近共晶鑄造Al-Si合金共晶凝固過程的研究.pdf

1、本文綜述了鑄造Al-Si合金的枝晶細(xì)化機理、共晶Si變質(zhì)機理及Al-Si合金共晶凝固模式的研究進展。借助組織觀察、液淬和熱分析等考察了不銹鋼杯鑄型(2K/s)和金屬鑄型(10K/s)凝固條件下，B、P、MM與Sr的加入對近共晶鑄造Al-13.0mass％Si合金組織形貌及共晶凝固過程的影響。主要的研究結(jié)果如下：基本合金、加B合金、加P合金和Sr變質(zhì)合金的組織觀察與’rA分析結(jié)果表明，共晶體的形核與生長可能分為兩個過程，即，粗大共晶體(類

2、枝晶α-Al+粗片狀Si)和細(xì)小共晶體(共晶Si呈細(xì)片狀)的形成。首先是以初生Si相為中心的粗大共晶體在較高溫度下形核，以離異共晶形式生長，幾乎不需要過冷。然后是細(xì)小共晶體在較低溫度下形核、以共晶兩相耦合的方式生長，需要較大的過冷。不銹鋼杯鑄型條件下的基本合金的凝固過程是由過冷度控制的，凝固起源于型壁附近一定區(qū)域內(nèi)的晶體的形核與生長，并逐漸向試樣中心推移。 B的加入為共晶體的形核提供了大量形核基底，致使共晶顯著形核溫度(T<,N

3、>)和再輝前最低溫度(T<,M>)大幅升高，對共晶生長溫度(T<,G>)影響很小。B的加入為初晶Si提供了形核核心從而導(dǎo)致粗大共晶體在整個試樣截面內(nèi)均勻分布，而T<,N>的大幅升高使得細(xì)小共晶體可以在更高的溫度下形核從而使粗大共晶體的生長空間受限，因此粗大共晶體隨著B含量的增加而減少，而細(xì)小共晶體大大細(xì)化。B的加入對Al-13.0％Si合金的凝固過程產(chǎn)生了顯著影響，使合金由未加B時的起源于型壁附近一定區(qū)域內(nèi)的晶體的形核與生長并逐漸向試樣

4、中心推移的凝固模式轉(zhuǎn)變?yōu)榧覤后在整個試樣范圍內(nèi)同時大量形核和生長的凝固模式。 熱速處理能夠使熔體中未熔的Si顆粒及潛在的形核核心分布更為均勻，從而在凝固過程中細(xì)化了組織。對B含量較高的合金，這種作用并不顯著。 單獨加P后，合金的T<,N>、T<,M>及T<,G>都有小幅上升，合金的形核和生長還是以從近型壁區(qū)逐漸向試樣中心進行為主，受過冷度控制，但液相區(qū)出現(xiàn)了一些獨立形核區(qū)，預(yù)示著P的加入能夠為共晶體的形核提供形核核心，使

5、其在試樣中部獨立形核，但作用效果遠(yuǎn)不如B。P作為初晶Si相有效的形核核心，使初生Si相、粗大共晶體和細(xì)小共晶體在試樣中的分布更加均勻。但是液相中存在的AlP卻可以成為共晶Si相的形核提供核心，從而使細(xì)小共晶體在較高的溫度下形核和生長而使共晶Si片粗化。 在Sr變質(zhì)的基礎(chǔ)上加入P元素后，并沒有改善共晶體的形核條件，對Sr的變質(zhì)狀況也沒有明顯的削弱。P的加入并未改變了Sr變質(zhì)合金的共晶凝固模式，仍然是從近型壁區(qū)向試樣中心區(qū)進行推移。

6、先加Sr還是先加P對合金的凝固模式影響不大。 MM的加入使Sr變質(zhì)Al-Si合金T<,G>、T<,N>先大幅下降后上升，至MM含量1.0％時，T<,G>、T<,N>和單純Sr變質(zhì)合金的相當(dāng)。少量MM的加入對Sr變質(zhì)合金的凝固模式影響不大，共晶凝固仍然嚴(yán)格從近型壁區(qū)至試樣中心進行，試樣中部區(qū)域沒有獨立的共晶形核區(qū)。MM的大量加入改變了Sr變質(zhì)Al-Si合金的凝固方式，使其由嚴(yán)格的從近型壁區(qū)逐漸向試樣中心的凝固逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樵谠嚇又行囊?/p>