Al-3_6%Cu合金定向凝固一次枝晶间距选择
Vol. 29No. 7J ul 2008铸造技术
FOUNDR Y TECHNOLO GY
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・有色合金及特种铸造工艺 Non 2ferrous A lloy and Special Casting Process ・
Al 23. 6%Cu合金定向凝固一次枝晶间距选择
李林蓄, 林 鑫, 王 猛, 黄卫东
(西北工业大学凝固技术国家重点实验室, 陕西西安710072)
摘要:采用A123. 6%Cu单相固溶体合金, 进行了较为全面的定向凝固淬火实验, 考察了籽晶选取对合金凝固界面形态及一次枝晶间距的影响, 并进一步分析了一次枝晶间距随凝固速度的演化规律。研究发现, 籽晶的选取对于定向凝固的界面晶体取向和一次枝晶间距具有重要的影响, 平均一次枝晶间距随着凝固速度的增大逐渐减小, 且存在一个较宽的容许范围。实验结果与HL 模型及L IN 自洽模型计算获得了较好吻合, 而KGT 。关键词:定向凝固; 一次枝晶间距; 历史相关性
中图分类号:T G291 文献标识码:A 文章编号:100028365(2008) S ele c ti o n n Duri n g Dir e c ti o nal
ti o n of Al 23. 6%Cu
L I Lin 2xv , L IN Xin , WANG Meng , HUANG Wei 2dong
(State K ey Laboratory of Solidif ication Processing , Northw estern Polytechnical U niversity , Xi ’an 710072, China)
Abs t rac t :Al 23. 6%Cu alloys were directionally solidified with constant and step 2varing pulling
velocity. The effect of the seed crystal on the morphological evolution was inve stigated , and the selection of primary dendritic spacing with the solidification velocity was further studied in detail during directional solidification of Al 23. 6%Cualloy. It is found that the seed crystal has an important effect on the crystallographic orientation and primary dendritic spacing during directional solidification. With increasing growth velocity , the average primary spacing decrea se s and there exists a wide allowable range for primary dendritic spacing. The experimental re sults of primary dendritic spacing agree s well with that predicted by H L and Lin ’s self 2consistent model , while KGT model over 2e stimate s the experimental re sults.
Ke y w ords :Directional solidification ; Primary dendritic spacing ; H istory 2dependence
定向凝固过程中, 在平界面失去稳定性之后, 对应于不同的温度梯度和生长速度, 固液界面将会呈现出胞状或树枝状形态[1,2]。一次枝晶间距是材料定向凝固过程表征液固界面形态的重要特征参量[3]。Som 2boonsuk 等[4,5]采用丁二腈2丙酮合金考察了定向凝固过程恒定速度生长条件下, 一次枝晶间距和枝晶尖端半径的变化规律; 黄卫东等[6～10]则通过详细考察胞枝晶一次间距的发展规律, 首次从实验上证实了胞枝晶形态选择的历史相关性; Kurz 等[11]测量了丁二腈2丙酮合金在不同生长条件下的尖端半径和尖端温度, 并
与较早的Trivedi 解析模型进行了比较。
1974年,Burden 和Hunt [12,13]采用Al 2Cu 合金进行定向凝固, 分析了胞枝晶尖端过冷度随凝固控制参数的变化关系。随后大量研究者的工作主要侧重于研究一次枝晶间距等特征尺度随凝固控制参数的变化关系。1997年, 林鑫等[14]采用Al 2Cu 合金通过定向凝固台阶变速实验验证了金属凝固一次枝晶间距选择的历史相关性。最近, Rocha [15]、M. G ünd üz [16]等人采用Al 2Cu 合金、Sn 2Pb 合金进一步考察了在定向凝固下, 凝固参数对胞枝晶生长的影响。需要指出的是, 在工业定向凝固过程中, 定向凝固组织的获得通常需要采用选晶法或籽晶法对定向凝固组织的取向进行控制。基于此, 本文采用Al 23. 6%Cu考察籽晶对定向凝固一次枝晶间距的影响, 并进一步研究稳态枝晶一次间距随凝固速度的变化规律及其历史相关性, 并将实验结果与相关理论模型[17,18]进行比较分析。
收稿日期:2008204201; 修订日期:2008205214基金项目:国家自然科学基金(50771083) 资助
) , 四川广元人, 硕士生. 研究方向:凝固理论作者简介:李林蓄(19812
与成形.
) , 福建闽侯人, 教授. 研究方向:凝固理论与通信作者:林 鑫(19732
成形.
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1 实验方法
并使部分单晶位于Bridgman 装置的液态镓铟合金中以保证不被熔化, 作为籽晶。表1给出了计算中所使用的Al 23. 6%Cu合金的热物性参数[18]。
表1 Al 23. 6%Cu合金的热物性参数
Tab. 1 Thermophysical properties of Al 23. 6%Cu
采用Al 23. 6%Cu单相固溶体合金, 在自制的高精度多功能立式Bridgman 定向凝固装置上进行定向凝固淬火实验。该装置的运动控制系统主要通过PL C 配合电机伺服驱动器驱动电机实现, 经由滚珠丝杠螺母副带动试样在竖直方向上运动。恒定的温度梯度场由高温石墨均热体和低温液态Ga 2In 2Sn 合金获得, 炉内可抽真空(真空度达6×10-2Pa ) 或充惰性气体保护。实验装置如图1所示。
物性参数固相导热系数液相导热系数固相热扩散系数液相线斜率液相溶质扩散系数固相溶质扩散系数溶质分配系数固液界面能熔化熵吉布斯2汤普森系数
符号λS λL αS T m
数值
220Wm -1K -1103. 2Wm -1K -17×10-5m 2s -14. 2×10-5m 2s -14. 01×105J kg -1
924K 83K -2. 5K/wt. %4. 97×10-9m 2s -11. 0×10-12m 2s -1
0. 1715. 016×10-2J m -21. 163×106J m -3K -1
9×10-8m K
△T
m 0D L D S k 0
γ△S Γ
在恒定温度梯度G =88. 3℃/cm 下, 使用不同的抽拉速度对合金试样棒进行三种不同的凝固进程, 即恒速、台阶增速和台阶减速定向凝固生长, 并通过淬火
图1 高梯度定向凝固Bridgman 装置示意图
Fig. 1 Schematic of the high temperature gradient Bridgman
apparatus
得到合金凝固界面形貌。采用德国Leica 公司生产的Leitz Laborlux 12M E S/ST 定量金相分析仪及Sim 2plePCI 图像处理软件, 对试样微观组织进行观察。在
采用高纯度的原料(纯度分别为99. 997%及99. 96%的超纯铝和电解纯铜) 熔炼后浇注Al 23. 6%Cu 合金棒, 并机械加工至 5mm ×120mm , 放入石墨
试样横截面(垂直于试样生长方向) 上使用三角法对一
次枝晶间距λ1进行精确的测量。2 实验结果
2. 1 稳态生长的凝固界面形态
坩埚内。在温度梯度G =88. 3℃/cm 下以速度v =
120μm/s 匀速抽拉, 进行定向凝固获得 5mm ×120mm 的试棒。经X 射线衍射分析可以发现, 采用本方法制备的试棒的末端大约有40mm 左右的单晶, 晶体取向为〈001〉。在正式实验中, 以该试样的末端作为实验时试样的起始端, 装入同一尺寸的石墨坩埚内,
定向凝固过程中固液界面失稳之后, 经过一段时间相关的演化过程, 界面最终会呈现为一种稳态的平行列状晶形态。图2给出了在恒定G =88. 3K/cm , 不同凝固速度下, 通过淬火得到的凝固界面形态。
可以看出, 实验获得了定向效果良好的枝晶组织。
图2 定向凝固过程中不同凝固速度下的典型界面形态(Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
Fig. 2 Interface morphologiesat the different growth velocities under directional solidification (Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
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当凝固速度为5μm/s 时, 胞晶间以竞争淘汰的方式生长, 并伴有分枝生长现象; 当速度达到40μm/s 后, 发展成为明显的树枝状; 而当速度进一步增大到60μm/s 时, 树枝晶组织明显细化, 并出现三次或高次枝晶。随着凝固速度的增大, 微观界面形态明显地表现出了胞枝晶的演化过程。
2. 2 单晶定向凝固
图3对比了未使用籽晶直接定向凝固(图3a 、b ) 及使用了籽晶定向凝固(图3c 、d ) 所获得的凝固界面形貌。前者(未使用籽晶) 晶体取向杂乱, 枝晶间呈现明显的竞争淘汰行为。后者(使用籽晶) 不同枝晶的晶体取向一致, 且与热流方向平行。
图3 定向凝固条件下枝晶形貌(Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
Fig. 3 Dendrite morphologies during unidirectional solidification (Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
本文在恒定温度梯度G =88. 3K/cm 的相同实验
条件下, 通过200μm/s 及120μm/s 两个不同凝固速度进行恒速定向凝固实验获得单晶。将两个试样的单晶端作为籽晶, 分别进行了G =88. 3K/cm 、v =20μm/s 的恒速定向凝固淬火实验, 获得的平均一次枝晶间距分别为238. 41μm 和273. 79μm , 如图4所示。也就是说, 高速定向凝固所获得的籽晶进行后续定向凝固所获得的枝晶间距较小, 相信这主要是初始高速所得籽晶的枝晶一次间距较细, 由于枝晶生长存在显著的历史相关性, 进而影响后续定向凝固枝晶一次间距的选择。
2. 3 一次枝晶间距随凝固速度的变化规律
从非平衡自组织花样的特点来看, 枝晶在任何一个阶段的稳态发展实际都应存在一个容许范围。因此本文考察了在恒定温度梯度下, 一次枝晶间距随凝固速度v (恒速) 变化的动态响应规律(图5) , 图中, λ1、λ一次间距的上限1max 及λ1min 分别表示平均一次间距、及下限。可以看出, 枝晶一次间距选择存在着一个较宽的容许范围。当λ1λ1max 时, 将发生3次枝晶臂长成枝晶主轴而使λ从图5也可以看出, 随着1减小。凝固速度增大, 一次间距逐渐减小。
图4 不同速度下获得的单晶试样横截面微观组织(Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
Fig. 4 Microstructure in the transverse section of directional solidification samples (Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
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于控制参数当前的状态, 还取决于控制参数是如何达到当前状态的, 以及在控制参数稳定后, 系统在经历过程中, 在各种扰动下发展的详细过程。即一般说来, 凝固形态是路径相关的。图6给出了凝固控制参数的当前状态相同(G =88. 3K/cm , v =60μm/s ) , 但凝固速度变化经历不同的一组枝晶组织照片。
λ当凝固速度v 自始至终保持v =60μm/s 时, 1=
194. 68μm (图6a ) ; 当在较低的凝固速度v =10μm/s 下先形成稳定枝晶列, 然后再以台阶方式增速到v =
λ60μm/s , 6b ) ; 当在较高的凝固1=v m/, 然后再以台阶时, 1=179. 52μm (图6c ) 。由, 平均一次间距的变化不大, 但仍然表现出了一定的历史相关性。
图5 恒速定向凝固枝晶一次间距随凝固速度变化的规律
(Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
Fig. 5 Variations of primary dendritic spacing λ1with
growth velocity v during constant unidirectional solidification (Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm )
2. 4 图6 平均一次间距的历史相关性(Al 23. 6%Cu , G =88. 3K/cm , v =60μm/s )
Fig. 6 History 2dependent selection of primary dendritic spacing during unidirectional solidification (Al 23. 6%Cu , G =
88. 3K/cm , v =60μm/s )
3 分析与讨论
HL 模型:Hunt 和L u [19,20]通过考虑时间相关的
枝晶尖端生长速度满足以下关系:
v A +vB +C =0
2
(3)
非稳态溶质扩散场, 分析了相邻胞枝晶之间溶质扩散场的相互作用, 提出了一个确定胞枝晶一次间距分布范围的准三维模型, 并给出了一个确定枝晶一次间距分布范围下限的数值拟合公式。无量纲处理后得到:
λd =5. 0v ′
-bb
式中 A =
B =
2
P D L
22
;
;
D L [1-(1-k 0) I v (p ) ]
1-v 0. 5
G ′
-
3
C =G;
(1) (2)
ξc =1-
21/2
π[1+(2/P ) ]-1+2k 0
;
λλd =Γk 0
式中 v ′=;
D L ΔT
bb =0. 3+1. 9G ′; G ′=
0. 18
P =v R/2D L ———枝晶尖端Peclet 数; I v (P ) =Pexp (P ) E 1(P ) ———Ivant sov 函数;
R ———尖端半径。
; ΔT 20
求解方程(3) 即可获得枝晶尖端半径R 随凝固速
度v 的变化关系。尽管KGT 模型仅考虑了枝晶尖端半径与凝固控制参数的关系, 不过如果在枝晶尖端采用椭球近似, 则可以在KGT 模型的基础上建立一次枝晶间距与枝晶尖端半径的对应关系[1]:
[21]
G ———温度梯度; v ———凝固速度。
(2) 即可求得一次枝晶间距。通过公式(1) 、
KGT 模型:Kurz , G iovanola 和Trivedi
采用
λ1=
G
(4)
MS 稳定性分析方法, 将临界稳定性原理应用于枝晶ΔT S —式中 ——枝晶尖端温度与固相线温度之差。
L IN 自洽模型:近年来, 林鑫等在Hunt 和L u 数
尖端稳态扩散场的Ivant sov 解, 提出了一个描述强制性枝晶生长行为的半解析模型。他们通过分析发现,
值模型的基础上, 建立了一个适用于定向凝固界面形
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态演化的准三维自洽模型[17,18]。该模型从基本的溶质扩散方程和界面热质耦合条件出发, 综合考虑浓度场、温度场、界面张力效应和动力学效应的耦合作用过程, 能够在给定参数条件下, 提供稳态及非稳态的尺度信息、界面形貌以及浓度信息等, 主要包括:尖端半径和一次间距、胞晶及枝晶包络线形状以及胞/枝晶浓度场等, 对从低速平界面到高速绝对稳定平界面之间极宽的凝固速度范围凝固组织演化规律进行描述。实际上, 该模型包括了尖端过冷度、尖端半径和一次间距等主要的形态参数和胞/枝晶浓度场等相关信息。对于稳态胞/枝晶的选择, 可以结合稳态胞/枝晶的生长竞争规律, 通过考虑不同间距胞/图7是3种理论模型(HL 、L 自洽模型) 。可以看出, HL 值相差不大, 并且与实验结果具有较为合理的吻合, 而KGT 模型计算获得理论值远远大于前两者, 并且明显高估了实验值。
[2] 黄卫东, 商宝禄, 周尧和. 定向凝固的胞晶和枝晶一次间
图7 一次枝晶间距与凝固速度的关系(Al 23. 6wt %Cu, G =
88. 3K/cm )
Fig. 7 Primary dendritic spacing vs growth velocity during
directional solidification (Al 23. 6wt %Cu, G =88. 3K /cm )
4 结论
(1) 在5～100μm/s 的凝固速度范围内, 随速度增
大, 凝固组织形态呈现出胞晶→粗枝晶→细枝晶的变化。
(2) 籽晶对定向凝固的晶体取向及一次枝晶间距具有重要的影响。获得籽晶的凝固速度越高, 采用此籽晶进行定向凝固所获得的一次枝晶间距越小。
(3) 在恒定温度梯度G =88. 3K/cm 的条件下, 一次枝晶间距随着凝固速度的增大逐渐减小, 且存在一个较宽的容许范围。实验结果与HL 模型及L IN 自洽模型计算获得的理论值吻合的很好。KGT 模型高估了实验值。
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