【正文】 畢竟“經(jīng) 師易得，人師難求”，希望借此機(jī)會向張老師表示最衷心的感謝！ 此外，本文最終得以順利完成，也是與機(jī)電學(xué)院其他老師的幫助分不開的，雖然他們沒有直接參與我的論文指導(dǎo)，但在開題時也給我提供了不少的意見。從課題的選擇到論文的最終完成，張老師始終都給予了細(xì)心的指導(dǎo)和不懈的支持，并且在耐心指導(dǎo)論文之余，張老師仍不忘拓展我們的文化視野，讓我們感受到了文學(xué)的美妙與樂趣。離校日期已日趨臨近，畢業(yè)論文的的完成也 隨之進(jìn)入了尾聲。 （ 3）半固態(tài)鑄造技術(shù)可以制備優(yōu)良的半固態(tài)材料。而高的冷卻速度將強(qiáng)烈抑制合金組織的長大。當(dāng)合金液在液相線下澆鑄時，由于冷卻速度的不同因而晶粒的長大程度有所不同。因此，澆鑄溫度是獲得超微細(xì)粒狀組織的重要因素。當(dāng)澆鑄溫度很高時，盡管冷卻速度相當(dāng)高也只能獲得完全枝晶態(tài)纖維組織。 結(jié) 論 （ 1）澆注溫度對 半固態(tài) Al2O3/2A14Al 復(fù)合材料 的顯微組織有相當(dāng)大的影響，當(dāng)熔融合金在高于液相線溫度澆鑄時所得到的組織粗大且枝晶較多。 (4)當(dāng)施加外力時，液相和固相往往分別流動，雖然與外力的施加方法和當(dāng)時的約束 (邊界 )條件有關(guān)，但通常液相先行流動。 (2)液相界于固相粒子之間，固相粒子之間幾乎沒有結(jié)合力，對變形和流動的阻力很小。應(yīng)力的偏應(yīng)力部分僅由固相承擔(dān)，靜水壓力分別由固相和液相承擔(dān)，液體承擔(dān)的壓力被稱為孔隙壓力，孔隙壓力是由多孔固體骨架的體積變化引起的液相流動的阻力發(fā)展而來的。具有枝晶組織的合金明顯地比具有等軸晶組織的合金所產(chǎn)生的液相偏析嚴(yán)重，且其滲透性也比球形顯微結(jié)構(gòu)的嚴(yán)重得多。為此人們對球形固相及液相在變形中所起的作用進(jìn)行了各種探索，并力圖從實(shí)驗(yàn)上予以證明。而在實(shí)際應(yīng)用中，也主要是利用這一特性來使金屬成形。由圖 31 可見，在晶核半徑，很小時，隨著晶核半徑 r 的增大，系統(tǒng)的總能量△ G 不斷升高；當(dāng)晶核半徑， 達(dá)到 rc 時，系統(tǒng)的總能量△ G 也達(dá)到最大值；當(dāng)晶核半徑 r 超過 rc 時，系統(tǒng)的總能量△ G 才不斷下降，這個 rc 就叫做臨界晶核半徑。 1．形核的熱力學(xué)條件 在金屬或合金凝固時，金屬或合金液的溫度一般要降低到金屬熔點(diǎn)或合金液相線溫度 TL 以下，此時金屬或合金熔體系統(tǒng)的自由能變化為 △ G=GS－ GL=(HS－ HL) － T(SS－ SL)= △ H－ T△ S (31) 式中： GS— 金屬或合金固相的自由能 .34. GL— 金屬或合金液相的自由能 HS— 金屬或合金固相的熱焓 HL— 金屬或合金液相的熱焓 SS— 金屬或合金固相的熵 SL— 金屬或合金液相的熵 假定金屬或合金的熱焓 H和熵 S 不隨熔體溫度 T 的變化 而變化，初生晶核的固液界面為平面，則當(dāng) T=Tm(金屬或單相合金的熔點(diǎn) )時，凝固處于平衡狀態(tài)，此時的固液相之間的自由能差 AG 應(yīng)該等于零，于是下式成立 當(dāng)合金熔體的△ G0 時，凝固后金屬或合金系統(tǒng)的能量才可能下降，即形成初生晶核才具有驅(qū)動力， AT 越大，形核的驅(qū)動力也就越大，所以金屬或合金熔體存在一定的過冷度是形成初生晶核的熱力學(xué)條件。金屬的最終組織與金屬的形核和長大過程密切相關(guān)。另外，有關(guān) SIMA、低過熱度澆注、粉末冶金、噴射沉積、化學(xué)晶粒細(xì)化、超盧振動、單輥旋轉(zhuǎn)等方法制備的半固態(tài)金屬的組織特點(diǎn)將在相應(yīng)的制備方法中論述，下面儀分別論述半固態(tài)金屬攪拌組織的形成機(jī)制和各種半固態(tài)金屬的攪拌組織特點(diǎn)及影響因素。金屬的凝固組織就是金屬凝固以后的一種存在狀態(tài)，它對金屬的力學(xué)性能和物理性能及加上性能都具有很大的影響。 ：由鑄錠或鑄件中心區(qū)域的過冷溶體均質(zhì)型核并長大的結(jié)晶。鑄錠自由表面的液體由于輻射喪失熱量而被過冷，產(chǎn)生晶核并成為小晶體，這些晶核或小晶核雨似的降落到柱狀晶前面的液體中并繼續(xù)長大。 2. 第二種機(jī)構(gòu)：正在長大的樹枝狀晶的枝的根部緊縮，因溶體對溫度反復(fù)變化而產(chǎn)生熔斷，這些熔斷的枝晶碎粒還是由于液體金屬的對流而被掃進(jìn)鑄模中心區(qū)域，亦可 能成為等軸晶形成的萌芽晶體。 （ 4）等軸晶區(qū)的形成機(jī)構(gòu)：等軸晶區(qū)的形成有四種機(jī)構(gòu)。在純金屬的情況下，鑄態(tài)組織一般時完全的柱狀晶 并且很少產(chǎn)生擇優(yōu)位向。對于給定的合金而言，柱狀晶區(qū)的范圍在一定的澆注溫度范圍內(nèi)隨著溫度提高而增大。因此激冷區(qū)就減少了。例如 : 提高澆注溫度激冷區(qū)就減少。激冷區(qū)晶體特征時呈樹枝紙幸簧長大，最后 .32. 時近似與等軸晶粒，近年來發(fā)現(xiàn)在激冷區(qū)中是某些枝晶不具有結(jié)晶學(xué)的對稱性，這是由于正在成長的枝晶跟隨著熱流形式變化而彎曲的結(jié)果。 （ 3）激冷區(qū)的形成機(jī)構(gòu)： 等軸激冷區(qū)形成必須有晶體從模壁上脫落。從模壁上脫落下來的晶體，壁溶液輕時，則隨著溶液的對流而上浮其結(jié)果就促進(jìn)了模壁上脫落下來的晶體壁溶液重時，則沿著模壁下沉，增加了向下放的熱對流。熱的對流就會因此而紊流。在這樣情況下，由于冷卻較慢，過冷度不大，形成的晶核也不會多，所以鑄錠及鑄件的中心區(qū)就形成了比較粗大的等軸晶粒。這樣整個截面的溫度逐漸變得均勻。由于幾何淘汰的結(jié)果外殼中只有部分晶?？沙砷L為較 長的柱狀晶。 應(yīng)當(dāng)指出只有那些在和型壁垂直的方向上具有最大長大線速度的枝晶才有可能發(fā)展成柱狀晶，因?yàn)樗鼈儽绕渌蛞簯B(tài)金屬深處生長的途徑短些，故能較早的深入過冷層，并在相鄰的斜生的樹枝晶的前沿長出自己的二次枝晶軸，使斜生的樹枝晶的生長受到阻礙而最終完全停止。這個區(qū)域可以進(jìn)行凝固但 .31. 是由于此層液態(tài)金屬過冷度很小，所以一般不會產(chǎn)生新的晶核，而是以激冷區(qū)內(nèi)壁上原有的晶 粒為基礎(chǔ)進(jìn)行長大。 隨著激冷區(qū)的形成，型壁變熱，對液態(tài)金屬的冷卻作用減緩。 半固態(tài)鑄錠宏觀組織的形成原因 (1）當(dāng)液態(tài)金屬剛一注入鑄型時，于型壁接觸部分的液體受到劇烈的冷卻，獲得很大的過冷度，加之型壁對型核又可能起促進(jìn)作用，于是在緊臨型壁的那部分液體就產(chǎn)生了大量的晶核。分形對不規(guī)則形態(tài)的表征能立刻給半固態(tài)鋁合金初生響形貌的演化帶來新的啟發(fā)，即從分形角度研究半固態(tài)初生相的形貌是可行的。早在 20 世紀(jì) 90 年代初，有人用分形理論證明了定向凝固固 液界面結(jié)構(gòu)屬于分 形結(jié)構(gòu)，可以用分形方法來定量描述。 半固態(tài)初生相生長的 分形機(jī)制 半固態(tài)合金的出聲響形貌對半固態(tài)加工成形性能的要求及其對材料倆力學(xué)性能的影響已被認(rèn)識，許多研究結(jié)果明確提出獲得成形性能優(yōu)良的組織特征之一就是要一定數(shù)量的球狀初生相，這也是從數(shù)量和形態(tài)兩方面要求的。他們認(rèn)為晶核的來源是在略低于液相線溫度的小過冷度下瞬態(tài)內(nèi)生而形成的。隨著攪動時間的進(jìn)一步增加，二次球晶在攪動的液相中迅速大量形核長大。 ③重結(jié)晶機(jī)制 李濤等 [9]利用丁二腈．水透明模型合金和 Sn 一 15％ Pb 合金進(jìn)行攪拌，通過實(shí)時觀測技術(shù)和淬火金相組織分析對半固態(tài)處理過程中的組織形成及演化進(jìn)行了研究，提出了球狀初生晶粒的重結(jié)晶機(jī)制。 ②溶質(zhì)擴(kuò)散引起的枝晶根部重熔 Kattamis 等人提出了 “ 枝晶根部重熔 ” 機(jī)理，認(rèn)為液態(tài)金屬的流動作用改變或加速了溶質(zhì)的擴(kuò)散，造成枝晶頸縮、熔斷，并把熔斷 的枝晶帶離 “ 母晶粒 ” ，生成新的晶粒，熱對流時溫度的反復(fù)變化加速了枝晶頸縮熔斷過程。 .28. （ a） （ b） 圖 33 溫度為 688℃下的半固態(tài)鋁合金坯料組織 由此可見 ,加入第二相顆粒后鋁合金在一定的工藝條件作用下能夠改善其組織形貌，使其從樹枝狀組織轉(zhuǎn)變成點(diǎn)狀或短簇狀，大大的改善了合金的組織。在合金中未加 Al2O3時，其組織形態(tài)如圖 34（ a）所示，組織呈粗大板條狀，且組織分布不均勻。 （ 3）為制備細(xì)小的球形晶合金組織，最佳澆注溫度范圍為 680710℃。 （ 2）在 700750℃的溫度范圍內(nèi)澆注，可獲得球形晶粒組織，晶粒大小隨溫度降低變化不明顯。因此在700750℃ 溫度范圍內(nèi)澆注可獲得細(xì)小均勻的球形或橢球形組織。此外，當(dāng)澆注溫度低于 710℃時，合金凝固早，固相率太高，部分合金尚未得到充分剪切就生長成粗大的枝晶，在試驗(yàn)給定的軋輥轉(zhuǎn)速條件下，剪切作用不足以引起抗剪強(qiáng)度較大的枝晶臂發(fā)生斷裂。根據(jù)出現(xiàn)成分過冷條件： .26. 當(dāng)合金澆注溫度越低，溫度梯度 G越小，在澆注溫度尺不變的情況下，越容易滿足上式，即越容易出現(xiàn)成分過冷度。一般情況下，合金凝固時枝晶生長與 2個因素有關(guān)，一個 是凝固界面前沿的溫度梯度，另一個是成分過冷。在 700750℃的溫度范圍內(nèi)澆注，半固態(tài)區(qū)較大，可獲得均勻的球形組織，但在該溫度范圍內(nèi)澆注時熱量散失時間長，冷卻對晶粒長大的抑制作用較小，晶粒大小變化不明顯。另一方面，澆注溫度不同，合金開 圖 31 沿波浪形傾斜板型腔中心線合金由入口到 出口溫度變化 (75O℃澆注 ) 始時凝固時間也不同，溫度越低，合金越早發(fā)生凝固。但由于凝固時放出的大量潛熱填補(bǔ)了合金向環(huán)境散熱的熱量損失，隨固相率的增高，凝固潛熱減少，后期合金溫度發(fā)生快速降低。隨著合金不斷向下運(yùn)動，合金溫度先是緩慢 的減小，接著發(fā)生快速降低。 澆注溫度對半固態(tài) Al2O3/2A14Al復(fù)合材料組織的影響 如圖所示通過有限元計算方法，我們可以計算出傾斜板型腔中心線合金由入口到出口溫度變化。 不同澆注溫度下半固態(tài) Al2O3/2A14Al復(fù)合材料的組織 不同溫度下 半固態(tài) Al2O3/2A14Al復(fù)合材料試樣 的金相組織照片如圖31 (a)、 (b)、 (c)、 (d)所示： （ a） .23. （ b） （ c） .24. （ d） 圖 31 不同澆注溫度下半固態(tài) Al2O3/Al復(fù)合材料的組織 （ a） 678℃（ b） 688℃（ c） 700℃（ d） 710℃ 如上面 4 圖所示圖中板塊狀的物質(zhì)為初生 a 相，深色區(qū)域?yàn)楣簿ЫM織。在晶體長大過程中，位錯可通過類似于多邊化過程而合成小角度晶界。 圖 21 678℃條件下澆鑄的組織 .21. 由圖可以看出 2A14 鋁合金加入 10%Al2O3 添加劑的材料在 678℃條件下澆鑄時組織，組織呈現(xiàn)出圓形，且排列的比較緊密，部分樹枝晶被打斷并球化。 。 . 實(shí)驗(yàn)?zāi)康? 實(shí)驗(yàn)?zāi)康娜缦拢? ,變質(zhì)處理。 在光學(xué)顯微鏡下初步觀察侵蝕完干燥后的材料組織，看是否符合實(shí)驗(yàn)要求。侵蝕好的樣品應(yīng)立即用水沖洗干凈，干燥后即可進(jìn)行金相觀察。一般而言，組織越彌散越易侵蝕，淬火鋼、合金元素含量高的材料、不銹鋼等組織侵蝕時間宜長些。侵蝕方法有表面侵入法和表面擦拭法。 拋光表面在侵蝕前應(yīng)該保持清潔，無水跡和油污。對于多相合 金，相界具有類似的電化學(xué)效應(yīng)，相界溶解較快。對于單相合金來說，可以顯示晶界和晶粒位相。電勢較低處形成電池的陽極，溶解較快；電勢較高處形成陰極，溶解較慢。采取化學(xué)侵蝕方法。用清水