高纯铝定向凝固中晶粒的生长特性
万方数据
上
海交通
状晶.定向凝固为强制凝固,其结晶过程受到固液界面前沿温度梯度、晶体生长速度、溶质元素扩散系数以及溶质平衡分配系数等因素的影响.
对于溶质元素含量较低合金的二维定向凝固,
无论试验结果[1 ̄3]还是计算机模拟结果[43都表明晶
粒以胞状晶生长,Coriell[51和YoungL6]通过理论分析得出,合金在定向凝固过程中胞状晶和柱状树枝晶生长取向与稳定界面的法线成一定的角度.透明模拟合金以及冰晶体生长结果表明胞状晶的生长方向偏离温度梯度方向一定角度[7],而且偏转角度随着生长速度而变化.当生长参数发生变化时,晶粒形态也随之发生变化,并发生竞争生长的情况[1’7].在二维条件下,晶粒的竞争生长导致部分晶粒的湮没,但没有发生晶粒的再形核;在三维生长过程中,晶粒的生长状态受到由重力或其他因素影响而产生的流场作用,出现晶粒的择优生长.但生长过程中晶粒的合并及晶粒三维生长方向的改变尚未见报道.本文研究了大直径高纯铝锭定向凝固过程中,晶粒的生长发育过程和晶粒形态演化,并根据纯金属的定向凝固特性对试验结果进行了分析.1
试
验
1.1试验材料
试验用原材料为三层液电解法生产的4N精铝,其成分如表1所示.
表1
4N精铝成分
Tab.1
Thecomponentsof4Npure
aluminum
元素
∞×106
元素
"×106
B
0.09
CrO.33
NaO.04MnO.18
Mg
20
Fe12Si14CoO.005P2.3
NiO.42
S<0.01
Cu7.2ClO.01
ZnO.15
Ca
O.2Ga
O.12
Ti
O.28
Zr
O.02
V
O.05
In
<O.009
1.2试验设备
试样在自制的真空定向凝固炉[8]上制备,设备结构如图l(a)所示,测温系统中热电偶的位置如图1(b)所示.试验中温度的控制采用Eurotherm表和计算机联合控制系统,控温精度为±o.1%,测量数据由计算机采集处理.剥离晶粒时采用的加热设备
万
方数据大
学学报
第39卷
为10kW自动控温箱式电阻炉.
感应线圈铝熔体
绝
感应线圈铝锭支架真空炉室
下
驱动
(a)自制定向凝固炉
(b)测温系统中热电偶位置
图1
自制定向凝固装置
Fig.1
Theself—madeunidirectionalsolidificationdevice
1.3试验过程
试验的实际操作步骤如下:
(1)通过酸洗清除原材料铝锭表面的污物和氧
化皮.
(2)试样制备过程中,在铝锭熔化完毕后拉伸生长前对熔体进行保温处理,固液界面前沿控温点
温度保持为705。C,保温时间分别为o、30和60
min,保温时间为。表示当固体铝锭完全熔化后立即开始生长拉伸.
(3)拉伸的速度取40mm/h,速度精度为±0.1mm/h,速度从o~40mm/h的变化率o.02mm/s;
当拉伸距离达到30mm时,停止拉伸,拉伸暂停的时间取10、20、30、40、50、60和90min.拉伸及暂停时控温点温度保持705。C不变,暂停结束后继续以相同速度下引.
(4)将制备的试样放人保温炉中,在650。C保
温2h,取出后马上施以冲击力,晶粒即可剥离.
2结果与讨论
铝是面心立方的晶体,晶粒生长的择优生长面为(100)面.在定向凝固生长中,首先凝固生成的是
激冷等轴晶或柱状晶,其次产生的是等轴晶.在等轴
晶的晶界夹角处,会形核生成柱状晶,柱状晶的生长
为强制生长.
2.1保温时间对过渡区晶粒形态的影响
坩埚中的固体铝锭,以中频感应加热方式加热熔化.先熔化的铝熔体率先进入结晶器,在水冷的结晶台上凝固结晶,形成了众多的激冷等轴晶或者柱状晶,这一层晶粒的尺寸大小和晶界面数都很接近.在这一层晶粒上面的晶界面夹角处会形核长成新一层晶粒,当热场的温度梯度适合时,这层晶粒发育成
第11期
张佼,等:高纯铝定向凝固中晶粒的生长特性
为等轴晶,晶粒的尺寸由于导热速度变缓而长大一面不光滑,存在很多由晶界造成的凹陷.当晶粒足够些,晶粒的个数也相应变少,同时由于结晶台表面导大时,在固液界面上形核所需形核功大于在已有表热不均衡,或者由于第1层晶粒高度的不同,造成第面键合生长的焓变,此时不再有新的晶粒形成.
2层晶粒的大小开始出现差异,与第l层晶粒相比,
制备的高纯铝锭在电阻保温炉中处理后,剥离晶粒间的界面数也相应增加.通过分析剥离出的晶
出立体的晶粒,通过实际观察对比发现,在拉伸前保粒,将晶粒相互接触的界面视为晶界面,晶界面和晶温时间越长,等轴晶的层数越少,如图3所示.熔化粒体积(y)随晶粒到结晶台距离(5)变化的情况如完毕直接拉伸的情况下,明显存在几层等轴晶,不同图2所示.随着距结晶台表面距离的增加,晶粒的尺层的晶粒相互交叉,上层晶粒的形核部位完全被下寸差距进一步拉大,同时,局部区域生成柱状晶.当层晶粒所包围.保温时间为30min时,只有紧靠结铝液逐渐填满结晶器,固液界面前沿的温度梯度逐晶台的一层还保留为等轴晶,其余均为柱状晶.当保渐增加,已凝固固相温度逐渐升高,此时形核结晶的温时间达到60min后,则几乎看不到等轴晶的存晶体尺寸逐渐增大.在热场的作用下,等轴晶晶界夹在,柱状晶为晶体存在的主要形式.角处形核的柱状晶成为晶粒生长的唯一方式.
2.2晶粒的强制生长
在合金的定向凝固中,新的晶粒在固液界面前2.2.1
临界生长速度由成分过冷公式,可计算出
沿形核是可能的.在纯铝定向凝固中,溶质元素含量试验条件下铝锭定向凝固平界面生长的临界速度:
较低,在界面前沿的液相中不可能产生大的成分过冷区,所以在界面前沿直接形核的可能性很小.但由》一耋型器型
㈤
于偏析溶质元素在晶界处和界面前沿聚集n],在晶式中:G。为固液界面前沿熔体中温度梯度;可为晶粒夹角处易于局部形成成分过冷.以夹角处为基底体生长速度,在此等于下引速度;志。为组元i相对铝形核,可大大减小形成固液界面所需的界面能,故新的平衡分配系数;叫¨为i的起始质量分数;D:为i晶粒在晶界夹角处形核.这也说明此时固液界面表
的液相扩散系数;m“为i相对于铝的液相线斜率.
S/mm
S/mm
(a)晶面数和晶粒体积与距结晶台距离的关系
(b)不同层晶粒晶面数与距结晶台距离的关系
图2不同高度等轴晶粒晶面数和体积的变化
Fig.2
Variationofthe
numberofboundaryinterfaceandvolumeofgrains
atdifferentlocation
(a)保温0min(b)保温30min
(c)保温60min
图3不同生长条件下过渡层的晶粒形态
Fig.3
The
formofgrainsunderdifferentgrowing
condition
万
方数据
上海交通大学学报
第39卷
由于4N纯铝中杂质元素含量非常少,故忽略不同组元之间的相互作用.根据表1,选取Cu、Fe、Mg、Si4种元素作为计算组元,则有:
GL\
优L,cuccJo,c。(1一愚c。)
优L,F。叫o,F。(1一是F。)
秽57
愚c。Dc。
志FeDF。
mL,Mg∞o,Mg(1一是Mg)
优L,si∞o,Si(1一志si),¨五MgDMg
忌SiD甄
、。7
式中:
Dc。一O.106mm2/s,五c。一O.14,叫。.cu一7.21×10“
DF。一O.234mm2/s,尼F。一0.023,∞o.Fe一12×10_6DMg一99.Omm2/s,尼Mg—O.30,ccJo,Mg一20×10_6Ds,一0.138mm2/s,是si—O.1,叫o’Si一14×10_6
G。经试验测量平均值为13.7。C/cm,为保证计算域能覆盖更多试验参数范围,取G。一10。C/cm.计算
得到试验条件下保持平界面生长的临界速度口一
980.4
mm/h.试验中所采用的生长速度小于100
mm/h,远远小于临界生长速度,故晶体有长大变粗的趋势.
2.2.2
晶粒的合并与长大试样制备过程中保温
期间和生长期间测量得到固液界面前沿的温度梯度变化如图4所示.
900
p
运800
700
0
200
加in
400
图4固液界面前沿液相内的温度梯度
Fig.4
Thethermalgradientabovesolid/
liquidinterfacein
melt
晶体生长时,从凝固区传导出的热量包括两部分:熔体温度降低释放的热容部分Q。;熔体凝固释放出的结晶潜热Q。.拉伸停止时,由于匀速下引造成的熔体凝固停止,Q。减小,但结晶台的冷却能力没有变化,故造成Q。增加,导致固液界面前沿液相中的温度梯度提高.图4中65~100min间的温度梯度变化,正说明了这一点.
下引停止时,晶粒的生长并没有完全停止,只是速度变得缓慢.由于温度梯度变大,在此条件下新生的晶粒在形核及逐渐长大过程中出现了晶粒合并现象.新的晶粒形核及长大并不是以某个晶粒的晶格结构为基础的,而是在多细柱状晶顶端重新开始,新
万
方数据晶粒的晶格取向与原有晶粒的晶格取向不同,如图5所示.合并后大晶粒的直径(d)随着暂停时间的增加而增加,如图6所示.最终达到热平衡时,温度梯
度不再变化,新晶粒的直径也就不再扩大.
图5晶粒生长过程中的合并
Fig.5
The
combinationofgrainsduringgrowthprocess
图6合并后的晶粒直径与暂停时间的关系
Fig.6
Thedependenceofdiameterofthecombinedgrain
on
halting
time
2.2.3
晶粒的竞争生长计算机模拟[9]和试验结
果口’1叩都显示,晶粒在胞状晶生长条件下,不可能是完
整的六边形,由于受到周围晶粒表面张力以及其他因素的影响,晶粒的边界数呈以6为中心的泊松分
布[1….通过试验结果分析[7],晶粒的取向具有以下特性:在稳定的二维热场下,容器厚度小于晶粒直径时,晶粒的三维生长转变为二维方向生长,此时温度梯度和生长速度的变化仅造成晶粒的水平偏转;当晶粒在三维空间生长时,随着优势晶粒的逐渐长大,被排挤的晶粒生长空间位置不仅会缩小,而且生长方向同时发晶格取向,愈接近择优生长方向[100]的晶粒,生长力mm铝锭中,晶粒从初生等轴晶到转化为单晶,要经过长距离的竞争生长过程,劣势晶粒最终被排挤掉.当一个晶粒失去竞争优势时,首先生偏转;竞争过程中的优势或劣势取决于晶粒本身的也越强,在竞争生长中会把取向偏离[100]向的晶粒排挤掉.如图7所示,黟80表现出来的是其边界数变小,直至消失.优势的晶粒会逐渐扩张其生长空间,直至排挤掉所有竞争者,占据整
个生长界面.
kra
otlcaAc.igwo]IJo[nselmeodnoemhp
第11期
张佼,等:高纯铝定向凝固中晶粒的生长特性
1791
(a)10mm(b)60mm(c)110mm
(d)190mm
图7距结晶台不同高度处晶粒的分布
Fig.7
Thedistributionofgrains
at
differentheightoftheingot
growthofAl—cu
a110宄J].Materials
Letters,2002,
3
结论
52:248—254.
(1)高纯铝定向凝固过程的过渡区由等轴晶和[4]BoettingerwJ,WarrenJ
A.simulationofthecellto
planefronttransitionduringdirectionals01idification
柱状晶组成,过渡区的长度取决于开始阶段的保温at
highvelocity[J].JournaI
of
crystaI
Growth,
时间,保温时间越长,过渡区的长度越短,初生晶甚1999,200(3):583—591.
至会直接长成柱状晶.
[5]
CoriellSR.Theeffect
oftheanisotropy
ofsurface
tensionandinterfacekinetics
on
(2)高纯铝定向凝固中晶粒的生长是竞争生长morphologyical
sta—
bility[J].Journal
ofcrystalGrowth,1976,34:157
的过程,竞争生长可能导致劣势晶粒被排挤掉,也可—163.
能其空间位置产生扭转.
[6]YoungGW.Anisotropic
interface
kineticsandt订ted
(3)定向凝固中拉伸暂停时,晶粒生长不会完cells
in
unidirectional
s01idification[J].JoumaI
of
全停止,此时在原有的多个细柱状晶顶部形成新晶CrystaI
Growth,1987,83(3):560~571.
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粒,并取代它们的生长空间,新晶粒的晶格取向与原anisotropicinterfacekinetics
on
thedirectional有晶粒的取向没有关系.growth
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Bridgman
1,'',’-,●'',I,l,,',,'’',,,’,,’,,’,,,',,'’●'','●',,,'’,l'●,’'●ll',,',,,'',''l'I'’','',,,’','’,',,',●'
(上接第1786页)
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modelsfor
metal
forming
with
cyclic
上海:上海交通大学塑性成形工程系,2003.
str
喂こ滔担003.EstrinY,MeckingH.
Unified
[9]
Estrin
Y,Mecking
H.
Unified
phenomenoIogical
descriptionof
descriptionofworkhardingand
creep
based
on
one—
hardingandcreepbasedonone—parameter
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万
方数据