相圖計(jì)算耦合scheil模型的al-cu-zn合金的凝固路徑和微觀偏析

相圖計(jì)算耦合scheil模型的al-cu-zn合金的凝固路徑和微觀偏析

鋁合金具有重量輕、強(qiáng)度高、耐腐蝕的特點(diǎn)。它現(xiàn)在廣泛應(yīng)用于航空航天技術(shù)領(lǐng)域，也在汽車制造領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用。al-cu-zn是航空高強(qiáng)度7075系列中研究較少的基準(zhǔn)材料。對(duì)7000系列聯(lián)合架上的強(qiáng)度腐蝕和其他技術(shù)問題的研究非常重要。微觀偏移和材料性質(zhì)之間有重要的聯(lián)系。例如，產(chǎn)生非平衡分量的脆弱相可能會(huì)導(dǎo)致力學(xué)性質(zhì)惡化。在加熱后，濃度變高，顆粒分布不均勻，這進(jìn)一步導(dǎo)致疲勞和疲勞。這種分散和分析也會(huì)影響腐蝕的阻力。凝固模擬技術(shù)已經(jīng)部分取代試差式的傳統(tǒng)方法來降低產(chǎn)品開發(fā)時(shí)間、提高技術(shù)水平、優(yōu)化合金性質(zhì)和澆鑄過程、預(yù)測(cè)鑄件的微觀結(jié)構(gòu)和微觀偏析等.凝固模擬的關(guān)鍵問題是準(zhǔn)確地知道合金中各組元的分凝系數(shù),解決這個(gè)問題最好的方法是使用相圖計(jì)算法(CALPHAD)來耦合微觀模型得到界面上的相平衡關(guān)系,在目前的相圖計(jì)算軟件中,已經(jīng)開發(fā)出專門的模塊可以模擬合金的Scheil凝固過程,Scheil方程是早期預(yù)測(cè)二元合金非平衡凝固過程最主要的模型,使用相圖計(jì)算耦合Scheil方程研究多元合金的凝固過程,是繼Brody-Flemings,和ClyneKurz等改進(jìn)Scheil方程之后的凝固技術(shù)的又一重要進(jìn)展.相圖計(jì)算耦合Scheil方程是一個(gè)不需要計(jì)算分凝系數(shù)而直接預(yù)測(cè)微觀偏析的方法,Scheil方程使用常分凝系數(shù)的假設(shè),這個(gè)假設(shè)在常見二元體系中是可以接受的,在很寬的溫度和成份范圍內(nèi),預(yù)測(cè)多元合金的凝固過程會(huì)導(dǎo)致嚴(yán)重的預(yù)測(cè)誤差,但在使用相圖計(jì)算方法準(zhǔn)確地計(jì)算出合金中各組元的分凝系數(shù),并考慮了溫度和溶質(zhì)相互作用對(duì)分凝系數(shù)的影響后,使用簡(jiǎn)單的Scheil方程顯式計(jì)算多元合金微觀偏析和凝固過程是一個(gè)非常有實(shí)際意義的研究工作,原因如下:(1)在Al-Cu合金和Al-Cu-Mg-Zn合金中都得到了一致的認(rèn)識(shí),合金在工程領(lǐng)域的冷卻速度(0.1—100K/s)范圍內(nèi)凝固時(shí),非平衡共晶量的含量變化不大,雖然簡(jiǎn)單Scheil方程不能考慮冷卻速度的影響而過高估計(jì)了微觀偏析,但可提供一個(gè)接近實(shí)際的非平衡共晶量;(2)在Al-Cu-Mg合金的研究中發(fā)現(xiàn),使用Scheil方程計(jì)算出的相含量和實(shí)驗(yàn)以及數(shù)值模型的結(jié)果很接近,誤差反而比在二元Al-Cu合金使用Scheil方程要小得多,簡(jiǎn)單Scheil公式在一些三元合金中可以給出很具有工程應(yīng)用價(jià)值的預(yù)測(cè);(3)提高凝固過程的預(yù)測(cè)精度是一個(gè)不斷發(fā)展的過程,一個(gè)好的模型不一定包含著復(fù)雜的公式,相反地,Scheil方程這類簡(jiǎn)單的公式更加實(shí)用,不容易造成不必要的錯(cuò)誤或得到不合理的數(shù)據(jù).本文綜合使用相圖計(jì)算方法、簡(jiǎn)單Scheil方程和凝固實(shí)驗(yàn),對(duì)Al-Cu-Zn合金凝固過程的微觀偏析進(jìn)行了全面考察,首先使用Thermal-Calc軟件研究了Al-CuZn合金的凝固路徑,計(jì)算了初生相含量、凝固過程中分凝系數(shù)的變化和初生相內(nèi)溶質(zhì)分布,然后在熱力學(xué)計(jì)算得到的分凝系數(shù)的基礎(chǔ)上,直接使用Scheil方程計(jì)算了初生相含量,最后使用DC凝固實(shí)驗(yàn)和定量金相儀測(cè)量了初生相含量和二次枝晶間距(SDAS).1模型計(jì)算和實(shí)驗(yàn)過程1.1u3000凝固過程的力學(xué)描述使用Thermal-Calc軟件的Scheil模塊計(jì)算微觀偏析程度,這個(gè)模塊可以計(jì)算液相無限快擴(kuò)散和固相無擴(kuò)散條件下的多元合金的微觀偏析.在富Al角成分的AlCu-Zn合金的凝固過程中,液相在液相面上首先結(jié)晶出α-Al(fcc)相,然后沿共晶谷依次析出θ(AlCu2)相、τ相、ε相、Zn(hcp)相,這些相的熱力學(xué)描述來自文獻(xiàn),其中α(fcc)相、ε相、Zn(hcp)相等無序溶液相使用置換溶液模型來描述,θ相和τ相等化學(xué)計(jì)量化合物使用亞晶格模型來描述.模型計(jì)算的質(zhì)量分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)變成了體積分?jǐn)?shù).初生α相的含量也可以使用二元合金的Scheil方程來計(jì)算,形式如下:式中C0和CL分別為溶質(zhì)z在單相凝固開始和結(jié)束時(shí)的液相成分,k是溶質(zhì)z的分凝系數(shù),對(duì)于Al-Cu-Zn合金,溶質(zhì)z為Cu或者Zn.1.2冷卻曲線及微觀結(jié)構(gòu)的測(cè)量實(shí)驗(yàn)合金采用高純Al(99.997%)、電解純Cu(99.96%)和高純Zn(99.98%)制備,在高鋁坩堝中用電阻爐熔煉,熔煉后期用C2Cl6除氣(用量為0.4%),720℃均勻化2h后在鋼制模具中澆成直徑7mm,長(zhǎng)120mm的試棒,采用直徑0.3mmNiCr-NiSi熱電偶測(cè)量試樣溫度和使用LR4110記錄冷卻曲線,典型的冷卻曲線如圖1所示.實(shí)驗(yàn)制備了名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為1.5Cu-1.5Zn(Nol),1.5Cu-3.0Zn(No2),1.5Cu-9.0Zn(No3),0.5Cu-3.0Zn(No4)和3.0Cu-3.0Zn(No5)的5種AlCu-Zn三元合金試樣,應(yīng)用電感耦合等離子體發(fā)射光譜(ICP)分析確定試樣成分,結(jié)果如表1中C0所示.試棒經(jīng)切割、預(yù)磨、拋光、腐蝕后,用Leica定量金相分析儀分別測(cè)定了微觀結(jié)構(gòu),測(cè)量時(shí),選擇不同的樣品測(cè)試區(qū)域和不同灰度值,記錄對(duì)應(yīng)的晶相含量以及不同位置的二次枝晶間距.2結(jié)果與討論2.1凝固路徑及地層中zn含量的變化圖2為使用Thermal-Calc軟件的Scheil模塊計(jì)算出的5種合金在Al-Cu-Zn相圖上的初生相析出時(shí)合金的凝固路徑,合金的初始成分如表1中C0所示,凝固路徑No.l,No.2,No.3起始點(diǎn)的液相中Zn成分逐漸增加,凝固路徑與單變量線(Liquid-α+θ)的交點(diǎn)(單相凝固結(jié)束點(diǎn))的成分中Zn成分也逐漸增加;凝固路徑No.4,No.2,No.5起始點(diǎn)的液相中Cu成分逐漸增加,單相凝固結(jié)束點(diǎn)的成分中Cu成分也逐漸增加,單相凝固結(jié)束點(diǎn)的成分同時(shí)列在表1中.2.2固相分?jǐn)?shù)對(duì)凝固過程的影響圖3a,b給出了Al-Cu-Zn合金沿著兩個(gè)凝固路徑凝固時(shí)分凝系數(shù)的變化,可以看出凝固過程中的分凝系數(shù)隨著固相分?jǐn)?shù)的增加逐漸增加,在單相凝固快結(jié)束時(shí)(虛線處),分凝系數(shù)急劇增加;對(duì)于溶質(zhì)含量比較高的合金(圖3b),凝固過程中的分凝系數(shù)隨著固相分?jǐn)?shù)增加而急劇增加的趨勢(shì)更明顯.表1列出了固相分?jǐn)?shù)為0.50時(shí)合金的分凝系數(shù)k.2.3cu對(duì)產(chǎn)物表達(dá)的影響表1給出了Thermal-Calc計(jì)算出的5種合金初生相析出量,當(dāng)合金初始成分中Cu的含量在1.5%左右時(shí),隨著Zn含量的增加,初生相量減少,共晶余量增加,當(dāng)合金初始成分中Zn的含量在3.0%左右時(shí),隨著Cu含量的增加,初生相量減少,共晶余量增加.使用公式(1)和熱力學(xué)模型計(jì)算得到的單相凝固開始時(shí)液相成分C0,單相凝固結(jié)束時(shí)液相成分CL和分凝系數(shù)k,顯式計(jì)算了初生相的體積分?jǐn)?shù),結(jié)果如表1所示,可以看出,同一合金,由溶質(zhì)元素Cu和Zn得到的預(yù)測(cè)值比較接近;所有合.金使用公式(1)計(jì)算出的初生相體積分?jǐn)?shù)都比Thermal-Calc的預(yù)測(cè)值小,但相差不大,由于共晶體積分?jǐn)?shù)與初生相體積分?jǐn)?shù)之和等于1,可以認(rèn)為使用常分凝系數(shù)假設(shè)的Scheil方程預(yù)測(cè)出的共晶含量比相圖計(jì)算耦合Scheil模型預(yù)測(cè)出的共晶含量略高,這與Scheil方程過高估計(jì)了微觀偏析的一般認(rèn)識(shí)是一致的.2.4cu含量的變化圖4給出的Scheil模塊預(yù)測(cè)的2種合金在凝固過程中的初生相的成分隨固相分?jǐn)?shù)的變化,同時(shí)給出了液相中Cu含量在凝固過程中的變化,在單相凝固結(jié)束時(shí)(虛線處),由于θ相(Al2Cu)的析出,液相中Cu含量會(huì)下降.從圖中可以看出,枝晶臂上溶質(zhì)濃度是不均勻的,單相凝固快結(jié)束時(shí),溶質(zhì)濃度急劇增加.2.5u2004模型缺陷應(yīng)用Leica定量金相分析儀測(cè)定了5種合金的金相微觀結(jié)構(gòu),其中典型合金No.1和No.3的金相結(jié)構(gòu)如圖5所示,在樣品的不同測(cè)試區(qū)域和不同灰度值時(shí)的共晶含量(除初生相以外的所有共晶相)如圖6所示,圖6中的水平虛線為模型預(yù)測(cè)值,不同位置的二次枝晶間距如圖7所示.從圖6和圖7可以看出,雖然試棒的直徑只有7mm,但橫截面上不同位置處的共晶含量和二次枝晶間距變化非常顯著,表明Al-Cu-Zn合金鑄態(tài)組織非常不均勻,根據(jù)Al合金二次枝晶間距(SDAS)和冷卻速度關(guān)系式,在直徑為7mm的橫截面上,二次枝晶間距(SDAS)在20到30μm變化時(shí),合金的冷卻速度在3—10℃/s變化,那么一些使用特定冷卻速度預(yù)測(cè)微觀偏析的模型,如Kraft微觀模型,可能預(yù)測(cè)的只是合金某一很小區(qū)域的結(jié)果,從這個(gè)角度看,不考慮凝固速度的Scheil方程是對(duì)合金微觀偏析的一個(gè)更客觀的預(yù)測(cè).表2列出了定量金相實(shí)驗(yàn)得到的5種合金的共晶含量和二次枝晶間距,以及測(cè)量誤差,可以看出,隨溶質(zhì)含量的增加,實(shí)驗(yàn)得到的共晶含量是增加的,且與ThermoCalc預(yù)測(cè)值接近,小于Scheil方程的預(yù)測(cè),實(shí)驗(yàn)得到合金的二次枝晶間距在22—30μm之間,變化不是很大,比較相圖計(jì)算方法、Scheil方程和定量金相分析這三種方式得到的共晶含量可以看出,模型結(jié)果和實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)基本上是一致的.3含量含量測(cè)定(1)使用熱力學(xué)模型計(jì)算了Al-Cu-Zn合金的凝固路徑,結(jié)果顯示,隨著合金初始點(diǎn)的Cu,Zn含量的增高,Al-Cu-Zn合金單相凝固結(jié)束點(diǎn)的液相的Cu,Zn含量也增大;計(jì)算同時(shí)表明,枝晶臂上初生相的溶質(zhì)含量隨凝固過程的進(jìn)行不斷增加.