混合方式對(duì)受控?cái)U(kuò)散凝固過共晶Al-Si合金初生硅相的影響

李 夏，李元東,，馬 穎,，陳體軍,，郝 遠(yuǎn)

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

混合方式對(duì)受控?cái)U(kuò)散凝固過共晶Al-Si合金初生硅相的影響

李 夏1，李元東1,2，馬 穎1,2，陳體軍1,2，郝 遠(yuǎn)1

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

采用受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)(CDS)制備Al-15%Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金，研究混合方式對(duì)受控?cái)U(kuò)散凝固Al-15%Si合金初生硅相尺寸、形貌和分布的影響。結(jié)果表明：受控?cái)U(kuò)散凝固可以明顯細(xì)化初生硅相，改善初生硅相形貌和在組織中的分布。其中，液-液混合細(xì)化效果比固-液混合細(xì)化效果好，特別是通過液態(tài)純鋁與液態(tài)Al-25%Si合金的液-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固制備得到的凝固組織，其初生硅相平均尺寸僅為14 μm，且在組織中分布均勻。

過共晶Al-Si合金；受控?cái)U(kuò)散凝固(CDS)；初生硅

目前，石油資源短缺、環(huán)境污染嚴(yán)重，汽車使用量卻越來越大，所以，提高內(nèi)燃機(jī)效率、最大程度減少燃油損耗和減少尾氣排放成為人們?nèi)找骊P(guān)注的問題。提高內(nèi)燃機(jī)的效率必須從改善其使用材料著手，而活塞是內(nèi)燃機(jī)最關(guān)鍵的部件之一。通常使用的活塞材料主要為鋼、鑄鐵和鋁合金等，但以鋁合金材料為主。目前使用的鋁合金活塞為鋁硅類合金，鋁硅合金有 3類(亞共晶型、共晶型和過共晶型)，應(yīng)用最多的為共晶型鋁硅合金?，F(xiàn)階段正由共晶型鋁硅合金活塞向過共晶型鋁硅合金活塞轉(zhuǎn)變，主要是因?yàn)檫^共晶鋁硅合金具有更優(yōu)異的特點(diǎn)。過共晶鋁硅合金具有硬度高、線膨脹系數(shù)低、耐磨性好、密度低等優(yōu)點(diǎn)，是理想的汽車用活塞材料[1]。鋁硅合金的平衡組織為初生Si、α(Al)固溶體和共晶體(Si+α(Al))。過共晶鋁硅合金組織中存在大量的初生硅和共晶硅，在傳統(tǒng)鑄造過程中初生硅相極易長(zhǎng)成粗大的板塊狀或長(zhǎng)條狀，嚴(yán)重割裂鋁基體，導(dǎo)致鑄件力學(xué)性能大大下降，且切削性能變差[2-6]，限制了其大量的工業(yè)應(yīng)用。所以，減小鑄件組織中初生硅相尺寸、改善初生硅相形貌和分布，進(jìn)而改善力學(xué)性能和加工性能，使其能夠得到廣泛的應(yīng)用是近年來人們研究的重點(diǎn)[7-8]。目前，減小初生硅相尺寸、改善初生硅相形貌和分布的方法很多，主要分為兩大類：一類是變質(zhì)細(xì)化法，主要是通過添加P和稀土等[9-13]；另一類是改進(jìn)鑄造方法，如快速凝固[14]、擠壓鑄造[15]、高壓壓鑄[16]、熔體處理[17-20]、噴射沉積[1,21-22]、半固態(tài)鑄造[23-24]和固液混合鑄造[25]等。

擴(kuò)散凝固(Diffusion solidification)是由LANGFORD和ROBERT[26]在1978年首次提出的，最初應(yīng)用在鑄鋼上。后來經(jīng)發(fā)展，LANGFORD和APELIAN[27]又提出受控?cái)U(kuò)散凝固(Controlled diffusion solidification,CDS)的概念。CDS技術(shù)是將兩種不同成分、不同溫度的合金熔體混合，最終凝固成同一成分目標(biāo)合金的過程。自從擴(kuò)散凝固概念提出之后，SAHA等[28]一直致力此方面的研究，研究?jī)?nèi)容主要是針對(duì)變形鋁合金鑄造化，力求解決變形鋁合金在鑄造過程中的熱裂問題。KHALAF等[29]還對(duì)CDS技術(shù)制備亞共晶鋁合金過程中，組織中非枝晶初生鋁相的形成機(jī)理進(jìn)行比較詳細(xì)的研究，并提出相關(guān)理論假設(shè)。

本文作者采用受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)(CDS)制備了過共晶Al-15%Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金，以求達(dá)到減小初生硅相尺寸，改善初生硅相形貌和分布，并對(duì)受控?cái)U(kuò)散凝固混合方式進(jìn)行了較為詳細(xì)的研究。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料分別為：Al-25%Si過共晶型鋁硅合金，液相線溫度為 753 ℃；ZL102合金，共晶溫度為577 ℃；純鋁，純度為99.999%，熔點(diǎn)為660 ℃。所制備的目標(biāo)合金為 Al-15%Si合金，液相線溫度為640 ℃。

首先，根據(jù)實(shí)驗(yàn)材料及目標(biāo)合金中硅含量(15%Si)要求進(jìn)行計(jì)算、配料，然后進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)如表1所列。實(shí)驗(yàn)主要分為兩類：固-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固和液-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固，具體實(shí)驗(yàn)方案如圖 1所示。

表1 各材料預(yù)處理溫度Table1 Treatment temperatures of materials (℃)

圖1 受控?cái)U(kuò)散凝固混合方式示意圖Fig.1 Schematic diagram of mixing ways of controlled diffusion solidification

1) 固-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固。將預(yù)熱到預(yù)定溫度的固態(tài)ZL102合金或純鋁分別加入到經(jīng)熔化、精煉、除氣、除渣后冷卻到預(yù)定溫度的液態(tài) Al-25%Si合金熔體中。同時(shí)，將測(cè)溫儀上的熱電偶插入熔體內(nèi)部收集溫度數(shù)據(jù)，待固態(tài)材料完全熔化后停置一段時(shí)間。觀察測(cè)溫儀上的溫度數(shù)據(jù)變化情況，待目標(biāo)合金熔體各處溫度均勻一致，達(dá)到預(yù)定澆注溫度時(shí)澆注到金屬型中成形得到d 15 mm×150 mm圓柱形錠料。

2) 液-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固。將Al-25%Si合金經(jīng)熔化、精煉、除氣、除渣處理達(dá)到預(yù)定溫度，與此同時(shí)，將ZL102合金或純鋁處理達(dá)到預(yù)定溫度，之后將Al-25%Si合金熔體倒入 ZL102合金熔體或純鋁熔體中。之后的操作與實(shí)驗(yàn)方案(1)相同。

最后，將制得的鑄錠切割取樣得到d 15 mm×15 mm的小塊。經(jīng)粗磨、細(xì)磨、精磨、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF水溶液腐蝕。在MEF-3金相顯微鏡下觀察、拍照，用 Image Pro Plus軟件測(cè)量晶粒尺寸。

2 結(jié)果與分析

2.1 受控?cái)U(kuò)散凝固中合金的熱力學(xué)計(jì)算

受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)最關(guān)鍵的兩個(gè)過程為熱量擴(kuò)散和質(zhì)量擴(kuò)散。其中，前者所需時(shí)間較短，其擴(kuò)散速度是后者的 3倍[24]，特別是在液-液混合時(shí)，熱量擴(kuò)散過程幾乎是在一瞬間完成的?；旌蠒r(shí)，一個(gè)溫度驟然下降，而另一個(gè)溫度則迅速上升。在此過程中涉及到熔體由于過冷而產(chǎn)生的爆發(fā)形核、部分晶核熔化變小、原子團(tuán)簇變小或長(zhǎng)大等一系列復(fù)雜的變化過程。受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)的一部分細(xì)化作用就是通過熱量擴(kuò)散時(shí)發(fā)生的形核過程，使熔體中形成盡可能多的晶核或形核質(zhì)點(diǎn)，從而使目標(biāo)合金凝固組織得到細(xì)化。質(zhì)量擴(kuò)散時(shí)，由于兩種合金(高硅和低硅合金混合)在成分上的差異都與目標(biāo)合金成分不同，為了達(dá)到目標(biāo)合金成分，兩種合金混合后只能通過擴(kuò)散才能形成濃度場(chǎng)均勻的目標(biāo)合金熔體，也即濃度差導(dǎo)致的質(zhì)量擴(kuò)散。然而，這兩個(gè)過程并不是相互獨(dú)立的。因?yàn)樵拥臄U(kuò)散能力隨溫度的變化而變化，所以溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度、擴(kuò)散均勻程度與熔體溫度有著緊密聯(lián)系。熱量擴(kuò)散直接影響質(zhì)量擴(kuò)散過程，進(jìn)而決定最終的凝固組織。所以，探明由于熱量擴(kuò)散導(dǎo)致熔體內(nèi)部發(fā)生的一系列復(fù)雜變化是非常必要的。這些復(fù)雜變化的宏觀表征主要是表現(xiàn)在溫度變化上，隨著熔體溫度的降低，原子團(tuán)簇尺寸逐漸變大；而隨著熔體溫度的升高，則原子團(tuán)簇尺寸減小。固態(tài)材料熔化成液態(tài)，晶粒變?yōu)樵踊蛟訄F(tuán)，結(jié)構(gòu)發(fā)生徹底的改變?？傮w來講，受控?cái)U(kuò)散凝固過程中兩種合金的溫度變化帶來了材料結(jié)構(gòu)上的變化。

受控?cái)U(kuò)散凝固過程中兩種被預(yù)處理的合金在混合之前是兩個(gè)獨(dú)立的個(gè)體，兩者成分、存在狀態(tài)各不相同，分別處于不同的熱力學(xué)狀態(tài)下?；旌现髢烧吆隙橐?，通過熱量擴(kuò)散和質(zhì)量擴(kuò)散達(dá)到與它們成分不同的目標(biāo)合金熔體，也即從兩種熱力學(xué)狀態(tài)變化為單一熱力學(xué)狀態(tài)?；旌虾蟾邷睾辖疳尫懦鰺崃繙囟冉档?，低溫合金則吸收熱量溫度上升，所以，目標(biāo)合金熔體的溫度介于兩種合金預(yù)處理溫度之間。這兩者熱量的釋放和吸收之間的關(guān)系直接決定著目標(biāo)合金熔體的存在狀態(tài)、熱力學(xué)狀態(tài)以及熔體結(jié)構(gòu)，其關(guān)系可用熱比系數(shù)k表示。

式中：k為熱比系數(shù)，即高溫合金放出的熱量與低溫合金吸收的熱量之比；Mh為高溫合金的物質(zhì)的量；Ml為低溫合金的物質(zhì)的量；ΔTh、ΔTl為溫度變化量；、為兩種合金的比熱容；Lh為單位物質(zhì)的量高溫合金熔體釋放出的熱量；Ll為單位物質(zhì)的量低溫固態(tài)材料熔化吸收的熱量；Tp為澆注溫度；Th、Tl為兩種合金的預(yù)處理溫度。

計(jì)算過程中所需數(shù)據(jù)均由Pandat軟件計(jì)算獲得，所需數(shù)據(jù)如表2所列，Mh/Ml值如表3所列。將式(2)和(3)以及表2和3中所需數(shù)據(jù)代入式(1)中計(jì)算，計(jì)算結(jié)果如表4所列。

k值的大小表示兩種預(yù)處理合金熱力學(xué)狀態(tài)之間的關(guān)系，同時(shí)也影響著兩種預(yù)處理合金混合后所得目標(biāo)合金熔體的存在狀態(tài)、內(nèi)部結(jié)構(gòu)和熱力學(xué)狀態(tài)。當(dāng)k＞1時(shí)，混合后高溫合金釋放的熱量多于低溫合金所吸收的熱量，使目標(biāo)合金熔體溫度高于澆注溫度。這樣，熔體溫度較高，原子擴(kuò)散能力較強(qiáng)，在下降至澆注溫度的一段時(shí)間內(nèi)，溶質(zhì)原子可以充分?jǐn)U散。兩種合金混合過程中形成的形核質(zhì)點(diǎn)，即原子團(tuán)簇，在熔體內(nèi)部充分游離，且不會(huì)由于局部區(qū)域過冷而迅速長(zhǎng)大。當(dāng)k＜1時(shí)，混合后高溫合金釋放的熱量少于低溫合金吸收的熱量，使得目標(biāo)合金熔體溫度低于預(yù)定澆注溫度。這種情況下，混合時(shí)高溫合金被迅速過冷且過冷程度較深，熔體中局部區(qū)域深過冷，從而使混合時(shí)形成的初生相形核質(zhì)點(diǎn)迅速長(zhǎng)大。同時(shí)，混合后熔體溫度較低，原子擴(kuò)散能力弱，致使溶質(zhì)擴(kuò)散不均勻可能出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。

表2 熱力學(xué)計(jì)算所需數(shù)據(jù)Table2 Data used in thermodynamic calculation

表3 高溫合金與低溫合金的物質(zhì)的量之比Table3 Ratio of Mh and Ml

表4 各實(shí)驗(yàn)熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果Table4 Thermodynamic calculation results of experiments

2.2 受控?cái)U(kuò)散凝固中溫度隨時(shí)間的變化曲線

圖 2所示為各受控?cái)U(kuò)散凝固實(shí)驗(yàn)混合過程中溫度隨時(shí)間的變化曲線，其中圖 2(a)和(c)所示為固-液混合，即實(shí)驗(yàn)1和3；圖2(b)和(d)為液-液混合，即實(shí)驗(yàn)2和4。如圖2(a)和(c)所示，高溫Al-25%Si合金熔體由于低溫固態(tài)ZL102合金或純Al的加入，溫度迅速降低，同時(shí)，低溫固態(tài)ZL102合金或純Al也逐漸被熔化成液態(tài)。且隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，熔體溫度趨于穩(wěn)定。此過程中，從混合開始到目標(biāo)合金熔體溫度趨于穩(wěn)定所需時(shí)間較長(zhǎng)，約為20 s。根據(jù)表4計(jì)算結(jié)果可知，k值分別為0.14和0.84，高溫Al-25%Si合金熔體釋放的熱量少于低溫固態(tài)ZL102合金或純Al熔化所吸收的熱量。由于此時(shí)坩堝仍然置于加熱爐內(nèi)，高溫的液態(tài) Al-25%Si合金所不能提供的熱量可以由爐膛內(nèi)熱量加以補(bǔ)充，從而充分熔化固態(tài)材料，使最終熔體溫度趨于穩(wěn)定達(dá)到預(yù)定澆注溫度。

如圖2(b)和(d)所示，當(dāng)高溫Al-25%Si合金熔體加入到低溫ZL102合金熔體或純Al熔體中時(shí)，低溫熔體溫度瞬時(shí)升高，高溫熔體溫度瞬間降低，隨后目標(biāo)合金熔體溫度開始下降直至達(dá)到預(yù)定澆注溫度。在表4的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果中，實(shí)驗(yàn)2和4的k值分別為2.15和42.7，計(jì)算結(jié)果與所測(cè)溫度曲線相對(duì)應(yīng)。實(shí)驗(yàn)2中高溫熔體釋放的熱量多于低溫熔體吸收的熱量，但相差不大，所以，曲線上顯示的混合后目標(biāo)合金熔體的最高溫度只是稍高于預(yù)定澆注溫度；而實(shí)驗(yàn)4中的k值很大，曲線上顯示的目標(biāo)合金熔體的最高溫度比預(yù)定澆注溫度高很多。且隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，熔體溫度逐漸降低，并逐漸達(dá)到預(yù)定澆注溫度。

圖2 混合過程中Al-25%Si合金的溫度—時(shí)間曲線Fig.2 Temperature—time curves of Al-25%Si alloy during mixing: (a) Experiment 1; (b) Experiment 2; (c) Experiment 3;(d) Experiment 4

2.3 受控?cái)U(kuò)散凝固組織

圖3 傳統(tǒng)鑄造下Al-15%Si合金的微觀組織Fig.3 Microstructure of Al-15%Si alloy during traditional casting

圖3 所示為傳統(tǒng)鑄造方式下Al-15%Si合金的微觀組織。由圖3可以看出，組織中初生硅相呈現(xiàn)不規(guī)則的粗大板塊狀，平均尺寸為105 μm，有些板片最大長(zhǎng)度達(dá)200 μm，且團(tuán)聚現(xiàn)象明顯。共晶硅則呈現(xiàn)針片狀，緊密排布在一起且非常發(fā)達(dá)，針片長(zhǎng)度為80～120 μm。

圖4所示為受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)制備的合金的凝固組織。圖4(a)所示為預(yù)熱到500 ℃固態(tài)ZL102合金與850 ℃液態(tài) Al-25%Si合金混合后澆注得到的微觀組織，即實(shí)驗(yàn) 1。從圖 4(a)中可以看出，初生硅相明顯細(xì)化，平均尺寸為42 μm。雖然初生硅相形貌仍為塊狀，但塊體尺寸明顯減小，有一定程度團(tuán)聚，共晶硅相針片長(zhǎng)度明顯變短，平均長(zhǎng)度為50～60 μm。圖4(b)所示為630 ℃液態(tài)ZL102合金與830 ℃液態(tài)Al-25%Si合金混合后澆注得到的微觀組織，也即實(shí)驗(yàn) 2。同樣可以發(fā)現(xiàn)，初生硅相明顯細(xì)化，平均尺寸為30 μm，初生硅形貌主要為小塊狀和少量細(xì)長(zhǎng)板片狀，也存在一定程度的團(tuán)聚，但較圖 4(a)有所減弱，共晶硅仍然是針片狀，針片長(zhǎng)度變短。圖4(c)所示為預(yù)熱到450 ℃固態(tài)純鋁與850 ℃液態(tài)Al-25%Si合金固-液混合后澆注得到的微觀組織，即實(shí)驗(yàn) 3?？梢钥吹匠跎柘嗉?xì)化，與圖4(a)和(b)相比，尺寸有所增大，且團(tuán)聚現(xiàn)象明顯，但形貌較規(guī)整，大多為近似正方形或長(zhǎng)方形塊狀，平均尺寸為37 μm，同樣，針片狀的是共晶硅相。圖4(d)所示為660 ℃液態(tài)純鋁與850 ℃液態(tài)Al-25%Si合金液-液混合后澆注得到的微觀組織，即實(shí)驗(yàn)4。此組織中初生硅相細(xì)化效果非常明顯，初生硅相尺寸細(xì)小，平均尺寸僅為14 μm，形貌也較為規(guī)則，呈近球形，而且分布均勻。共晶硅相也得到很大程度的細(xì)化，同時(shí)從圖片中可以看到初生α(Al)相大部分呈近球形。

圖4 不同混合方式下合金的凝固組織Fig.4 Microstructures of alloys during different mixing ways: (a) Solid ZL102 mixing with liquid Al-25%Si; (b) Liquid ZL102 mixing with liquid Al-25%Si; (c) Solid pure Al mixing with liquid Al-25%Si; (d) Liquid pure Al mixing with liquid Al-25%Si

圖 5所示為受控?cái)U(kuò)散凝固對(duì)初生硅相尺寸的影響。整體上看，通過受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)得到的凝固組織中，初生硅相與傳統(tǒng)鑄造相比得到很大程度的細(xì)化。初生硅相尺寸從傳統(tǒng)鑄造的105 μm減小到40 μm，甚至更小，最小的平均尺寸僅為14 μm。這說明受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)對(duì)細(xì)化過共晶 Al-Si合金初生硅相有非常明顯的效果。從受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)混合方式來看，液-液混合擴(kuò)散對(duì)初生硅相的細(xì)化效果較固-液混合擴(kuò)散細(xì)化效果好。

圖5 受控?cái)U(kuò)散凝固對(duì)初生硅相尺寸的影響Fig.5 Effect of CDS on size of primary silicon

3 討論

受控?cái)U(kuò)散凝固是一個(gè)熔體溫度場(chǎng)均勻化和濃度場(chǎng)均勻化過程。固-液混合擴(kuò)散或液-液混合擴(kuò)散時(shí)，將預(yù)熱到一定溫度的固態(tài)合金加入到高溫液態(tài)合金中或者將高溫液態(tài)合金加入到低溫合金中，低溫固態(tài)合金或熔體溫度迅速上升，高溫合金熔體溫度迅速降低，其中溫度—時(shí)間變化如圖2所示?；旌虾?，除兩者之間產(chǎn)生大量熱量交換之外，質(zhì)量交換也同時(shí)進(jìn)行。隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，兩者通過一系列的質(zhì)量、熱量交換，形成溫度場(chǎng)、濃度場(chǎng)均一的目標(biāo)合金組織。與受控?cái)U(kuò)散凝固相比，傳統(tǒng)鑄造過程中只有單一成分的合金熔體、單一的溫度參數(shù)。不存在溫度的驟變以及濃度場(chǎng)均勻化過程，在澆注成形時(shí)，熔體內(nèi)部形成的晶核數(shù)目較少，所以，最終凝固組織中初生相尺寸較大。然而，受控?cái)U(kuò)散凝固時(shí)，熔體內(nèi)部結(jié)構(gòu)變化較傳統(tǒng)鑄造過程復(fù)雜得多。液態(tài)熔體被過熱到很高的溫度，成為一個(gè)內(nèi)部成分、溫度、結(jié)構(gòu)均勻的組織。當(dāng)加入另一種低溫組織時(shí)，高溫熔體溫度會(huì)迅速降低，低溫組織吸收高溫熔體的熱量溫度迅速升高，最終混合后的目標(biāo)合金熔體溫度值介于兩者溫度之間。在這個(gè)過程中，熔體結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生一系列變化。

金屬熔體的結(jié)構(gòu)會(huì)隨熔體溫度以及成分的差異而產(chǎn)生變化，熔體溫度較低時(shí), 熔體中含有許多短程有序的類固相原子集團(tuán)，也稱為原子團(tuán)簇[17,30]。王冰等[31]認(rèn)為，金屬熔體是由具有一定幻數(shù)的原子團(tuán)簇和金屬原子共同組成。該原子團(tuán)簇能夠保持一定尺寸和結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，且與溫度相關(guān)。一定溫度下，某一幻數(shù)的團(tuán)簇?cái)?shù)量較多，且溫度升高，團(tuán)簇向小尺度團(tuán)簇?cái)?shù)量占優(yōu)的方向變化，溫度降低團(tuán)簇則向大尺度團(tuán)簇?cái)?shù)量占優(yōu)的方向發(fā)展。這些熔體中穩(wěn)定存在的原子團(tuán)簇是金屬凝固時(shí)臨界晶核的“準(zhǔn)晶胚”。大尺度的原子團(tuán)簇越多，相同凝固條件下臨界晶核的“準(zhǔn)晶胚”越多，凝固組織越細(xì)?。幌喾?，則凝固組織粗化。受控?cái)U(kuò)散凝固混合過程中，高溫熔體由于被迅速冷卻，熔體內(nèi)部原有的平衡狀態(tài)被打破，溫度降低會(huì)使熔體中原子團(tuán)簇的數(shù)目迅速增多且尺寸增大。反之，低溫熔體或固態(tài)合金由于吸收熱量溫度升高，低溫熔體中原有的大尺寸原子團(tuán)簇會(huì)因溫度升高分散為數(shù)量更多、尺寸更小的原子團(tuán)簇；低溫固態(tài)合金會(huì)由固態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)橐簯B(tài)，結(jié)構(gòu)發(fā)生徹底變化，固態(tài)組織中晶體結(jié)構(gòu)變成具有大量近程有序的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)或者原子。

固-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固時(shí)，固態(tài)組織會(huì)被熔化成液態(tài)，形成大量的原子團(tuán)簇，尺寸變小；高溫熔體中原子團(tuán)簇?cái)?shù)目增多，尺寸變大。隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，熔體內(nèi)部溫度梯度逐漸減小，熔體中原子團(tuán)簇尺寸逐漸均勻，并隨著溫度的降低尺寸增大，逐漸達(dá)到臨界晶核尺寸形成“準(zhǔn)晶胚”，作為形核質(zhì)點(diǎn)。液-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固時(shí)，高溫熔體被迅速冷卻，形成大量原子團(tuán)簇，低溫熔體中原本存在的大尺寸原子團(tuán)簇尺寸減小，并分散為數(shù)目更多的小尺寸原子團(tuán)簇。當(dāng)整個(gè)熔體溫度場(chǎng)均勻后，隨著溫度的降低，所有原子團(tuán)簇尺寸增大，逐漸達(dá)到臨界晶核尺寸形成“準(zhǔn)晶胚”，從而作為形核質(zhì)點(diǎn)。熔體中形核質(zhì)點(diǎn)(“準(zhǔn)晶胚”)的大量增殖有利于最終凝固組織細(xì)化。無論是固-液混合擴(kuò)散還是液-液混合擴(kuò)散，都能夠明顯細(xì)化初生硅相，其細(xì)化效果如圖4中凝固組織金相照片以及圖5中初生硅相尺寸柱狀圖所示。

受控?cái)U(kuò)散凝固混合方式不同，其細(xì)化效果也不同。圖4(a)和(c)中屬固-液混合擴(kuò)散，圖4(b)和(d)中屬液-液混合擴(kuò)散。通過對(duì)比發(fā)現(xiàn)，液-液混合擴(kuò)散細(xì)化效果較好。固-液混合擴(kuò)散過程中，由于固態(tài)材料是以塊狀加入，因此，在固態(tài)材料被完全熔化以前，熔體內(nèi)部溫度梯度較大，局部過冷度大。且溶質(zhì)擴(kuò)散和溫度變化緩慢，溫度變化如圖2(a)和(c)所示。隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，混合時(shí)所形成的形核質(zhì)點(diǎn)會(huì)因?yàn)闇囟忍荻鹊拇嬖谥饾u長(zhǎng)大，導(dǎo)致初生相粗大、團(tuán)聚。且由于塊體材料尺寸較大，在加入高溫熔體中時(shí)導(dǎo)致局部過冷度較大。深過冷區(qū)域由于溫度較低，溶質(zhì)擴(kuò)散能力變差，可能產(chǎn)生團(tuán)聚。這些因素不利于最終凝固組織中初生相的細(xì)化和均勻分布。而液-液混合擴(kuò)散時(shí)，整個(gè)熔體內(nèi)部對(duì)流作用較強(qiáng)，原子擴(kuò)散能力強(qiáng)，溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)均一化時(shí)間較短，可以從圖2(b)和(d)得以驗(yàn)證。正因如此，混合過程中熔體內(nèi)部形成的形核質(zhì)點(diǎn)較多而且尺寸均勻。除此之外，混合時(shí)形成的大量形核質(zhì)點(diǎn)在對(duì)流作用下均勻分布于熔體內(nèi)部并保存下來。這些因素非常有利于最終凝固組織中初生相的細(xì)化和均勻分布。

4 結(jié)論

1) 采用受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)(CDS)制備過共晶Al-15%Si合金，可以明顯地細(xì)化初生硅相，并改善初生硅相形貌及其在組織中的分布。

2) 熱力學(xué)計(jì)算所得熱比系數(shù)k值與實(shí)驗(yàn)過程中實(shí)際所測(cè)溫度—時(shí)間變化曲線吻合。當(dāng)k＞1時(shí)，混合時(shí)高溫合金釋放的熱量多于低溫合金所吸收的熱量，混合后目標(biāo)合金熔體的溫度高于預(yù)定澆注溫度；k＜1時(shí)，則恰好相反。

3) 與傳統(tǒng)鑄造相比，采用受控?cái)U(kuò)散凝固技術(shù)(CDS)制備共晶Al-15%Si合金所得到的凝固組織，初生硅相不僅尺寸細(xì)小，而且其形貌和在組織中分布也得到明顯的改善。尤其是通過 660 ℃液態(tài)純鋁與850 ℃液態(tài)Al-25%Si合金液-液混合受控?cái)U(kuò)散凝固制備得到的凝固組織，其初生硅相平均尺寸僅為14 μm，且非常均勻地分布在組織中。

4) 受控?cái)U(kuò)散凝固混合方式不同，細(xì)化效果不同，液-液混合擴(kuò)散細(xì)化效果較固-液混合擴(kuò)散效果好。固-液混合擴(kuò)散時(shí)，熔體內(nèi)部溫度梯度較大，局部過冷度大，且溶質(zhì)擴(kuò)散較為緩慢，混合時(shí)所形成的形核質(zhì)點(diǎn)會(huì)因?yàn)闇囟忍荻鹊拇嬖诙饾u長(zhǎng)大，導(dǎo)致初生相粗大和團(tuán)聚；液-液混合擴(kuò)散時(shí)，整個(gè)熔體內(nèi)部對(duì)流作用較強(qiáng)，溫度場(chǎng)、濃度場(chǎng)均一化時(shí)間較短，原子擴(kuò)散能力強(qiáng)，混合過程中熔體內(nèi)形成的形核質(zhì)點(diǎn)較多，有利于最終凝固組織中初生相細(xì)化和在組織中均勻分布。

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Effect of mixing ways on primary silicon of hypereutectic Al-Si alloys during controlled diffusion solidification

LI Xia1, LI Yuan-dong1,2, MA Ying1,2, CHEN Ti-jun1,2, HAO Yuan1
(1. State Key Laboraty of Gansu Advanced Non-ferrous Metal Materials, Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050, China;2. Key Laboratory of Non-ferrous Metal Alloys, Ministry of Education, Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050, China)

The controlled diffusion solidification (CDS) was used to prepare hypereutectic Al-15%Si alloy, and the effects of mixing ways during CDS process on the size, morphology and distribution of primary silicon were studied. The results show that CDS can refine the size of primary silicon obviously. Meanwhile, the morphology and distribution of primary silicon can also be improved. The effect of liquid-liquid mixing is better than that of solid-liquid mixing.Especially, the microstructure of liquid pure Al mixing with liquid Al-25%Si alloy is the best. The particle size of primary silicon reaches up 14 μm and the primary silicon distributes uniformly in the matrix.

hypereutectic Al-Si alloy; controlled diffusion solidification; primary silicon

TG249；TG146.2

A

1004-0609(2011)12-3033-09

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51064017)

2010-11-25；

2011-05-16

李元東，教授，博士；電話：0931-2976795；E-mail: liyd_lut@163.com

(編輯 李艷紅)