【文章內容簡介】 的獲得還存在著許多需要解決的問題。 (4)電磁約束成形定向凝固技術 電磁約束成形定向凝固技術 （ DSEMS） 是西北工業(yè)大學傅恒志等人將電磁約束成形技術和高梯度定向技術相結合而提出的新型材料制備技術 。 該技術利用電磁感應加熱熔化 感應器內的金屬材料 ， 并利用在金屬熔體表層部分產(chǎn)生的電磁壓力來約束已熔化的金屬熔體成形 。 同時 ， 冷卻介質與鑄件表面直接接觸 ， 增強了鑄件固相的冷卻能力 ， 在固 液界面附近熔體內可以產(chǎn)生很高的溫度梯度 ， 使凝固組織超細化 ， 可顯著提高鑄件的表面質量和內在綜合性能 。 電磁約束成形定向凝固技術為先進材料成形加工技術的發(fā)展開辟了一個新的領域 ， 對高熔點 、 易氧化及高活性特種合金的成形制備具有特別重要的意義 。 此技術目前還處于研究階段 。 河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 6 (5)激光超高溫度梯度快速定向凝固 楊森等人認為激光能量高度集中的特性 ， 使它具備了在作為定 向凝固熱源時可能獲得比現(xiàn)有定向凝固方法高得多的溫度梯度的可能性 。 激光超高溫度梯度快速定向凝固 （ LMC） 能夠獲得比常規(guī)定向凝固包括 ZMLMC技術高得多的溫度梯度和凝固速率 。 但一般的激光表面熔凝過程并不是定向凝固，因為熔池內部局部溫度梯度和凝固速度是不斷變化的，且兩者都不能獨立控制，同時 ,凝固組織是從基體外延生長的，界面上不同位置的生長方向也不相同。 利用激光表面熔凝技術實現(xiàn)超高溫度梯度快速定向凝固的關鍵在于 ：在激光熔池內獲得與激光掃描速度方向一致的溫度梯度 。 根據(jù)合金凝固特性選擇適當?shù)募す夤に噮?shù) ， 以獲得胞晶組 織 。 目前激光超高溫度梯度快速定向凝固還處于探索性試驗階段 。 其原理如 圖 13所示 。 激光超高溫度梯度快速定向凝固技術存在的主要問題是如何控制熱流的方向使固液界面的生長方向與激光束的掃描方向一致 , 實現(xiàn)傳統(tǒng)意義上的定向凝固 , 目前該工作正在進行之中。 圖 13 激光超高溫度梯度快速定向凝固示意 圖 Fig. 13 Laser ultrahigh temperature gradient rapid directional solidification 1. Copperplate 2. Sample 3. Laser 4. Protecting gas 5. Floor 6. electric motor 綜上所述，應用定向凝固技術的目的是獲得穩(wěn)定的定向凝固組織，合金性能又與組織細化程度緊密相關，因此，采取不同控制措施以獲得細小的定向組織成為新一代定向凝固技術的發(fā)展方向?？v觀定向凝固技術發(fā)展河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 7 的歷史就是溫度梯度和凝固速度不斷提高的歷史。隨著實驗技術的改進和理論研究的深入，新一代的定向凝固技術必將為新材料的制備和新加工技術的開發(fā)提供廣闊的前景。 (6)定向凝固技術的應用 應 用定向凝固方法，得到單方向生長的柱狀晶，甚至單晶，不產(chǎn)生橫向晶界，較大地提高了材料的單向力學性能，因此定向凝固技術已成為富有生命力的工業(yè)生產(chǎn)手段，應用也日益廣泛 [9]。 目前，定向凝固技術的最主要應用是生產(chǎn)具有均勻柱狀晶組織的鑄件，特別是在航空領域生產(chǎn)高溫合金的發(fā)動機葉片，與普通鑄造方法獲得的鑄件相比，它使葉片的高溫強度、抗蠕變和持久性能、熱疲勞性能得到大幅度提高。對于磁性材料，應用定向凝固技術，可使柱狀晶排列方向與磁化方向一致，大大改善了材料的磁性能。定向凝固技術也是制備單晶的有效方法。定向凝固技術還廣泛 用于自生復合材料的生產(chǎn)制造，用定向凝固方法得到的自生復合材料消除了其它復合材料制備過程中增強相與基體間界面的影響，使復合材料的性能大大提高。 定向凝固理論研究現(xiàn)狀 定向凝固技術提供了一種有效的材料制備手段和方法，在實際生產(chǎn)中得到了越來越廣泛的運用，因此對它的理論研究也一直是凝固界的重要課題。固液界面形態(tài)是凝固理論研究的重要組成部分，它與最終的凝固組織和內部缺陷有密切的聯(lián)系。對固液界面形態(tài)在不同工藝條件下的表現(xiàn)形式與轉變過程的研究，直接推動了凝固理論的發(fā)展和深入。 Chalmers等 [10]在成分 過冷理論中指出，定向凝固過程中固液界面形態(tài)由 1/GR值決定，當 1/GR△ 01/TD時，為平面狀界面；當 1/GR值逐漸減小時，平界面失穩(wěn)，逐漸發(fā)展為胞狀直至樹枝狀和等軸晶。上式中： 1G 為固液界面前沿液相中的溫度梯度， R 為凝固速度 ， △ 0T 為結晶溫度間隔，1D 為液相擴散系數(shù)。成分過冷理論是定向凝固理論的開端，但由于它沒有考慮界面張力和固相溫度梯度等的影響，因此有待于進一步的修正。 Mullins等基于成分過冷理論的不足提出了著名的 MS穩(wěn)定性理論。 MS河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 8 穩(wěn)定性理論考慮了界面張力、 S/L界面前沿溶質再分配以及界面附近溫度的影響，因而更為完備。 MS穩(wěn)定性理論預言，在高速凝固時，固液界面將恢復平面狀生長，即達到所謂的絕對穩(wěn)定性。但該理論未能給出在 低速下平面狀失穩(wěn)得到胞晶進而得到樹枝晶后至絕對穩(wěn)定性這一廣闊區(qū)間內界面形態(tài)的轉變過程。 Boettinger等通過激光表面處理得到了帶狀組織，這實際上是達到絕對穩(wěn)定性之前所出現(xiàn)的一種振蕩不穩(wěn)定現(xiàn)象。 李建國等 [11]在自行研制的 ZMLMC裝置上得到了高速凝固時超細的胞狀組織，并實現(xiàn)了樹枝狀至超細胞狀界面的轉變過程，從而得到了在較高的溫度梯度下，隨著凝固速度的增大，界面由樹枝狀向超細胞狀轉變的實驗結果。綜上所述， 1G 一定時，隨著 R 的增大，界面轉變情況為：平面狀→胞狀→胞狀枝晶→樹枝狀→細化胞狀→帶狀→平面狀。 馬東等 [12]通過理論分析預測，當 1G aG ( aG = 20T? /[ 003 (1 )KK??])時，無論生長速度如何，平界面都將是穩(wěn)定的，但有待于實驗的驗證。 傅恒志等 [13]總結了亞快 速凝固的實驗成果，全面論述了亞快速凝固時固液界面形態(tài)轉變及其發(fā)生的條件以及相應材料的組織結構特征，從而為在亞快速凝固條件下制備新型結構材料和功能材料奠定了必要的理論和實驗基礎。 快速定向凝固技術由于定量實驗上的困難，因此雖然目前已有了許多成果，但其理論上遠未達到成熟和完善，還有待于人們的進一步努力。特別是它所要求的冷卻速率以及凝固速度很高，而現(xiàn)有的實驗技術還未能達到這一要求，因此仍有許多理論和試驗工作要做。 應用定向凝固技術的目的是獲得穩(wěn)定的單向凝固組織，其性能又與組織的細化程度緊密相關。因此采取不同控制措 施以獲得細小的定向組織，便成為一代代定向凝固技術發(fā)展的方向。從最初的發(fā)熱劑法，到新近提出的快速定向凝固技術，無不是圍繞著這一點進行的。隨著實驗技術的改進和人們的努力，新一代定向凝固技術必將更進一步為提高材料的使用性能作出貢獻 [14]！ 河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 9 多主元高熵合金研究現(xiàn)狀及發(fā)展前景 多主元高熵合金研究現(xiàn)狀 多主元高熵合金自 1995 年提出以來，已在全世界金屬領域中形成一種全新的合金，并取得了一系列的成果。中國臺灣清華大學將多主元高熵合金相關技術授權工研院，由學術研究轉為產(chǎn)業(yè)研發(fā)，所做研究工作取得的一些成果包括 ：多元高功能合金鍍膜性能研究；多主元高熵合金相圖模擬研究； FeCoNiCrAlCu 多主元高熵合金的高溫氧化與高溫漸變研究；多元高功能合金微結構研究；多元高性能合金清凈化研究；多主元高熵合金熔鑄與鍛壓技術開發(fā)研究；多主元高熵合金納米組織操控技術研究。中國大陸最早是清華大學開始研究的，現(xiàn)在吉林大學和北京科技大學也開始了這方面的研究，吉林大學的蔣青、趙明、李建忱教授研究多主元高熵合金，其中李建忱教授開始了國家自然科學基金項目“等原子比高熵輕合金的形成理論、制備及組織與性能”的研究；北京科技大學新金屬材料國家重點實 驗室的張勇教授研究多主元高熵合金，并且在 2021 年碩士研究生招生專業(yè)中也設立了多主元高熵合金的研究方向。最近臺灣對多主元高熵合金制備及其充放電性能進行了研究，期望能開發(fā)出具有高能量密度和良好充放電性能、耐腐蝕、高壽命、價格低廉的新型高熵氫化物二次電池；劍橋大學的科學家也開始在等摩爾多主元合金方面展開了研究工作；山東科技大學也在 2021 年開始對多主元高熵合金這一新型材料體系開始探索，側重于其微觀結構形成機理的研究。 但是，目前更多是對某些特定的多主元高熵合金組織結構、性能等進行了研究和探索。 李安敏、張喜燕 [15]研究了 AlCrCuFeNi高熵合金的組織和硬度 。 他們利用真空電弧爐熔鑄了等摩爾比的 AlCrCuFeNi高熵合金，經(jīng) X射線衍射分析與掃描電鏡能譜分析表明， AlCrCuFeNi高熵合金具有面心立方和體心立方結構，合金鑄態(tài)組織是典型的樹枝晶，鉻偏聚于晶內，而銅偏聚于枝晶間。 AlCrCuFeNi高熵合金具有高硬度與耐回火軟化特性，鑄態(tài)硬度為HV490， 600℃ 退火后硬度還維持在 HV420。圖 14為 AlCrCuFeNi高熵合金河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 10 的鑄態(tài)組織，為典型的樹枝晶，圖 15是 SEM的能譜分析 (EDS)結果 。 圖 14 AlCrCuFeNi高熵合金的 SEM鑄態(tài)組織 Fig. 14 SEM cast microstructure of AlCrCuFeNi 圖 15 無標樣半定量 SEM能譜分析 Fig. 15 Chemical position of dendrite and interdendrite of AlCrCuFeNi by energy dispersive spectrometry 另外，他們還研究了 Al對 AlCrCuFeNi高熵合金硬度的影響 [16]，實驗結果表明， Al促進 AlxCrCuFeNi高熵合金的 bcc結構的形成，而 bcc的形成河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 11 使 AlxCrCuFeNi高熵合金的硬度得到提高。表 12為 AlxCrCuFeNi高熵合金的鑄態(tài)纖維結構、晶格常數(shù)與硬度表，可看出，硬度隨 Al含量的增加而增加。 表 12 AlxCrCuFeNi的鑄態(tài)顯微結構、晶格常數(shù)與硬度 Table 12 Microstructure, lattice constant and hardness of AlCrCuFeNi ascast 合金 組織 Fcc晶格常數(shù) bcc晶格常數(shù) 硬 度 (HV) fcc+bcc 382 AlCrCuFeNi fcc+bcc 490 bcc 573 bcc 651 陳敏、劉源，李言祥等 [17]研究了不同 Cr含量的 AlTiFeNiCuCrx多主元高熵合金的微觀組織和力學性能特點。結果表明， Cr含量的增加使合金的凝固模式從亞共晶向過共晶凝固轉移，鑄態(tài)組織由先析出枝晶相、菊花狀共晶組織和枝晶間 相組成，合金僅由簡單的體心立方結構和面心立方結構兩相組成。 Cr含量的增加對合金硬度的提高較小，該合金為低溫脆性材料，但在 1073K高溫時具有很好的塑性變形能力和較高的強度，當 x=1~ ，合金具有最優(yōu)的壓縮強度和塑性組合。圖 16為鑄態(tài) AlTiFeNiCuCrx高熵合金顯微組織的掃描電鏡照片，圖 17為鑄態(tài) AlTiFeNiCuCr高熵合金顯微組織的金相圖，圖 18為 AlTiFeNiCuCr合金的共晶組織金相照片。 圖 16 鑄態(tài) AlTiFeNiCuCrx 高熵合金顯微組織的 SEM像 [18] Fig. 16 SEM images of the ascast AlTiFeNiCuCrx highentropy alloys (a)x= (b) x=1 (c)x= (d) x=2 (e)x= 河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 12 圖 17 鑄態(tài) AlTiFeNiCuCr高熵合金 圖 18 AlTiFeNiCuCr的共晶組織 顯微組織的金相圖 Fig. 18 Eutectic structrue of AlTiFeNiCuCr Fig. 17 Microstructure of ascast highentropy alloy AlTiFeNiCuCr highentropy alloy 周云軍、張勇等 [19]制備了一族多組元 Alx(TiVCrMnFeCoNiCu)100x(x=0， 20， 40)（ x為原子百分數(shù) ， 下同 ） 偽二元高熵合金 ， 研究了該新型合金系的顯微組織。結果表明： Al含量為零時，合金為 fcc， bcc， σ相和非晶相等多相共存；隨著 Al含量的增加，合金微觀組織趨于簡單，當 x=20時，合金中只有 bcc簡單固溶體；但當 Al含量繼續(xù)增加到 x=40時，合金中開始出現(xiàn) Al3Ti等金屬間化合物；多組元合金的高混合熵效應能夠有效抑制金屬間化合物等復雜相的析出，有助于簡單固溶體的形成 ， 使該合金系的 相 數(shù) 低 于由 Gibbs 相 律 所 定的 最 大平 衡 相 數(shù)。 圖 19 為鑄態(tài)Alx(TiVCrMnFeCoNiCu)100x合金系微觀組織照片。 圖 19 鑄態(tài) Alx(TiVCrMnFeCoNiCu)100x合金系微觀組織照片 Fig. 19 SEM backscattered electron images of ascast Alx(TiVCrMnFeCoNiCu)100x alloys: (a)x=0。 (b) x=。 (c) x=20。 (d) x=40。 河南理工大學 2021屆本科畢業(yè)論文 13 此外，他們還研究了該合金系的室溫力學性能 [20]。實驗結果表明： (1)合金系具有超過 GPa的斷裂強度，其中 AlTiVCrMnFeCoNiCu合金達 GPa，同時， AlTiVCrMnFeCoNiCu和 Al2TiVCrMnFeCoNiCu兩種合金還具有一定的壓縮塑性； (2)合金系枝晶和枝晶間隙區(qū)均具有很 高的顯微硬度，且隨 Al含量的提高近線性提高； (3)固溶強化機制、納米相彌散強化機制和面心立方 /體心立方相轉變使得合金系具有很高的斷裂強度和顯微硬度。將 AlxTiVCrMnFeCoNiCu(x=0， 1， 2， 5)分別用 Al0、 Al Al2和 Al5來表示，圖 110為 Al0、 Al Al2和 Al5合金室溫壓縮真應力 真應變曲線，圖 111為 Al0、 Al Al2和 Al5合金枝晶、枝晶間隙顯微硬度，表 13為 Al0、Al Al2和 Al5合金室溫壓縮性能。 圖 110 Al0、 Al Al2和 Al5合金室溫壓縮 圖 111 Al0、 Al Al2和 Al5合金枝晶、 真應力 真應變曲線 枝晶間隙顯微硬度 Fig. 110 Compressive true stressstrain Fig. 111 Average dendretic and curves of Al0, Al1, Al2 enterdendretic microhardness of Al0, and Al5 alloys Al1, Al2 and Al5 alloys 表 13 Al0、 Al Al2和 Al5合金室溫壓縮性能 Table 13 Roomtemperature pressive of Al0,Al1,Al2 and Al5