铝合金中TiB_2、TiC界面过渡区（相）的研究

【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。