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Al_4_5Cu合金柱状晶的穗状晶生长形态及机理

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第25卷第4期昆　明　理　工　大　学　学　报Vol.25　No.4 2000年8月Journal of Kunming University of Science and Technology Aug.2000Al-4.5Cu合金柱状晶的穗状晶生长形态及机理Ξ丁恒敏1,　刘　山2,　周尧和2(1.昆明理工大学机电工程学院,昆明　650051;2.西北工业大学,西安　710072)摘要　利用自行研制的电磁泵驱动液流定向凝固装置,首次成功地发现了Al-4.5Cu合金柱状晶的穗状晶生长区域并观察到其形态.研究发现:穗状晶生长区域位于液流速度v>4.5cm/s,柱状晶的生长速度R为20～80μm/s的局部范围内.在该区域中,近胞状生长区域晶体呈典型穗状迎流生长;近枝晶生长区域晶体近垂直生长,穗状晶呈束状结构.关键词:强迫液流;定向凝固;迎流生长;近垂直生长;穗状晶中图分类号:TG111.4 文献标识码:A 文章编号:1007-855X(2000)03-032-040　引言液相流动与凝固界面的耦合是解决晶体生长中诸多问题的关键.近20年来,国内外学者针这一问题进行了大量的研究工作,并提出了许多理论.试图定性、定量地描述液体流速v、晶体生长速度R、和固液界面形态及尖端半径ρ三者之间的关系及枝晶间距的变化规律等等,主要结论有:(1)随液体流速v增大、晶体生长速度R增大、枝晶尖端半径ρ减小[1];(2)随液体流速v增大、枝晶间距增大、而胞状晶间距减小[2,3];(3)关于流动不稳定性对界面形态的作用,已建立了“BPS模型”、“Delves模型”、“Favier模型”、“B -D模型”、“R-W模型”等等[3];(4)平行于L/S界面的层流对L/S界面有稳定作用,垂直于L/S界面的液流使L/S界面失稳[4];(5)高速对流作用下,晶体生长会发生形态变化,出现穗状迎流生长,形成穗状晶.这是因为:随着对流速度增大,初始二次分枝逐渐向枝端转移,当其生长速度增加到与主轴相当时,便出现了二次分枝与主轴竟相生长的态势,形成了穗状晶[2];(6)高速对流对于稳定L/S界面有很大作用.高速对流作用下,胞晶生长可以重新回到平面生长[2].以上几个主要结论都是在应用透明有机物模拟合金实验的基础上提出来的.尤其是穗状晶生长还属于首次发现.因此,针对金属晶体实验再现就变得十分必要.1　实验装置及技术路线1.1　实验装置组成实验装置由定向凝固系统、电磁泵、保温环形流道、DW K-703控温仪、自来水冷却系统及温度测试及记录系统六部分组成.1.2　实验材料实验材料为Al-4.5Cu合金,系用工业纯铝(纯度99.97%)和Al-Cu中间合金配制.1.3　实验方法在不同液流速度v和不同生长速度R下,通过实验装置制取试样,磨成金相试样.用氢氟酸水溶液(0.5%)浸蚀后,在低倍(×10,×50)显微镜下观察并摄制照片,从而找出穗状晶生长区的范围并分析研究Ξ收稿日期:1999-09-21第一作者简介:丁恒敏,男,1963年生,工学硕士,讲师,主要研究方向:凝固理论其生长机理和生长形态.1.4　液流速度测定本文所说液相流速是指L/S 界面前沿3mm 处液相流速标定值.标定方法采用极值温度标定.其值比实际流速呈一定比例偏低[4].2　实验现象及讨论Al -4.5Cu 合金柱状晶穗状生长区位于液相流速v >4.5cm/s ,柱状晶生长速度20μm/s <R <80μm/s 局部范围内,当生长速度R >45μm/s 时,晶体近垂直生长;当生长速度R <45μm/s 时,晶体呈典型穗状迎流生长.2.1　穗状柱状晶迎流生长穗状晶在低速生长条件下,呈迎流生长特性,在放大的L/S 界面上可以看出,迎流向分枝很发达,很难辩出主轴和二次分枝在尺度上的差异(见图1).图1　穗状晶迎流生长2.2　穗状晶生长机制在穗状晶生长区,强制性枝晶及胞晶的生长形态会发生质的变化.由原来顺流偏转的胞晶及不对称的枝晶形态变为无明显主轴的穗状晶.在考察穗状晶的生长时,液流对界面作用力即stokes 力的作用是一个极重要的因素,穗状晶生长条件下,stokes 力所产生的促使胞(枝)尖端顺流滑移的剪切应力τ,正处在该温度下Al -4.5Cu 的超塑性临界剪切应力τ附近.初始胞(枝)尖端突出于流动作用区内,C —C 线以上,其突出的形状及横截面积决定了τ的大小及分布.通过分析可知,C —C 横截面上τ最大,令其面积为S 1,则有S 1=πr 12.由黄等人[6]的推导有:R ρ2=cons t .由r 1∝ρ,可推出S 1∝R -1.stokes 力F S 正比于尖端在流动作用区中的纵截面积S 2,有F S ∝S 2.∴　τS =F S /S 1,τS ∝S 2R当柱状晶的生长R <45μm/s 时,原始柱状晶处于胞状晶生长区内,胞尖突出较小,即S 2,R 均小,τS 也及小.满足τS <τ0.穗状晶顺流滑移不产生.晶体呈典型穗状迎流生长.当柱状晶的生长R >45μm/s 时,原始柱状晶处于枝晶生长区内,枝尖突出较长,即S 2、R 均大,τS 也及大.故有τS >τ0.穗状晶产生顺流超塑性滑移.2.3　穗状迎流生长过程讨论穗状迎流生长是在τS <τ0的条件下形成的.其生长过程如图2. 在高速液流作用下,二次分枝生长速度迎流向很高,当其生长速度增加到与主轴相当时,其初始发生・33・第4期 丁恒敏,刘山等:Al -4.5Cu 合金柱状晶的穗状晶生长形态及机理 图2　穗状晶迎流生长示意图点逐渐向枝端转移,便出现了二次分枝与主轴竟相生长的态势.(为了方便,本研究把迎流方向生长轴称为二次晶轴,原主轴方向生长轴称为一次晶轴.)穗状晶的迎流生长就是由一次晶轴、二次晶轴两类晶轴交叉出现、交叉生长,并通过下游的二次晶轴连续不断淘汰上游的一次晶轴来实现的.2.4　穗状晶近垂直生长及讨论定向凝固试样生长速度分布在穗状生长区中,胞—枝转变线以上(即R >45μm/s )时,穗状晶近垂直生长(见图3).图3　穗状晶近垂直生长 穗状晶近垂直生长,是在τS >τ0下,由超塑性滑移的一次晶轴翻转生长并不断地被新的二次晶轴抑制代替,轮番生长而形成的,在结构上形成一种花束状的组织(见图4).3　结论(1)在高速液流v >4.5cm/s ,中低速R =20～80μm/s 生长区,本实验条件下,Al -4.5Cu 合金出现穗状生长.当生长速度R >45μm/s 时,柱状晶体近垂直生长,生成束状组织.当生长速度R <45μm/s 时,柱状晶体迎流生长,生成典型的穗状组织;・43・昆　明　理　工　大　学　学　报 第25卷图4束状的组织形成过程(2)束状组织的形成,由stokes 力作用机制和超塑性滑移机制共同作用;(3)束状组织是由超塑性滑移的一次晶轴翻转生长并不断地被新的二次晶轴抑制代替,轮番生长而形成的.参考文献:[1]　B.Cantor &A.Vogel.Dendritic Solidification and Fluid Flow.J.Crystal Growth.1977,109～123.[2]　刘山.强迫流动对强制性晶体生长过程的影响:[硕士学位论文].西安:西北工业大学,1989.[3]　丁恒敏.液相流动对Al -4.5wt %Cu 合金定向凝固的影响:[硕士学位论文].西安:西北工业大学,1993.[4]黄.强制性枝晶生长的生长动力学和形貌:[硕士学位论文].西安:西北工业大学,1985.Spike -like Crystals G row th Interface Morphology and FormtiveC ause of Constrained Columnar Crystals on Al -4.5Cu AlloyDI NG Heng -min 1,LI U Shan 2,ZH OU Y ao -he 2(1.The Faculty of Mechanical and Electrical Engineering ,Kunming University of Science and Technology ,Kunming 650051,China ;2.Northwestern Polytechnical University ,Xi ’an 710072,China )Abstract In a directional solidification instrument developed in our lab .With an electromagnetic pump ,at given cooling condition ,the first discovery of spike -like crystals growth interface morphology and formative conditions of Al -4.5Cu alloy has been made .Results indicate that the conditions of s pike -like crystals growth are the flow velocity v >4.5cm/s and the growth velocity 20μm/s <R <80μm/s .In this area ,when the growth velocity is high ,the crystal grows vertically bounch -like crystal ;when the growth velocity is low ,the crystal grows upstream classic spike -like crystal.K ey w ords :forced convection ;directional solidification ;upstream growth ;vertical growth ;spike -like crystal・53・第4期 丁恒敏,刘山等:Al -4.5Cu 合金柱状晶的穗状晶生长形态及机理 。

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Al-Cu合金定向凝固枝晶尖端开裂及间距调整机制

Al-Cu合金定向凝固枝晶尖端开裂及间距调整机制


图 1 Al-4%Cu 合金定向凝固界面形态 Fig.1 Directionally solidified interface morphologies of Al-4%Cu alloy. (a) v=1 μm/s; (b) v=5 μm/s; (c) v=15 μm/s; (d) v=100 μm/s; (e) v=300 μm/s; (f) v=600 μm/s
2 结果及分析
而对枝晶间距调整进行分析。
1 实验
实验选用 Al-4%Cu(质量分数)合金，采用 Al-Cu
2.1 凝固组织演化规律 实验采用 v=1，5，15，100，300，600 μm/s 抽拉
速率进行研究，凝固界面形态如图 1 所示。随着生长 速率的增大，界面经历了平界面—胞状界面—粗枝界 面—细枝界面的演化过程。当抽拉速率从 5 μm/s 增大 到 15 μm/s，胞晶间距从 55.3 μm 增大到 68.9 μm。在
胞/枝晶间距调整是关系到界面演化的重要问题， 而枝晶尖端开裂是枝晶间距调整的一个关键因素。因 此，本文作者以 Al-Cu 合金为研究对象进行理论分析， 重点从尖端半径和溶质两方面研究枝晶尖端生长，从
中间合金(Cu 含量 51.87%)和 99.99%超纯铝在真空感 应炉中配制而成，熔化后浇入内腔为 d 60 mm×180 mm 的蜡模中，然后再切割成 d 4 mm×150 mm 的试 棒，将表面打磨光滑，用丙酮清洗，以备实验。
第 18 卷第 10 期
中国有色金属学报
Vol.18 No.10
The Chinese Journal of Nonferrous Metals
文章编号：1004-0609(2008)10-1813-06
2008 年 10 月 Oct. 2008
Al-4.5Cu复合材料组织与力学性能的影响

Al-4.5Cu复合材料组织与力学性能的影响

Al-4.5Cu复合材料组织与力学性能的影响V o1.27NO.6Jun.2006铸造技术FoUNDRYTECHN0I0GY原位反应温度对TiC/AI一4.5Cu复合材料组织与力学性能的影响梁艳峰,一,周敬恩,董晟全,杨通(1.西安交通大学金属强度国家重点实验室,材料学院,陕西西安710049;2.西安工业学院材料与化工学院,陕西西安710032)摘要:通过预制块在铸造Al一4.5Cu合金熔体中的自蔓延反应来制备TiCp/A1—4.5Cu复合材料,考察原位反应温度对该复合材料组织与力学性能的影响.结果表明.原位反应温度为950℃时所制备的复合材料力学性能较优;TiC颗粒呈小圆片状,与基体结合良好,无其他有害相生成.原位反应温度为900℃和1000℃时所制备的复合材料组织中都有产生针状AlTi的倾向.关键词:原位反应温度;TiC颗粒;针状AlTi中圈分类号:TG146文献标识码:A文章编号:1000—8365(2006)06-0621—04 Effectofln.situReactionTemperatureontheStructureand MechanicalPropertiesofTiC/AI一4.5CuCompositeLIANGY an-feng'～,ZHOUJing-en,DONGSheng-quan,Y ANGTong2(1.StateKeyLaboratoryforMechanicalBehaviorofMaterials,SchoolofMaterialsEngineer ing,Xi'anJiaotongUniversity,Xi'an710049,China;2.SchoolofMaterials&amp;ChemicalEngineering,Xi'an InstituteofTechnology.Xi'an710032.China)Abstract:In—situcompositesofTiC/AI一 4.5Cuwerefabricatedviaself—propagatingreactionofapreparedblockinmoltencastAI-4.5CUalloy.Theeffectofin-situreactiontemperatureonthe structureandmechanicaIpropertiesofTiC/AI.4.50Uwasstudied.Theresultsshowedthatwh enthein—situreactiontemperatureiSheldat950℃,themechanicaIpropertiesofthecompositeare improved;TiCparticleshavesmall.thinandroundplateshapedisperseduniformelyinthemat rixof(x—AI:therearenootherharmfuIphasesformed.Whenthein—situreactiontemperatureiS900℃or1000℃,rod.1ikeA13Tiareformedinthestructureofthecomposites.Keywords:In—situreactiontemperature;TiCparticles;Rod-likeAI3TiTiC颗粒具有优异的综合性能,可以作为一种理想的第二相增强体[】].目前原位生成TiC颗粒增强金属基复合材料已成为复合材料领域中的一个新家族,日益受到广泛重视.虽然已制备出的原位TiC颗粒增强金属基复合材料在综合力学性能方面明显优于其他自生颗粒的金属基复合材料,但到目前为止,由于自生TiC颗粒金属基复合材料存在制备工艺复杂,TiC颗粒不易生成等一系列问题,而一直没有得到广泛推广[2].原位TiC颗粒的生成与制备工艺条件有收稿日期:2006—01—24:修订日期:2006—03—14基金项目:陕西省教育厅专项科研计划资助项且(O5JK233)作者简介:梁艳峰(1979一),女.河南南阳人.博士生.主要从事铝基复合材料的研究.Email:********************[~密切的关系.特别是原位反应温度,无论是从化学反应能否进行的热力学条件还是动力学条件上,对增强相的生成和有害相的消除都起着重要作用.近几十年来,人们从理论和实验上对TiC的制备工艺进行了大量的研究工作,但得到的结论却不尽一致[3].文献E3]将XD法与铸造法相结合,制备了TiC/AI基复合材料,认为当预制块的加入温度高于900℃,就可避免脆性相AI.Ti和AIC.的生成.文献E5]的研究则表明在950℃以下,只要Ti与C的原子比为1:1,AI.Ti总是存在.而文献[4]用钛盐和活性碳制备了TiC/AI-4.5Cu复合材料,并认为原位反应的温度必须高于1000℃,才能避免有害相的生成,仅有TiC一种增强相.本文选择以高强度铸造铝铜合金的基础组元Al—622F0UNDRYTECHN0L0GYV01.27NO.6Jun.20064.5Cu为基体合金,通过Al—Ti—C粉末预制块的自蔓延反应来制备TiC/Al一4.5Cu原位复合材料,考察不同的原位反应温度对TiC/AI-4.5Cu复合材料力学性能与组织的影响,从而为原位TiC颗粒增强金属基复合材料制备工艺的优化和应用奠定实验基础.1实验方法1.1预制块的制备将纯Ti粉,石墨粉(严格控制Ti粉与C粉的摩尔比为1:1)和一定量的纯铝粉混合均匀,加入定量的粘结剂再搅拌均匀后,放入圆柱形模具中,进行压块.1.2Tic/Al一4.5Cu原位复合材料的制备将纯铝及配好的铸造Al一4.5Cu合金分别加入SG一10型坩埚电阻炉(5kW)中加热熔化并升温至900～1000℃,然后分别在900℃,950℃,1000℃三个温度加入已制备好的预制块,用自制的石墨钟罩将其压入铝铜合金液中,反应温度保温10min,使预制块反应完毕.接着用石墨棒充分搅拌熔体,使生成颗粒充分熔入铝铜合金液中.当熔体温度降至750℃, 加入CCl精炼除气,保温10min后扒渣,当熔体温度降到720℃时浇入预热后的金属模具中成型.再将试棒在535℃固溶9h,175℃时效5h.1.3力学性能测试和组织观察在WE—10A型万能材料试验机上测试复合材料试样的抗拉强度和伸长率;将试样磨平抛光,用0.5 HF腐蚀后,在Neophot-30型光学显微镜上观察金相组织;制取薄片试样在JEM-200CX型透射电子显微镜下观察增强相的形貌和衍射斑点.2实验结果及其分析2.1TiC形成的热力学理论计算通常,化学反应在任一温度下的吉布斯自由能表达式为[7]:AG一,ac/,㈣+-『.∑C+-『.Tsv~CpdT式中△..——该化学反应在标准状态下的反应吉布斯自由能的变化;C——等压比热容;——反应物质的化学计量数;T——绝对温度.等压比热容与温度的关系式为:Cp一口+b?10一.T+c?107"-+d?10一T2将预制块加入高温的Al一4.5Cu合金熔体中,根据文献E8]中相关物质的热力学参数,可能的化学反应及其热力学理论计算结果列于表1.裹I吉布斯自由能计算Tab.1Gibbsfreeenergycalculationofthepossiblechemicalreactions 从表1可以看出,在实验所选的900,950,1000℃三个温度下,Ti和C反应生成TiC的自由能最低,也就是说熔体中TiC的形成能力最强.因此Al—Ti—C预制块粉末体系在铸造AI-4.5Cu高温熔体中(900～1000℃)可以发生原位反应生成TiC.2.2原住反应温度对TiC/一4.5Cu拉伸性能的影响图1是分别在900,950,1000℃时加入预制块进行原位反应,测得的复合材料拉伸性能.预制块中Ti粉与C粉的摩尔比保持1:1不变,Ti粉与C粉的质量之和与Al粉的质量比例分别为1:1,1:0.2和1:3.对比图1(a)与(b)可以看出,无论预制块中Al粉与(Ti+C)粉的质量比如何变化,随着原位反应温度从900℃升至1000℃,三条折线均表现出先上升后降低的趋势.原位反应温度为950℃时,三条折线分别出现最大值;AI粉与(Ti+C)粉的质量比为0.2:1时,抗拉强度达到368MPa,伸长率为7,分别比基体提高了36.8和125.8%.图1(b)中,当温度由900℃升至1000℃,AI:(Ti+C)t-比一3:1的试样伸长率变化不大.而Al:(Ti+C)t-比一1:1的试样和AI:(Ti+C)t-比=0.2:1.0的试样伸长率却有大幅度地提高或降低,说明原位反应温度对采用这两种配比的预制块制得材料的延伸率有较大的影响.2.3原位反应温度对TiC/Al一4.5Cu组织的影响由2.2的分析得出,在实验所选的3个温度中,原位反应温度为950℃时,试样的拉伸性能较优.尤其是将Al粉与(Ti+C)粉的质量比控制在0.2:1.0时,试样的拉伸性能最优.下面对AI:(Ti+C)一0.2:1.0的预制块分别在900,950,1000℃三个温度下加入到铸造AI-4.5Cu合金熔体中,制得的复合材料的微观组织进行分析.图2为原位反应温度950℃时制得的复合材料的TEM照片.由图2(a),(b)可以看出,原位反应生成铸造技术)0612006粱艳嶂等:碌位反应温度对TIC/AI—1.5Cu蔓台材料组织与力学性能的影响—卜AI.fTI+C】=t十AI:门l+C)=3+A1:fTltCI=02:10+件台金a)暗场b1叫场c)Tic颗垃形貌衍射斑点fc)花样标定图2原位复合材料的微观组织].T一950℃Fig.2Micmscructure0fthelresilucomposite】,T=950℃的增强相颗粒弥散分布在Al基体中,呈小圆片状,颗粒平均尺寸0.15m高倍放大时(图2(c)),可看到TiC颗粒表面光洁.与基体结台良好,界面无污染.要判断原位反应生成的增强相粒子是什么相.还必须通过对这些颗粒的衍射花样进行标定,与标准PDF卡片进行对比,才能最终判定.小圆片状颗粒产生的衍射花样见图2(d),花样标定见图2(e),从而可以确定出原位反应生成的增强相颗粒为TiC.图3和图4分别是原位反应温度为900℃和1000℃时制得的复台材料的微观组毫疑照片.图3中仅有大量的针状A1TI粒子.没有圆片状TiC颗粒.说明在900℃时,虽然也可以发生原位反应.但没有TiC增强相的生成.图4中分布有小圆片状的TiC颗粒,但仍有少量针状A1aTi.针状A】Ti的存在会割裂基,纛FOUNDRYTECHNOI()GYV o1.27No.6Jtin.2006体的连续性.严重影响复合材料的力学性能,因此原位反应温度为900℃年1:】1000℃时制得的复合材料力学性能较差～',..J一:25m圜3原位复古材料的微观组织2.T;9()0℃Fig.3MicrostruetureoftheIn—situcomposite2-T一900t图4脬位复合材料的微观组织3.T=1000℃Fig.4MicrostrucluremoftheinsitucomposJtT10003结论(1)原位反应温度为950℃时所制备的复合材料力学性能较优;原位反应生成的TiC颗粒呈小圆片状.与基体结台良好.无其他有害相生成.(2)原位反应温度为900℃和l000℃时所制备的复合材料组织中都有产生A1Ti针状有害相的倾向,因而其力学性能较差参考文献[I]{]O1]I.~ers:qA.AlbiterA.BedoltaE.etat.Processingand characterizationafAI—CuandA卜Mgbasecomposites reinforcedwithTiC_-J].AdvancedEngineeringMaterials.200,t.6(9):767—775[23SahooP,KoczakM.Mmstrturp∞p盯'yrelationshipof insitureactedTiC.,"AI【:umetalmatrixcomposites[J]. MaterialsScience~:-EntgineeringA.1991.A131(1):69—76. E32王蕾一许伯藩.原位生成TiC./AI基复合材料的制备口].武汉科技大学自然科学版.2000.23(1):22—25.[43BinYang.GuoxiangChen.JishanZhang.EffectofTi/C additions011theformationofAI3Tl0f1i1sitttTiC/Al composites~J].MaterialsandDesign.2001.(22):645—650. [53BinYang,GuoxiangChen.JishanZhang.Microstructure characterizationofinsituTiC/A1andTiC/AI一2OSi一5Fe_ cu—lMgcomposilesbyspaydepositionJ].AetaMateriaI.2001.(51]:4977-,1989.[6]Jin.~huil.iu.HanningXiao,ZhenShu,eta】.Microstructure andpropertiesofin—situsynthesizedFiCparticulate reinforcedA1_Cucomposite[Jj.ChineseJournalot NonfetrOLlSMetals.1998+8(2)±259-263.[7]程兰征.物理化学[M].上海:上海科学技术出版社. 1997.[87桨英教.车荫昌.无机物热力学数据手册[M].沈Hjt东北大学出板社.1996.收录《铸造技术》的18家数据库(网站)中文核心期刊数据库美国《工程索引》(Ej)数据库《中国学术期刊》(光盘版)中国科学引文数据库中国学术期刊综合评价数据库中国科学论文统计与分析数据库中国科技论文与引文数据库中国《金属文摘*数据库中国《冶金文摘》数据库中国科技期刊篇名数据库中国科技期刊数据库美国《化学文摘》(CA)数据库美国《金属文摘》(MA)数据库'万方数据库华艺数位艺术股份有限公司数据库●中国学术期刊文摘(英文版)数据库中国期刊网()中国市场网()!:'.'.一..-,.….…..........…..….....'.,,._,●●。

al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究 -回复

al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究 -回复

al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究-回复【AlMgSiCu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究】引言：AlMgSiCu合金是一类重要的结构材料，具有较高的强度、良好的耐热性和耐腐蚀性能。

然而，在高温条件下，合金内部会发生晶界和晶内析出现象，这将降低合金的强度和韧性，影响其使用寿命。

因此，研究AlMgSiCu 合金中晶界和晶内析出相粗化规律对于改善合金性能具有重要意义。

一、晶界析出相的粗化规律研究晶界析出相是合金中最先形成的析出相，其在晶界附近形成的细小颗粒会随着时间的推移逐渐增长。

该过程涉及到晶界弥散和界面扩散等动力学过程。

1. 晶界弥散晶界弥散是指合金中溶质原子从晶界区域向晶内扩散的过程。

晶界的杂质原子浓度高于晶内，因此发生向晶内扩散以平衡浓度差。

晶界弥散的速率与温度、扩散距离和杂质浓度等因素有关。

研究发现，在较高温度下，晶界弥散速率较快，晶界析出相易粗化。

2. 界面扩散界面扩散是指晶界内部进行的扩散过程，其速率与晶界原子间的结合能、扩散能以及晶界能等因素有关。

界面扩散的速率随温度升高而增加。

当界面上的溶质浓度达到饱和浓度时，析出相开始形成。

随着时间的推移，析出相颗粒会逐渐成长。

3. 晶界迁移晶界迁移是指晶界位置随时间的推移发生变化的过程。

晶界的迁移速率随界面控制扩散速率增加而增加。

晶界迁移会导致晶内析出相的再分布，从而影响合金的力学性能。

二、晶内析出相的粗化规律研究晶内析出相是在合金晶粒内部形成的，其粒径的增长会导致合金的强度下降。

晶内析出相粗化涉及到溶质原子在晶粒内的扩散和晶粒边界限制等因素。

1. 溶质原子扩散晶内析出相的粗化过程主要涉及到溶质原子在晶粒内扩散。

温度升高会加快扩散速率，使析出相颗粒尺寸增大。

此外，溶质原子的浓度差异也会影响扩散速率。

浓度差异越大，扩散速率越快，晶内析出相粗化越明显。

2. 晶粒边界限制晶粒边界是晶内析出相粗化的限制因素之一。

晶粒边界是原子扩散的屏障，使得溶质原子难以穿过。

高压下Al基合金的凝固组织特征

高压下Al基合金的凝固组织特征

高压下Al基合金的凝固组织特征孙淑华;李杰;徐瑞;赵海丽;刘日平【摘要】研究了亚共晶或过共晶Al-Cu和Al-Si合金在5 GPa压力条件下凝固的显微组织特征.与常压相比,高压不仅会明显改变凝固组织形态,而且会使凝固组织尺寸发生变化,有时粗化,有时细化.凝固组织粗化还是细化与压力对液固两相区温度间隔的影响有关.当压力使液固两相区温度间隔增大时,凝固组织粗化,反之细化.此外,还提出了一种针对树枝晶和胞状晶两种不同形态组织的尺寸评价新方法.【期刊名称】《高压物理学报》【年(卷),期】2008(022)004【总页数】5页(P434-438)【关键词】高压;凝固;粗化;Al基合金【作者】孙淑华;李杰;徐瑞;赵海丽;刘日平【作者单位】燕山大学理学院,河北秦皇岛,066004;燕山大学材料学院亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛,066004;燕山大学材料学院亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛,066004;燕山大学材料学院亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛,066004;燕山大学材料学院亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛,066004;燕山大学材料学院亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室,河北秦皇岛,066004【正文语种】中文【中图分类】O521.221 引言近年来，随着铝合金在工业中的广泛应用，进一步提高其综合力学性能成为人们关注的重要问题。

细化显微组织(尤其是铸态凝固组织)是提高其综合力学性能最重要的途径之一。

压力是除温度(或冷却速度)和化学成分之外对凝固组织有重要影响的参数。

理论分析表明，压力可以有效地提高凝固过程中的形核率，并抑制晶体生长速率[1]。

因此，借助压力来改变显微组织形态并细化组织成为这一领域的研究热点。

压力不仅对相图有非常大的影响，导致凝固过程中形成亚稳相，而且会使显微组织形态发生明显改变，如由常压下的树枝状转变成高压下的胞状[2-3]。