。872 北京科技大学学报 第31卷 成)：李双明等借用最高界面生长温度判据，通过 因此，在快速凝固条件下，共晶合金系熔体的凝 数值计算研究在非平衡定向凝固条件下ASi合金 固存在着α相，B相与（α十β）共晶三者的竞争生 中各种相及组织的竞争生长，并预言了非定向凝固 长.通过比较过冷共晶合金熔体中α相3相和 条件下组织的竞争生长9，Aen等应用实验方法(a十B)共晶三者的界面生长温度来确定领先相、非 观察了快速等轴凝固过程中ASⅰ合金中相的竞争 领先相和相的析出次序，即可以分析它们之间的竞 生长四.但是，对于共晶合金在非平衡等轴凝固条 争生长状况，从而确定最终的非平衡凝固组 件下固液界面移动速率的描述、各相生长速率与界 织612 面温度的定量关系及相的竞争生长等问题还没有定 论，有待于进一步研究. 本文结合气体雾化制粉实验，利用合金液滴快 速凝固壳状形核模型，在Trivedi和Kuz建立的非 平衡枝晶及共晶生长模型的基础上，充分考虑了等 轴凝固条件下液相内部温度梯度的变化，将晶端过 冷与熔池过冷相联系，借助最高界面生长温度判据， 建立了共晶合金快速等轴凝固的界面响应函数，分 析计算ASi合金在非平衡等轴凝固条件下，Si相、 0K△T<AT a相及（α十S)共晶组织的竞争生长规律，并相应给 出不同组织所对应的凝固参数，以便更准确地控制 等轴凝固下共晶合金的组织形态.该模型同样可以 △T<47 用来研究其他共晶系合金的快速等轴凝固. 图1a相.3相与(a十)共晶的竞争生长网 1共晶合金各相及组织竞争生长 Fig.I Competitive grow th of a,B and ()17- 一般来说，在平衡结晶过程中，只有共晶点成 2共晶合金快速等轴凝固界面响应函数 分的合金才能获得共晶组织.对于非共晶点成分的 等轴凝固与定向凝固的条件完全不同，等轴凝 合金，如果冷却速率较大，熔体过冷进入共晶耦合区 固是一个合金在过冷的熔体中形核、长大，形成三维 时也可以获得伪共晶组织：而熔体过冷进入非共晶 立体晶体的过程.在等轴凝固的液固界面处，由于 耦合共生区发生凝固，则获得的往往是初生α或B 溶质与潜热同时向液体排出，造成晶体生长前沿液 相与(a十3)共晶的混合组织.如图1所示一9.图1 相内部产生较大的负温度梯度，如图2所示.对于 所示的共晶相图中，L为液相，A代表合金成分为0 许多合金系来说，等轴凝固实现平界面稳定生长所 的端点，B代表合金成分为100%的端点，C代表成 分坐标上任意一点，e为共晶组织中a相（成分为b) 开始领先析出所对应的共晶成分点，e'为a相（成分 为b)开始独立形核生长所对应的共晶成分点.从 图中可知：α相液相延长线进入了非耦合共生区.在 某一凝固速率下，(a十B)共晶凝固对应的α液相成 分为Cb(Cb=Co),随着凝固速率增加，共晶成分从 Ce变为Ce',所对应的a液相成分也变为Cb'.此 入 时，对于原始液相成分为C0的共晶合金来说，在成 分为Ce的(a十B)共晶凝固界面前沿，α相存在△T 的过冷度.如果过冷度△T很小(0<△T<△T。, (a)G>0 (b)G0 △T。为a相独立形核生长的过冷度)，a相将领先共 图2合金生长固液界面前沿温度、溶质分布示意图1.T,为液 晶而依附在初生P相上生长：如果过冷度较大（△> 相线温度：T,为合金实际温度：C为合金液相成分 △T。),α相不仅依附在初生B相上生长，而且极有可 Fig.2 Temperature and solute distribu tion ahead of the sold/liquid 能在初生B相之间独立形核，生长为比（α十B)共晶 interface of an alloy3.T liquidus temperature T measurable 尺度大的a相. temperature C:liquid composition成 [ 5] ;李双明等借用最高界面生长温度判据, 通过 数值计算研究在非平衡定向凝固条件下 Al-Si 合金 中各种相及组织的竞争生长, 并预言了非定向凝固 条件下组织的竞争生长 [ 6] ;Allen 等应用实验方法 观察了快速等轴凝固过程中Al-Si 合金中相的竞争 生长[ 2] .但是, 对于共晶合金在非平衡等轴凝固条 件下固液界面移动速率的描述 、各相生长速率与界 面温度的定量关系及相的竞争生长等问题还没有定 论, 有待于进一步研究. 本文结合气体雾化制粉实验, 利用合金液滴快 速凝固壳状形核模型, 在 Trivedi 和 Kurz 建立的非 平衡枝晶及共晶生长模型的基础上, 充分考虑了等 轴凝固条件下液相内部温度梯度的变化, 将晶端过 冷与熔池过冷相联系, 借助最高界面生长温度判据, 建立了共晶合金快速等轴凝固的界面响应函数, 分 析计算Al-Si 合金在非平衡等轴凝固条件下, Si 相 、 α相及(α+Si) 共晶组织的竞争生长规律, 并相应给 出不同组织所对应的凝固参数, 以便更准确地控制 等轴凝固下共晶合金的组织形态 .该模型同样可以 用来研究其他共晶系合金的快速等轴凝固. 1 共晶合金各相及组织竞争生长 一般来说, 在平衡结晶过程中, 只有共晶点成 分的合金才能获得共晶组织.对于非共晶点成分的 合金, 如果冷却速率较大, 熔体过冷进入共晶耦合区 时也可以获得伪共晶组织;而熔体过冷进入非共晶 耦合共生区发生凝固, 则获得的往往是初生 α或 β 相与(α+β) 共晶的混合组织, 如图 1 所示[ 7-8] .图 1 所示的共晶相图中, L 为液相, A 代表合金成分为 0 的端点, B 代表合金成分为 100 %的端点, C 代表成 分坐标上任意一点, e 为共晶组织中α相( 成分为 b) 开始领先析出所对应的共晶成分点, e′为 α相( 成分 为 b′) 开始独立形核生长所对应的共晶成分点.从 图中可知 :α相液相延长线进入了非耦合共生区.在 某一凝固速率下, (α+β) 共晶凝固对应的 α液相成 分为 Cb( Cb =C0) , 随着凝固速率增加, 共晶成分从 Ce 变为Ce′, 所对应的 α液相成分也变为 Cb′.此 时, 对于原始液相成分为 C0 的共晶合金来说, 在成 分为 Ce′的( α+β) 共晶凝固界面前沿, α相存在 ΔT 的过冷度 .如果过冷度 ΔT 很小( 0 <ΔT <ΔT c, ΔTc 为 α相独立形核生长的过冷度) , α相将领先共 晶而依附在初生β 相上生长;如果过冷度较大( ΔT > ΔTc) ,α相不仅依附在初生β 相上生长, 而且极有可 能在初生β 相之间独立形核, 生长为比( α+β) 共晶 尺度大的 α相 . 因此, 在快速凝固条件下, 共晶合金系熔体的凝 固存在着 α相、β 相与( α+β) 共晶三者的竞争生 长[ 6] .通过比较过冷共晶合金熔体中 α相、β 相和 ( α+β) 共晶三者的界面生长温度来确定领先相、非 领先相和相的析出次序, 即可以分析它们之间的竞 争生 长状 况, 从 而 确定 最终 的 非平 衡 凝固 组 织[ 6, 9-12] . 图 1 α相、β 相与(α+β) 共晶的竞争生长[7-8] Fig.1 Competitive grow th of α, β and (α+β ) [ 7-8] 图 2 合金生长固液界面前沿温度、溶质分布示意图[ 13] .T l 为液 相线温度;T q 为合金实际温度;Cl 为合金液相成分 Fig.2 Temperature and solute distribu tion ahead of the solid/ liquid int erface of an alloy [ 13] .Tl :liquidus t emperature;T q :m easurable t emperature;Cl :liquid composition 2 共晶合金快速等轴凝固界面响应函数 等轴凝固与定向凝固的条件完全不同, 等轴凝 固是一个合金在过冷的熔体中形核、长大, 形成三维 立体晶体的过程 .在等轴凝固的液固界面处, 由于 溶质与潜热同时向液体排出, 造成晶体生长前沿液 相内部产生较大的负温度梯度, 如图 2 所示 .对于 许多合金系来说, 等轴凝固实现平界面稳定生长所 · 872 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷