 且刚开始时, 界面处液相的溶质浓度随抽拉速率跃迁比V/V0, 原始抽拉速率V0和温度梯度G L增加而增大, 相应的溶质扩散长度随V/V0和G L增加而减小. 对于跃迁减速过程, 变化情形刚好相反. 另外在跃迁加速中, 即使合金跃迁变化的抽拉速率仍处于平界面临界失稳速率范围之内, 如果固液界面处液相溶质浓度过大, 也会使合金凝固的平界面发生失稳现象. 上述分析结果在Al-2%Cu合金的数值计算中得到了验证. 关键词定向凝固速度跃迁溶质分布Al-Cu合金定向凝固中因抽拉速率(V)和液相温度梯度(G L)可独立地加以控制, 因此常用于凝固理论的基础研究, 建立了诸如成分过冷准则、Mullins-Sekerka界面稳定性理论以及共晶合金中Jackson-Hunt模型等一系列重要的凝固理论模型[1~3]. 同时定向凝固工艺也为了解远离平衡的流体界面花样形成、界面演化动力学作用机制提供了可靠的技术条件. 除此之外, 定向凝固技术还可用于制备高性能的具有重要工业应用价值的磁性材料、单晶及准晶材料[4~6].在定向凝固制备单晶合金领域, 由于受溶质分凝的影响, 使得合金先后凝固部分的溶质含量不同, 如对溶质分凝系数小于1的合金来说, 先凝固部分的溶质含量低, 后凝固部分的溶质含量高, 这样会直接影响到单晶合金的品质. 为此单晶合金制备时要求平界面凝固, 这样达到稳态下其溶质浓度大小可基本保持不变. 但由于各种扰动的存在, 使得绝对稳态凝固难以达到[7], 凝固的界面和速率会受到各种因素的影响.中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期403目前, 定向凝固速率变化造成合金溶质浓度改变的研究主要集中在平界面凝固的初始阶段[8~13], 在该阶段中, 合金的凝固速率从零变化到所施加的数值. 但在工业应用中, 由于零件截面的突变会造成凝固速率的跃迁变化, 这种变化往往不是从零开始的, 变化时固液界面前液相的溶质浓度分布也不同于抽拉速率为零的初始状态, 这种情形下合金溶质浓度变化研究目前尚不多. 早期Smith 等人[8,9]采用Laplace 变换方法研究了上述情形, 但他们都假定一旦抽拉速率从V 0跃迁变化到V 时, 系统的凝固速率就能马上达到抽拉速率V , 凝固过程中溶质扩散长度A 保持不变(A =D L /V 为定值, 其中D L 是液相溶质扩散系数), 研究结果被晶体生长和凝固著作广泛引用[2,9,14], 但在对初始过渡区内溶质浓度分布的研究中发现, 该观点与实际情形不符[7,11~13]. 为此, 本文在考虑到系统的凝固速率和溶质扩散长度两者都改变的基础上, 讨论抽拉速率跃迁(从一个恒定的抽拉速率立即变化到另外一个恒定的抽拉速率)下平界面处及其前沿的液相溶质浓度变化规律, 并进一步探讨平界面处液相溶质浓度富集能否造成界面失稳, 希望通过上述研究, 能为定向凝固下合金中溶质浓度的分布控制提供更精确的理论指导. 1 理论模型在一维半无限大的定向凝固系统中, 如果忽略液态金属中的对流和固相扩散, 并将一个已达到稳态抽拉速率为V 0的定向凝固系统跃迁变化到抽拉速率V , 则固液界面前合金的液相溶质浓度分布控制方程为[6,9] 212(,)(,)(,).L L L L C z t C z t C z t D V t z z∂∂∂=+∂∂∂ (1) 方程(1)中C L 为液相溶质浓度, V 1为系统的定向凝固速率, t 为时间, z 为到固液界面的距离, 其中坐标的原点定于移动的固液界面上. 虽然凝固中金属材料的传热系数要远大于溶质扩散系数, 但当抽拉速率从V 0变化到V 时, 定向凝固系统并不能立即达到抽拉速率V , 这主要是因为固液界面向前推进的等温线还受到溶质浓度分布的影响, 而此时溶质浓度分布还没有达到稳态.对于系统的凝固速率V 1可通过如下方法来求得: 在抽拉速率跃迁变化前, 定向凝固的平界面凝固温度为0/.i L m L T T m C k =+ (2)方程(2)中T m 为合金纯溶剂的熔点, m L 为合金液相线斜率, C 0为合金原始成分, k 为溶质分凝系数. 抽拉速率跃迁变化后, 界面处液相溶质浓度变为(0,)L C t ∗, 其平界面凝固温度为(0,)i L m L L T T m C t ∗=+, (3) 所以速率跃迁变化造成凝固界面温度之差为*0((0,)/).L L T m C t C k Δ=− (4) 在定向凝固下, 温度差造成的凝固界面位置变化为*0((0,)/)/,L L L Z m C t C k G Δ=− (5)李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳404所以在考虑到凝固界面位置变化的基础上, 系统的凝固速率为10.V Z Z Z ==+Δ (6) 方程(6)中0Z 对应于试样的抽拉速率V , 因此有 **1d (0,)d (0,)1d d L L L L L L m C t m C t V V V G t G V t ⎡⎤=+=+⎢⎥⎢⎥⎣⎦. (7) 对于方程(1), 在抽拉速率跃迁后, 界面处溶质浓度守恒条件为 *10(,)(1)(0,),L L L z C z t V k C t D z =∂−=−∂ (8)相应的初始时刻平界面处及其前沿的液相溶质浓度分布为抽拉速率V 0下的值, 即为 0001(,0)exp .L L V k C z C C z k D ⎛⎞−=+−⎜⎟⎝⎠(9) 方程(1)和(7)~(9)构成了抽拉速率跃迁变化下平界面前液相溶质浓度控制方程及相应的初始和边界条件, 目前通过它们尚不能直接获得溶质浓度分布的解析解, 但其分布可采用近似解来表示[11,15] *00(,)[(0,)]exp ()L L z C z t C C t C t ⎛⎞=+−−⎜⎟⎝⎠A . (10) 方程(10)中()t A 为与时间相关的溶质扩散长度, 因此只要求得(0,)L C t ∗和()t A 就可以获得方程(10)中液相溶质浓度分布. 将方程(10)和(7)代入方程(8)得 ***0d (0,)(1)(0,)1[(0,)].d ()L L L L L L m C t D V k C t C t C G V t t ⎡⎤−+=−⎢⎥⎢⎥⎣⎦A (11) 另外对方程(1)中z 进行(0, ∝)积分, 则有 *1000(,)(,)d [(0,)].L L L L z C z t C z t z D V C C t t z ∝=∂∂=−+−∂∂∫ (12) 将方程(7), (8)和(10)代入方程(12)得 ***00d (0,)d {()[(0,)]}1[(0,)].d d L L L L L m C t t C t C V C kC t t G V t ⎡⎤−=+−⎢⎥⎢⎥⎣⎦A (13) 方程(11)和(13)构成了(0,)L C t ∗和()t A 与时间相关的方程组, 它们可简化为**0[(0,)]d (0,),d ()(1)(0,)L L L L L L L L D G C t C C t G V t m m t k C t −=−−A (14) *00[(0,)]d ()().d ()(1)(0,)(1)(0,)(0,)L L L L L L L L L L C kC t D D G G V t t t t m k C t m k C t C t C −=−+−−−A A A (15) 对于平界面定向凝固, 当抽拉速率V 0跃迁到V 达到稳态时有0(0,)/LC t C k ∗′=和()t ′=A中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期405/L D V , 其中t ′为达到稳态所需的时间, 将之代入方程(14)和(15), 即可得两方程右边的数值为0, 说明(0,)LC t ∗和()t A 不再随时间变化, 符合稳态下方程的解. 而当时间t →0时有0(0,)(0,0)/,L L C t C C k ∗∗→= (16) 0()(0)/,L t D V →=A A (17)将它们代入方程(14)和(15), 即有 *000d (0,)1,d L L L t G V C t V t m V →⎛⎞=−⎜⎟⎝⎠(18) 000d ()1.d (1)t L L L D G k t V t m C k V →⎛⎞=−⎜⎟−⎝⎠A (19) 由于k < 1和m L < 0, 因此当跃迁抽拉速率V 大于原始速率V 0时, 方程(18)右边大于零, 即界面处的液相溶质浓度在抽拉速率跃迁后是升高的, 并随速率跃迁比(V /V 0)、原始抽拉速率V 0和温度梯度G L 的增加而增大. 对于方程(19), 右边值小于零, 因此扩散长度()t A 是减少的, 并随V /V 0和G L 的增大而减小. 如果不发生速率的跃迁变化, 即抽拉速率保持不变, 方程(18)和(19)右边都为零, (0,)L C t ∗和()t A 也就保持不变.根据上述分析可知, 当抽拉速率跃迁增加时, 固液界面处液相的溶质浓度是先增加后下降到稳态的值0(0,)/LC t C k ∗′=, 这样必定出现(0,)L C t ∗极大值, 所以在此处有d (0,)/d 0.L C t t ∗= (20) 将方程(20)代入方程(7)中, 此时凝固速率V 1也达到抽拉速率V , 相应的此处固液界面处液相溶质浓度梯度为 max 0(,)(0,)(1)(0,).L c L Lz C z t V G t k C t z D =∂==−−∂ (21) 方程(21)中max (0,)L C t 为界面处最大的液相溶质浓度, 由于界面处液相溶质浓度梯度越大界面越不稳定, 此时仍有(0,)0,L L c G m G t −> (22) 说明速率跃迁变化中平界面能保持稳定, 如果该值小于0, 则会发生平界面失稳. 将方程(21)代入(22)式得 max (0,),(1)L L L L D G C t m V k <−− (23) 因此当界面处液相溶质浓度在跃迁加速中超过方程(23)右边值时, 平界面就会发生失稳现象, 即使此时达到的抽拉率V 仍小于成分过冷判据给出的平界面临界失稳速率V c . 对于跃迁减速过程, 由于界面处液相溶质浓度会相应地减少, 因此不存在平界面失稳的问题.要深入了解固液界面处及其前沿的液相溶质浓度变化, 必须要获得(0,)L C t ∗和()t A 的分布规律, 目前利用方程(14)和(15)还难以直接获得解析解, 因此采用数值法对它们进行分析.李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳4062 数值计算表1为Al-2%Cu 合金物性参数, 从中可看出合金的固相扩散系数远小于液相扩散系数, 因此固相扩散可以忽略不计. 另外根据成分过冷准则[1], 定向凝固平界面失稳的临界速率为0/T D G V L L c Δ=, 其中ΔT 0为合金的结晶温度间隔. 假设定向凝固中液相温度梯度G L 为100 K/cm, 则Al-2%Cu 合金平界面失稳的临界速率为0.9375 μm/s. 为此在数值计算中, 将跃迁前后的抽拉速率都控制在平界面失稳的临界速率范围之内, 说明在不发生速率跃迁变化下, Al-2%Cu 合金定向凝固界面形态都为平界面, 并且都不会发生平界面失稳的现象.表1 Al-2%Cu 合金的物性参数[6]参数ΔT 0 m α k α Γα D L D S 单位K K/% − 10−7 m ·K 10−9 m ·s −1 10−13 m ·s −1 数值 32 −2.6 0.14 0.9 3.0 3.02.1 跃迁减速下定向凝固平界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化图1(a)是Al-2%Cu 合金抽拉速率V 0从0.4, 0.6和0.8 μm/s 分别跃迁减速到V 为0.2 μm/s, 对应的V /V 0为1/2, 1/3和1/4下的界面处液相溶质浓度变化, 图中横坐标VZ /D L 是一个无量纲参数, 且Z = Vt , 因此图中曲线也代表界面处液相溶质浓度变化与时间的关系. 另外为了便于比较, 将V /V 0为1/2的Smith 分析解也表示在图1(a)中.从图1(a)中可看出, 不同起始定向抽拉速率V 0下平界面处的液相成分都为14.285%Cu(C 0/k ), 这主要是因为当t →0时, 有0(0,)(0,0)/L L C t C C k ∗∗→=. 跃迁减速后, 合金界面处液相溶质浓度分布要经历一个较长的过渡区, 才能达到稳态. 在过渡区内其大小先快速减少, 达到最小值后缓慢上升到稳态值, 造成上述变化的原因是: V 0减小到V 的初始过程中, 固液界面处液相溶质浓度梯度向液相扩散的溶质量为000(1)(,).L L z C k C z t D V z k=−∂−=∂ 而合金凝固时, 固液界面因溶质分凝排出的溶质量为1(1)(0,)L V k C t ∗−.由于V 1<V 0, 0(0,)(0,0)/LL C t C C k ∗<=, 结果向液相扩散的溶质量大于界面处排出的溶质量, 最终造成界面处液相溶质浓度贫乏, 且原始抽拉速率V 0越大, 跃迁减速后界面处液相溶质浓度也就越低, 极小值也就越小, 如图1(a)中V /V 0=1/4的曲线所示.另外从图1(a)中还可看出, 当V /V 0分别为1/4, 1/3和1/2时, 界面处液相溶质浓度出现最小值的地方比较接近, 大约在VZ /D L =0.3~0.4, 对应的凝固距离Z 分别为4.5, 5.04和5.76 mm.由于在极值处有d (0,)/d 0L C t t ∗=, 所以根据方程(7)可知, 此时凝固系统的速率等于跃迁减速后的抽拉速率0.2 μm/s. 而在这之前, 由于*d (0,)/d 0LC t t <和m L <0, 系统的凝固速率大于0.2 μm/s; 之后有*d (0,)/d 0LC t t >, 凝固速率稍小于0.2 μm/s, 然后才达到稳态的0.2 μm/s, 所以跃中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期407迁减速中0.2 μm/s 并不是合金凝固的最小速率, 凝固速率也不象Smith 等人所述的一直保持在0.2 μm/s 不变.值得注意的是, 虽然图1(a)中V /V 0为1/2的Smith 分析解与数值解变化趋势基本一致, 但其曲线上极小值要比数值计算的大, 这主要是因为Smith 解是建立在抽拉速率跃迁减速后能立即达到0.2 μm/s 的基础上, 结果溶质扩散长度也从原来的0.0075 m 马上增加到0.015 m, 溶质扩散长度的增加导致界面处液相溶质浓度扩散减少, 结果造成最小值要比相应的数值解大.图1(b)是跃迁减速下界面处液相溶质浓度与溶质扩散长度之间的关系. 由于不同减速V /V 0下达到稳态的凝固速率都为0.2 μm/s, 所以到达稳态时所对应的溶质扩散长度都为0.015 m, 如图1(b)中箭头所指的最终稳态值. 另外V /V 0越小的, 界面处液相溶质浓度极小值对应的溶质扩散长度()t ′A 也就越小, 这主要是因为在极值处有d (0,)/d 0L C t t ∗=, 所以根据方程(11)有0min ()1,(1)(0,)L LC D t V k C t ⎡⎤′=−⎢⎥−⎢⎥⎣⎦A 由于V /V 0是小的, 故界面处液相溶质浓度极小值min (0,)LC t 也小, 最终导致对应的溶质扩散长度()t ′A 也就越小, 如图1(b)所示.图1 Al-2%Cu 合金定向凝固平界面跃迁减速下界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化(a) 溶质浓度; (b) 溶质扩散长度2.2 定向凝固平界面跃迁加速下界面处液相溶质浓度变化及界面失稳图2(a)是抽拉速率V 0为0.2 μm/s 分别跃迁加速到V 为0.4, 0.6和0.8 μm/s, 对应的V /V 0为2, 3和4下的界面处液相溶质浓度变化曲线. 从中可看出, 跃迁加速中界面处溶质浓度都从14.285%Cu(C 0/k )先较快地增加, 达到极大值后逐渐减少到稳态平界面所对应的液相溶质浓度值14.285%Cu(C 0/k ), 这种变化与定向凝固初始过渡区中界面处液相溶质浓度变化不同. 因为在初始过渡区中系统的凝固速率从零增加到所施加的抽拉速率, 对应的界面处液相溶质浓度是从原始合金成分C 0, 逐渐增大到稳态抽拉速率V 下平界面处的液相溶质浓度值C 0/k . 该过程中合金界面处液相溶质浓度始终是单调增加的, 没有减少的过程, 最大值也为最终值C 0/k . 而图2(a)中, 不同跃迁加速过程中对应的界面处液相溶质浓度极大值都大于C 0/k , 且V /V 0越大, 极大值也越大, 原因是跃迁加速比大的凝固速率也大, 这样合金凝固时固液界面向液相排出李双明等: 定向凝固速率跃迁下平界面处液相溶质浓度变化及界面失稳408的溶质浓度多, 结果造成界面处溶质浓度富集, 最终导致其最大值也大的现象.图2(a)中同样给出了V /V 0为4的Smith 分析解, 其界面处液相溶质浓度分布与数值解的结果规律基本一致, 都是小大小的不对称分布, 但Smith 解给出的极大值要小于数值解给出的数值, 这一点与图1(a)相类似, 这也是因为Smith 分析解假设凝固速率在跃迁加速后能马上达到抽拉速率0.8 μm/s, 这样溶质扩散长度也就从原来的0.015 m 立即减少到0.0375 m, 溶质扩散长度的减少, 导致富集在界面处的液相溶质浓度快速扩散, 使得界面处出现的液相溶质浓度极大值减小.对于跃迁加速非稳态凝固过程中溶质扩散长度与界面处液相溶质浓度之间的对应关系, 如图2(b)所示. 从中可看出, 在跃迁加速中, 溶质扩散长度从原始抽拉速率为0.2 μm/s 下的0.015 m, 如图2(b)中箭头所指的值逐渐减少到不同跃迁后抽拉速率V 下所对应的数值. 另外从图中也可发现界面处液相溶质浓度出现极大值之后, 溶质扩散长度变化也就很小, 说明此后合金的凝固速率在达到抽拉速率V 后就变化不大(V 不仅是跃迁后的稳态凝固速率, 也是液相溶质浓度极大值处对应的凝固速率).图2 Al-2%Cu 合金定向凝固平界面跃迁加速下界面处液相溶质浓度和溶质扩散长度的变化(a) 溶质浓度; (b) 溶质扩散长度值得注意的是, 在跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度增加必须导致合金凝固界面温度的降低, 这样合金在定向凝固过程中界面位置会发生相应的变化, 变化的最大数值为max max 0((0,)/)/L L L Z m C t C k G Δ=−−.对于图2(a)中V /V 0为2的Al-2%Cu 合金来说, 固液界面会下移1.9 mm, 而当V /V 0为4时, 固液界面下移可达6 mm 左右. 如果下降的固液界面位置低于定向凝固中挡板的位置, 那么定向凝固中的单向热流就有可能受到破坏, 合金的凝固组织就难以保持定向. 除此之外, 界面处液相溶质浓度富集也有可能造成平界面失稳, 以及发生单相组织向共晶组织的转变. 如对Al-2%Cu 合金来说, 当界面处液相溶质浓度达到共晶点成分C e (33.2%Cu)时, 如果平界面还没有失稳, 这时单相组织就有可能向共晶组织转变, 如图3所示.图3中的点为图2(a)中计算出的不同跃迁加速比下界面处液相溶质浓度极大值点, 实线是方程(23)计算的结果, 而虚线是Al-Cu 合金相图中共晶点的成分线. 从中可看出, V/V 0为2时(初始的抽拉速率为0.2 μm/s, 跃迁后的抽拉速率为0.4 μm/s), 界面处液相溶质浓度的最大值中国科学 E 辑: 技术科学 2008年 第38卷 第3期409处于平界面稳定的区域, 说明在该非稳态凝固过程中平界面不会失稳, 速率跃迁变化仅会影响到合金的溶质成分分布, 而对同样的初始抽拉速率, 当V /V 0分别为3和4时, 界面处液相溶质浓度富集导致了过大的溶质梯度, 从而进入了平界面失稳区, 发生界面失稳现象, 虽然在该过程中系统的凝固速率始终都没有超过图3所示的平界面临界失稳速率V c , 所以在采用跃迁加速(台阶加速实验)通过透明有机物丁二腈来研究平界面临界失稳速率时, 会由于界面处液相溶质浓度富集造成平界面失稳, 这一点需引起研究者的关注.图3 Al-2%Cu 合金跃迁加速定向凝固下界面失稳及组织转变3 结论(ⅰ) 定向凝固速率跃迁加速中, 界面处液相溶质浓度先增大到最大值后会逐渐减少到稳态平界面对应的数值; 而跃迁减速是先减少到最小值后缓慢增加到稳态值, 两者都存在一个较长的过渡区.(ⅱ) 抽拉速率跃迁加速中, 初始时的固液界面处液相溶质浓度随速率跃迁比(V /V 0)、原始抽拉速率V 0和温度梯度G L 的增加而增大; 相应的溶质扩散长度随V /V 0和G L 的增加而减小.(ⅲ) 虽然跃迁前后的定向凝固抽拉速率都小于平界面临界失稳速率, 但由于跃迁造成的界面处液相的溶质浓度过大, 也会使合金凝固的平界面发生失稳现象, 这一点在Al-2%Cu 合金的数值计算中得到了验证.参考文献1Tiller W A, Jackson K A, Rutter J W, et al. 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磁场作用下的金属凝固研究进展作者：王建元， 陈长乐， WANG Jianyuan， CHEN Changle作者单位：西北工业大学应用物理系,西安,710072刊名：材料导报英文刊名：MATERIALS REVIEW年，卷(期)：2006,20(5)被引用次数：3次参考文献(39条)1.El Bassyouni T A Effect of electromagnetic force on alluminum cast structure 1983(12)2.Asai S Effect of electric and magetic force on the solidified structure 19783.刑书明电场和磁场作用下的金属凝固[期刊论文]-特种铸造及有色合金 1998(06)4.訾炳涛电磁场在材料凝固过程中的应用[期刊论文]-天津冶金 2002(05)5.杨森磁场作用下可磁场对偏晶合金定向凝固组织的影响 1999(05)6.Jase R Solidification under microgravity 1984(65)7.Hurle D T Convective temperature oscillations in molten gallium 1974(03)8.Fredriksson H;Carlberg T The solidification of monotectic alloys 1980(11)9.林鑫Al-4 5Cu单晶定向凝固的一次枝晶间距研究 1997(11)10.Asai S Birth and resent activities of electroma-gnetic processing of materials 1989(12)11.周根树深过冷Ni基合金在电磁场中的凝固[期刊论文]-稀有金属材料与工程 1996(02)12.张金山旋转磁场及其对合金凝固冷却曲线的影响 1995(06)13.Vives C Elaboration of semisolid alloys by means of new electromagnetic rheocasting processes 1992(03)14.王强利用强磁场控制过共晶铝硅合金的凝固组织[期刊论文]-材料研究学报 2004(06)15.Radjai Miwa K Effect of the intensity and frequecy of electromagnetic vibration on the microstructure refinement of hypereutectic Al-Si alloys melt 200016.安田秀幸强磁场对于Cu-Pb偏晶合金凝固组织的影响 200017.王晖磁场对Bi-Mn合金两相区中MnBi相凝固组织的影响[期刊论文]-中国有色金属学报 2002(03)18.王晖磁场对Bi-Mn合金两相区中MnBi相定向排列的影响[期刊论文]-金属学报 2002(01)19.王晖磁场中Bi-Mn合金中MnBi相排列组织的形成规律和机制[期刊论文]-材料工程 2002(11)20.佐佐健介强磁场对析出相排列和晶体学取向的控制 1997(12)21.王晖磁场对Bi-Mn合金两相区中MnBi相凝固组织的影响[期刊论文]-中国学术期刊文摘 2000(02)22.刘晴热电磁流体动力学Al-4 5Cu合金定向凝固组织的影响[期刊论文]-铸造技术 2002(06)23.包卫平不同磁场作用对AZ31镁合金的凝固组织的影响[期刊论文]-材料与冶金学报 2003(03)24.胡汉起金属凝固原理 199125.班春艳电磁场作用下铝合金凝固基础研究[学位论文] 200226.赵九洲电磁场减轻Al-Pb合金比重偏析的实验研究 1990(02)27.时海芳直流磁场对Al-Cu合金定向凝固组织的影响[期刊论文]-中国有色金属学报 2003(01)28.Hans Conrad Inflence of an electric or magnetic field on the liquid-solid transformation in materials and on the microstructure of the solid 200029.Zhang W Q Structural transition and macro-segregation of Al-Cu eutectic alloy solidified in the electromagnetic centrifugalcasting process 1998(01)30.李双明交变电磁场下金属熔体的电磁约束连续成形与凝固[期刊论文]-材料导报 2001(03)31.Zhang W Q Effect of forced flow on morp-hology of Al-CuAl2 eutectic solidified with electromagnetic stirring 1997(11)32.张伟强金属凝固电磁原理与技术 200433.任忠铭合金在电磁场中凝固时生成的特殊表面 1990(05)34.Ren Z M The formation of a separated eutectic in AlSi in eutectic alloy 199235.Pascala Gillon Use of intense d c magnetic field in materials processing 200036.Jin J Z The effect of fluid flow on the eutectic lamellar spacing 198437.Baskaran V Influence of convection on lamellar spacing of eutectics 198438.Eisa G F Effect of convection on the micr-ostructure of the MnBi-Bi eutectic 198639.马娟萍强磁场对定向凝固Pb-Sn共晶生长影响的初步研究[期刊论文]-自然科学进展 2004(07)本文读者也读过(8条)1.彭广威.PEN Guang-wei电、磁场对金属凝固组织的影响及应用[期刊论文]-铸造设备研究2007(4)2.邢书明.徐亚荣.胡汉起.刘秉顺.Xing Shuming.Xu Yarong.Hu Hanqi.Liu Bingshun电场和磁场作用下的金属凝固[期刊论文]-特种铸造及有色合金1998(6)3.白云峰.徐达鸣.郭景杰.傅恒志超强静磁场对铸件定向凝固中流动的制动效应[会议论文]-20064.任忠鸣.REN Zhongming强磁场下金属凝固研究进展[期刊论文]-中国材料进展2010,29(6)5.范金辉.翟启杰物理场对金属凝固组织的影响[期刊论文]-中国有色金属学报2002,12(z1)6.赵九洲.李海丽.王青亮.赵雷.何杰.ZHAO Jiuzhou.LI Haili.WANG Qingliang.ZHAO Lei.HE Jie恒定磁场作用下Al-Pb合金快速定向凝固[期刊论文]-金属学报2009,45(11)7.电磁场作用下的金属凝固与成形[期刊论文]-材料导报2000,14(7)8.何树先.王俊.周尧和电流在金属凝固过程中的应用[期刊论文]-特种铸造及有色合金2001(5)引证文献(3条)1.屈淑维.郭志宏ZL114A合金在电磁场作用下的测试技术[期刊论文]-测试技术学报 2011(3)2.高文帅.陈长乐.陈钊.朱建华旋转磁场作用下Pb-Sn合金的凝固组织[期刊论文]-特种铸造及有色合金 2008(3)3.朱建华.陈长乐.陈钊旋转磁场对Sn-Bi合金凝固组织的影响[期刊论文]-特种铸造及有色合金 2008(6)本文链接：/Periodical_cldb200605022.aspx。

第34卷 第2期 稀有金属材料与工程 V ol.34, No.2 2005年 2月 RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING February 2005收稿日期：2003-08-11基金项目：国家自然科学基金重大项目(50291012)和航空科学基金项目(01G53038)以及西工大英才计划资助项目。

作者简介：李双明，男，1971年生，博士，副教授，西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072，电话 029-*******，E-mail ：Lsm@包晶合金的定向凝固与生长李双明，吕海燕，李晓历，刘 林，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: 综述了包晶合金定向凝固中包晶相的形核与生长机制，讨论了利用最高界面生长温度假设以及成分过冷和充分形核判据下包晶合金的微观组织与相选择规律，对包晶相的3种生长机制进行了分析，并在Sn-Cu 包晶合金定向凝固实验中发现其包晶反应不仅存在于凝固界面处，在后续冷却过程中也能进行，最后针对国内外包晶合金定向凝固研究的现状，提出了其需要进一步研究的问题。

关键词：包晶合金；定向凝固；形核；相选择中图法分类号：TG 132.32 文献标识码：A 文章编号：1002-185X(2005)02-0234-061 前 言包晶合金的凝固是目前凝固领域研究的热点之 一[1]，主要是一些非常重要的结构和功能材料都存在包晶反应，如高温Ti-Al ，Ni-Al ，合金Fe-C ，Fe-Cr-Ni 工具钢合金以及磁性材料Nd-Fe-B ， Co-Sm-Cu 等，这些都是本世纪重点发展的航空和航天高温结构材料和有成本优势的磁性功能材料，在国民经济中有不可替代的作用。

另外工业中广泛使用的Al 合金晶粒细化剂和超导材料Y-Ba-Cu-O 制备过程中也有包晶反应，所以包晶合金的凝固过程得到了许多学者的关注[2~10]。