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铝合金中TiB_2、TiC界面过渡区(相)的研究

于丽娜  
【摘要】: 本文利用电子探针显微分析仪(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、光学显微镜(OM)及透射电镜(TEM)等测试手段对TiB_2、TiC等钛化物在铝及其合金熔体中的行为及其形核机制进行了研究探讨。 研究发现:TiB_2、TiC等钛化物引入铝熔体后都存在明显的沉淀现象,且实际沉淀速度比理论的快得多;微量TiB_2、TiC等钛化物的加入,能引起铝熔体粘度的突变现象,且粘度与细化效果有一定的对应关系,熔体的粘度值越大,凝固后α-Al的晶粒尺寸越细小均匀。这表明在某种程度上粘度可以作为铝熔体凝固组织晶粒度的判据,为生产中由熔体状态直接监控其最终细化效果提供了可能;此外,TiB_2粒子的加入能导致过冷度ΔT的显著减小。分析认为,以上现象与TiB_2、TiC等钛化物引入后铝熔体结构的改变有关。 TEM分析发现,快速凝固试样中α-Al晶粒核心处的TiB_2或TiC颗粒周围都存在一个富Ti过渡区。由于快速凝固能将瞬时的熔体结构部分保留下来,因此固态下的富Ti过渡区应由液态下的TiB_2或TiC界面富Ti过渡区演化而来,由此本文提出了“TiB_2、TiC界面富Ti过渡区”的形核机制,并利用该机制解释了细化过程中的粘度突变、“中毒”等重要现象。 基于“TiB_2、TiC界面富Ti过渡区”机制及Al-Ti-B中间合金细化效果的组织遗传效应,本文改进了有效遗传因子数的数学表达式:N_(有效)~h=δ_(n[TiB2])N_(TiB2)~h或N_(有效)~h=k(e~(1-δ_(h[TiAl3]))-1)N_(TiB2)~h。据此,可在细化之前,根据Al-Ti-B中间合金中TiB_2粒子的数量与分布及TiAl_3的形态和尺寸,估算出其有效遗传因子数,作为评价Al-Ti-B中间合金细化效果的重要依据。 铝熔体中Si、Mg、Cu的存在对TiC界面富Ti过渡区产生了不同程度的影响:Si与TiC反应生成了Al_4C_3或SiC,它们包裹在TiC颗粒周围或者使TiC完全消失;TiAl_3与Si反应生成了TiAl_(2.x)Si_(0.4)三元化合物,使熔体中缺乏活性的Ti原子,导致TiC界面上无法形成富Ti过渡区,甚至使已有的也遭到破坏,因此出现了严重的细化衰退;Mg存在时,TiC和TiAl_3的热稳定性与在纯铝中相似,保温时间延长时,少量的TiC与Al反应生成了Al_4C_3,使部分的TiC界面富Ti过渡区遭到破坏,故出现了轻微的细化衰退;而Cu的存在使得TiC较稳定,而TiAl_3则与合金中的Cu反应生成一种新的Ti-Al-Cu相,近似为Ti(Al,Cu)_2,从而无法提供足量的Ti原子来形成大量的TiC界面富Ti过渡区,因此也造成了一定的细化衰退。这表明TiC的不稳定或熔体中无法形成大量的活性Ti都能导致细化衰退,要得到好的细化效果二者缺一不可。 Al-P中间合金变质后的共晶Al-Si合金中,只加入0.2%Al-5Ti-1B或Al-8Ti-2C时就能使初晶硅的尺寸由40μm左右减小到20μm左右。EPMA分析发现,当熔体中添加了TiB_2颗粒时,初晶硅的核心既有AlP又有TiB_2颗粒,且AlP作为过渡相分布于TiB_2颗粒周围;而添加TiC颗粒时,由于其不稳定性与Al发生反应生成了大量的Al_4C_3,故初晶硅的核心处除了AlP还有Al_4C_3颗粒。 由Tumbull-Vonnegut公式计算可得TiB_2的(112)晶面和AlP的(442)晶面的失配度约为7.27%,而Al_4C_3的(110)晶面和AlP的(311)晶面的失配度约为5%,属于完全共格界面,故TiB_2、Al_4C_3是AlP良好的结晶衬底,AlP极易向其偏聚,并通过如下类包晶耦合反应生成由中心的TiB_2(或Al_4C_3)颗粒及其界面处的AlP过渡相构成的耦合粒子:TiB_2(s)+AlP(1)→TiB_2·AlP(s),Al_4C_3(s)+AlP(1)→Al_4C_3·AlP(s)。由于TiB_2(或Al_4C_3)颗粒数量众多,形成的耦合粒子数量也较多,这为初晶硅提供了大量的异质形核质点,故得到的初晶硅数量较多,尺寸也相应变小,此为初晶Si的耦合粒子形核机制。


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