。876 北京科技大学学报 第31卷 3.3AS合金等轴快速凝固过程中的组织选择图 生长速率vml、vm2和vm3点来确定. 综合以上计算结果可知，随着合金成分及生长 在雾化过程中，液滴尺寸越小，所获得的冷却速 条件的不同，优先析出的相不同，从而使最终的组织 率越大，同时小液滴中含有异质晶核的概率也越小， 发生变化.根据图5至图7的分析，可以得到生长 因而获得的过冷度就越大.根据壳状形核模 速率、成分及组织之间的关系，如图8所示 型4，计算得到在熔体温度T为973K,进气压 6 力P为0.3MPa时.600m、90m铝硅合金液滴中 (a+Si)共品 (xs=18.0%)固液界面移动速率约为0.11ms1、 1.0ms1. α枝品 在相同实验条件下得到微粒直径为600m,90 2 m的A390合金(xsi=18.0%的微观组织如图9 所示.可以看到微粒直径为600m时，其内部为初 初生Si相 生Si及(a+S)共晶的混合组织（对应图8中●区 域；当液滴直径减小为90m时，初生Si相的析出 10 15 20 2530 Xs/% 被抑制而生成完全的(Q十S)共晶组织（对应图8中 ■区域).这与图8所示的组织选择趋势比较吻合， 图8A一(5~30)Si合金组织选择图 说明本文所建立的共晶合金快速等轴凝固界面响应 Fig.8 Microstructure sekction map of AH(5-30)Si alloys 图中共有a枝晶、Si枝晶及（α十Si)共晶组织三 函数模型可以较好地预测合金的非平衡组织选择过 个生长区，分别由图6中所对应的亚稳相析出临界 程 20 jm 20m 图9不同尺寸A一18Si合金粉末颗粒内部微观组织.(d)D=600:m:(b)D=90严m Fig.9 Microst ructures of various pow der particls of A-18Si alloy:(a)D=600tm:(b)D=90m 4结论 测ASi系合金快速等轴凝固过程中的非平衡组织 选择.这对其他共晶系合金同样具有一定的指导意 本文在快速枝晶及共晶生长理论模型基础上， 义. 充分考虑了过冷熔体中等轴凝固的生长特性，借用 参考文献 最高界面生长温度判据，建立了共晶合金等轴凝固 界面响应函数模型，分析了ASi合金系快速等轴 I]Kusy M,Grgac P,Behulova M,et al.Morphological variants of 凝固过程中的组织竞争生长，绘制了非平衡组织选 cabides of solidfication origin in the rapidly solidified pow der par tidles of hy pereutectic iron alloy.Mater Sci Eng A.2004,375- 择图. 377:599 在快速等轴凝固过程中，ASi系合金存在着α [2 Allen D R.gremaud M,Perepezko J H.Nucleation controlled 相Si相及(a十S)共晶组织三个生长区.当Si的质 microstructural devebpment in AHSi alloys.Mater Sci Eng A. 量分数介于120%~25.0%时，将会出现a相及（α 1997.226-228:173 十Si)共晶两种亚稳组织；当Si质量分数大于 3 Das S K,Perepezko J H,Wu R I,et aL Undercooling and glass 25.0%或者小于120%时，只可能形成亚稳的(a+ formation in AHbased albys.Mater Sci Eng A,2001,304- 306.159 Si)共晶组织. [4 Liu D M,Zhao JZ,Ye H Q.Modeling of the solidification of 计算结果与实验结果基本吻合，说明所建立的 gas-atomized alby droplets during spray forming.Acta Metall 共晶合金等轴凝固界面响应函数模型可以较好地预 Sin,2003.394):3753.3 Al-Si 合金等轴快速凝固过程中的组织选择图 综合以上计算结果可知, 随着合金成分及生长 条件的不同, 优先析出的相不同, 从而使最终的组织 发生变化.根据图 5 至图 7 的分析, 可以得到生长 速率 、成分及组织之间的关系, 如图 8 所示. 图8 Al-( 5 ～ 30) Si 合金组织选择图 Fig.8 Microstructure selection map of Al-( 5-30) Si alloys 图中共有α枝晶、Si 枝晶及( α+Si) 共晶组织三 个生长区, 分别由图 6 中所对应的亚稳相析出临界 生长速率 v m1 、v m2和 v m3点来确定 . 在雾化过程中, 液滴尺寸越小, 所获得的冷却速 率越大, 同时小液滴中含有异质晶核的概率也越小, 因而获 得的 过冷度 就越 大.根 据壳 状形 核模 型 [ 4, 14-15] , 计算得到在熔体温度 T 为 973K, 进气压 力 P 为 0.3 M Pa 时, 600 μm 、90 μm 铝硅合金液滴中 ( x Si =18.0 %) 固液界面移动速率约为 0.11 m·s -1 、 1.0 m·s -1 . 在相同实验条件下得到微粒直径为 600 μm 、90 μm 的 A390 合金( x Si =18.0 %) 的微观组织如图 9 所示.可以看到微粒直径为 600 μm 时, 其内部为初 生 Si 及( α+Si) 共晶的混合组织( 对应图 8 中 ○区 域) ;当液滴直径减小为 90 μm 时, 初生 Si 相的析出 被抑制而生成完全的( α+Si) 共晶组织( 对应图 8 中 □区域) .这与图 8 所示的组织选择趋势比较吻合, 说明本文所建立的共晶合金快速等轴凝固界面响应 函数模型可以较好地预测合金的非平衡组织选择过 程 . 图9 不同尺寸 Al-18Si 合金粉末颗粒内部微观组织.( a) D =600μm ;( b) D =90μm Fig.9 Microstructures of various pow der particles of Al-18Si alloy :( a) D =600μm ;( b) D =90μm 4 结论 本文在快速枝晶及共晶生长理论模型基础上, 充分考虑了过冷熔体中等轴凝固的生长特性, 借用 最高界面生长温度判据, 建立了共晶合金等轴凝固 界面响应函数模型, 分析了 Al-Si 合金系快速等轴 凝固过程中的组织竞争生长, 绘制了非平衡组织选 择图 . 在快速等轴凝固过程中, Al-Si 系合金存在着 α 相、Si 相及( α+Si) 共晶组织三个生长区 .当 Si 的质 量分数介于 12.0 %～ 25.0 %时, 将会出现 α相及( α +Si) 共晶两 种亚稳组织 ;当 Si 质量分数大 于 25.0 %或者小于 12.0 %时, 只可能形成亚稳的( α+ Si) 共晶组织. 计算结果与实验结果基本吻合, 说明所建立的 共晶合金等轴凝固界面响应函数模型可以较好地预 测 Al-Si 系合金快速等轴凝固过程中的非平衡组织 选择.这对其他共晶系合金同样具有一定的指导意 义 . 参 考 文 献 [ 1] Kusy M, Grgac P, Behulova M, et al.Morphological variants of carbides of solidification origin in the rapidly solidifi ed pow der par￾ticles of hypereutectic iron alloy .Mater Sci Eng A, 2004, 375- 377:599 [ 2] Allen D R, gremaud M, Perepez ko J H .Nucleation-controlled microstructural development in Al-S i alloys.Mater S ci Eng A , 1997, 226-228:173 [ 3] Das S K, Perepez ko J H, Wu R I, et al.Undercooling and glass formation in Al-based alloys.Mater S ci Eng A , 2001, 304 - 306:159 [ 4] Liu D M , Zhao J Z, Ye H Q .Modeling of the solidifi cation of gas-at omized alloy droplets du ring spray forming .Acta Metall S in, 2003, 39( 4) :375 · 876 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷