鎳基單晶高溫合金在高溫和腐蝕性環(huán)境下仍能保持良好的物理與力學(xué)性能，是目前制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)葉片的關(guān)鍵材料 而隨著先進(jìn)的定向凝固技術(shù)的發(fā)展和合金設(shè)計(jì)理論的提高，特別是難熔元素(Ta、Re、W、Mo)添加總量的不斷增加，使鎳基單晶高溫合金的熱穩(wěn)定性及高溫抗氧化和抗腐蝕能力極大提高[1] 但是，單晶的制備過程受熔體對流和合金元素偏析等的影響，容易生成粗大的枝晶組織、產(chǎn)生嚴(yán)重的偏析并出現(xiàn)雜晶、雀斑和凝固裂紋等缺陷，嚴(yán)重?fù)p害單晶合金組織的均勻性和降低高溫力學(xué)性能[2~4] 近年來，國內(nèi)外學(xué)者研究了重力對柱狀晶生長的影響[5~7] 結(jié)果表明，重力引起的熱溶質(zhì)對流是合金組織中出現(xiàn)雀斑和雜晶等缺陷的直接原因[8,9] 但是，在地面的常規(guī)凝固實(shí)驗(yàn)難以完全擺脫重力的干擾，從而不能深入研究重力對柱狀枝晶生長、成分偏析及雀斑形成過程的影響 在微重力條件下，液體中的流體靜壓力、沉降及浮力對流等都基本消失，合金在近乎純擴(kuò)散條件下凝固 因此，學(xué)者們在空間或模擬微重力環(huán)境中研究了重力對單晶凝固行為的影響 這些研究結(jié)果對于提高單晶質(zhì)量和性能，減少凝固缺陷有重要的意義[10~13]

中國在天宮二號(hào)在軌飛行期間，以單晶鎳基合金作為研究背景并結(jié)合當(dāng)時(shí)的實(shí)驗(yàn)技術(shù)條件，采用AlCuMgZn單晶模型合金進(jìn)行了空間定向凝固生長實(shí)驗(yàn)[14]，得到了空間微重力環(huán)境對該合金枝晶形態(tài)演變及成分分布的影響，為研究鎳基單晶高溫合金的空間凝固提供很好的參考 隨著中國空間站的建設(shè)以及空間材料實(shí)驗(yàn)技術(shù)的提高，很快將具備鎳基單晶高溫合金的空間生長實(shí)驗(yàn)條件 但是，空間材料實(shí)驗(yàn)的機(jī)會(huì)畢竟極為寶貴，為了保證空間實(shí)驗(yàn)的順利進(jìn)行和提高空間實(shí)驗(yàn)的效率，有必要在地面開展一系列地基預(yù)研與補(bǔ)充實(shí)驗(yàn) 落管是在地面開展微重力凝固環(huán)境的有效工具，可提供高質(zhì)量短時(shí)微重力條件，用于對比研究合金在微重力與重力下的凝固行為[15~17] 基于此，本文使用50 m長落管初步探索鎳基單晶高溫合金在微重力條件下的凝固行為，根據(jù)合金在重力和微重力條件下凝固組織和成分分布的差異探討重力影響該凝固過程的機(jī)制，為將來完成鎳基單晶高溫合金空間生長實(shí)驗(yàn)奠定基礎(chǔ)

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用材料為Ni-Cr-Al-W-Ta五元鎳基單晶合金，成分列于表1，其中Cr和Al是高溫合金的基礎(chǔ)組成元素，適當(dāng)調(diào)整Cr和Al含量可降低其熔化溫度，滿足空間實(shí)驗(yàn)資源和技術(shù)約束條件 W、Ta元素是單晶高溫合金中的關(guān)鍵強(qiáng)化元素，兩者的偏析傾向相反且對雀斑的形成有相反的影響

Table 1

表1

表1合金的化學(xué)成分

Table 1Chemical compositions of the alloy (mass fraction, %)

Cr	Al	Ta	W	Ni
10	6	2	8	Bal.

使用真空感應(yīng)爐熔煉母合金，在定向凝固爐中拉制單晶棒 從單晶棒上切取直徑為6 mm、長度為20 mm的圓棒樣品，樣品的軸向與單晶生長的方向平行

合金的重力和微重力實(shí)驗(yàn)使用50 m長真空落管來進(jìn)行，真空度約為1×10-4 Pa，自由落體微重力時(shí)間(微重力水平約為1×10-6 g)為3.2 s 將打磨好的樣品裝入內(nèi)徑為6 mm、長度為35 mm的剛玉坩堝中并放置在落管頂部的托盤上，用機(jī)械泵和分子泵將落管內(nèi)抽真空至1×10-3 Pa 調(diào)節(jié)樣品的高度，用高頻加熱線圈將樣品上半部分快速加熱至熔化狀態(tài)，然后停止加熱并同時(shí)釋放樣品，使樣品連同坩堝一起在落管中自由下落 在下落過程中熔體以未熔端為基底凝固，最后在落管底部盛滿硅油的裝置中收集樣品 為了比較，在重力環(huán)境下樣品加熱熔化后不釋放，停止加熱并靜置3.2 s后由落管頂部盛放硅油的裝置收集 為了敘述方便，文中將重力樣品稱為1g樣品，而微重力樣品稱為μg樣品 實(shí)驗(yàn)過程中的具體參數(shù)，列于表2

Table 2

表2

表2在重力與微重力條件下凝固實(shí)驗(yàn)參數(shù)

Table 2Parameters of solidification experiments under normal gravity and microgravity

Sample	Heating time / s	Heating power / kW	Heating length / mm	Cooling condition
1g	16	0.6	10	Stand still for 3.2 s
μg	16	0.6	10	Free fall

將實(shí)驗(yàn)制備出的樣品沿中軸線切開，將其鑲嵌、磨樣、拋光和腐蝕后，用金相顯微鏡(OM)觀察縱截面凝固組織 所用的腐蝕劑為CuSO4(5 g)+HCl(20 mL)+H2O(100 mL) 然后再將樣品的重熔區(qū)沿橫截面切開，觀察橫截面的凝固組織 使用圖像編輯軟件和Image Pro Plus圖片分析軟件測量和統(tǒng)計(jì)一次和二次枝晶間距 用掃描電鏡(SEM-EDS)測定試樣不同位置處枝晶干與枝晶間的化學(xué)成分并計(jì)算偏析系數(shù)，微觀偏析系數(shù)的定義為[18]

kseg=cdci

(1)

式中cd和ci為枝晶干和枝晶間溶質(zhì)濃度 kseg>1意味著元素在枝晶干富集，為負(fù)偏析，偏析系數(shù)越大表明偏析越嚴(yán)重；kseg<1意味著元素偏析于枝晶間，為正偏析，偏析系數(shù)越小表明偏析越嚴(yán)重

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 溫度-時(shí)間曲線

在實(shí)驗(yàn)過程中樣品頂部的溫度隨時(shí)間的變化如圖1所示 圖1中前16 s為感應(yīng)加熱過程，1g和μg樣品的加熱曲線高度重合 加熱5 s后樣品頂部的溫度快速升高至1390℃附近，其平均升溫速度高達(dá)278℃/s 然后溫度升高速度下降并出現(xiàn)一個(gè)溫度平臺(tái)，表明試樣開始熔化，從頂部落管觀察窗口中能觀察到樣品熔化部分的長度不斷增大 加熱16 s時(shí)停止加熱，此時(shí)測得的試樣頂部溫度為1472.5℃ 停止加熱后1g樣品的溫度開始下降，且在1 s內(nèi)溫度降到液相線以下，表明樣品在短時(shí)間內(nèi)可完成凝固 μg樣品加熱到16 s時(shí)被釋放，因此下落過程中的溫度變化未能實(shí)時(shí)測量 但是從圖中的信息可以看出，在加熱過程中1g與μg樣品的曲線高度一致，表明兩種樣品具有相同的加熱環(huán)境 另外，考慮到二者所處的外部冷卻環(huán)境也相同，因此可以推測兩種樣品的凝固條件相同，保證了重力水平的差異是合金凝固過程中的唯一影響因素

圖1



圖1重力與微重力樣品的溫度-時(shí)間曲線

Fig.1Temperature-time curves of 1g sample and μg sample

2.2 凝固組織

1g和μg樣品的縱截面和兩個(gè)橫截面的凝固組織，如圖2所示 圖2中從下到上，依次為原始組織橫截面、外延生長區(qū)域縱截面和橫截面 兩種樣品的重熔長度均約為10 mm，熔化界面呈凹形，且重熔后的凝固組織仍為枝晶，只是與原始組織相比枝晶明顯細(xì)化 重熔凝固的枝晶一部分自未熔基底向上外延生長，另一部分沿著坩堝壁向內(nèi)生長 測量后發(fā)現(xiàn)，1g樣品中外延生長的枝晶最大長度約為5.8 mm，而μg樣品中外延生長的枝晶最大長度約為5.0 mm，估算二者的平均凝固速度約為4.83 mm/s和4.17 mm/s 外延生長的枝晶晶體學(xué)取向與原始組織保持一致，在生長末端與自外表向內(nèi)生長的枝晶相遇形成三角區(qū) 該區(qū)域受外表或器壁形核和散熱影響較小，便于對比分析重力效應(yīng)對枝晶生長的影響 因此，本文重點(diǎn)研究該區(qū)域在不同重力條件下外延生長的枝晶組織的特征和微觀偏析的差異

圖2



圖2重力樣品和微重力樣品的縱橫截面凝固組織

Fig.2Longitudinal and transverse section microstructure of (a) 1g sample, (b) μg sample

2.3 枝晶間距統(tǒng)計(jì)

為了準(zhǔn)確觀察凝固過程中枝晶生長的細(xì)微差異，以初始熔化界面為起點(diǎn)沿著枝晶外延生長方向在縱截面中軸線上每隔1 mm做標(biāo)記，逐點(diǎn)觀察五個(gè)橫截面的凝固組織 圖3給出了距離熔化界面1 mm、3 mm和5 mm處橫截面的外延生長枝晶組織 可以看出，隨著凝固距離的增加重熔凝固組織一次枝晶逐漸粗化，且重力條件下的樣品表現(xiàn)得更加明顯，一次枝晶間距也明顯變大，高次枝晶更發(fā)達(dá)

圖3



圖3重力樣品和微重力樣品的橫截面枝晶形貌

Fig.3Morphology of dendrites on transverse sections of (a, c, e) 1g sample and (b, d, f) μg sample; location distance away from the melting interface (a, b) 1 mm, (c, d) 3 mm, (e, f) 5 mm

對前述五個(gè)不同橫截面處的一次枝晶間距進(jìn)行多次測量取其結(jié)果的平均值，其統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖5a所示 可以看出，隨著外延生長距離的增加，1g與μg樣品的一次枝晶間距均表現(xiàn)出增加的趨勢 在同一生長距離，1g樣品的一次枝晶間距均高于μg樣品 只是在凝固初始階段二者差異較小，1g與μg樣品的一次枝晶間距分別約為36.6 μm和35.6 μm 之后1g樣品的一次枝晶間距的增加比μg樣品明顯，且隨著凝固距離的增加這種差異逐漸增大

圖4



圖4重力樣品和微重力樣品縱截面上的二次枝晶臂

Fig.4Secondary dendrite arms on longitudinal sections of (a, c, e) 1g sample and (b, d, f) μg sample; location distance away from the melting interface (a, b) 1 mm, (c, d) 3 mm, (e, f) 5 mm

圖5



圖5重力和微重力樣品不同位置處的一次枝晶間距和二次枝晶間距

Fig.5Dendrite growth characteristics at different locations of 1g and μg sample (a) primary dendrite spacing, (b) secondary dendrite spacing

鑒于凝固初始階段樣品凝固較快，外延生長的枝晶組織二次枝晶不發(fā)達(dá)，在統(tǒng)計(jì)縱截面上二次枝晶間距時(shí)也從距離熔化界面1 mm處開始，且盡量靠近樣品的中心部位 圖4給出了距離熔化界面1 mm、3 mm及5 mm處縱截面上外延生長枝晶組織，可見凝固初期的枝晶細(xì)小，有些位置甚至觀察不到高次枝晶 隨著凝固距離的增加二次枝晶逐漸變得明顯，而在相同位置處μg樣品的二次枝晶比1g樣品排列更加規(guī)則，且其數(shù)量更多

同樣地，沿著枝晶外延生長方向，以1 mm為一個(gè)間隔統(tǒng)計(jì)兩種樣品五個(gè)不同位置處的二次枝晶間距，其結(jié)果如圖5b所示 可以看出，1g和μg樣品的二次枝晶間距隨著外延生長距離的增加均表現(xiàn)出增加的趨勢，且在同一位置處1g樣品的二次枝晶間距均大于μg樣品

2.4 微觀偏析

用掃描電鏡能譜對1g和μg樣品外延生長區(qū)域的枝晶進(jìn)行合金元素面分布掃描，該區(qū)域位于熔化界面以上約2 mm位置處，結(jié)果如圖6所示 圖6中灰色區(qū)域?yàn)橹Ц?，白色區(qū)域?yàn)橹чg 根據(jù)圖中元素的分布，Al和Cr元素主要分布于枝晶間，而W元素則主要富集于枝晶干，Ta元素的分布則差距不明顯 為了進(jìn)一步表征元素的偏析行為，測量了該位置處枝晶干與枝晶間的成分，結(jié)果如表3所示 從表3可見，1g樣品中枝晶間的Al、Cr和Ta元素含量高于μg樣品，而W元素含量則低于μg樣品 按前述方法計(jì)算出的微觀偏析系數(shù)kseg表明，該合金中Al、Cr和Ta元素為正偏析元素，偏析于枝晶間，而W元素則為負(fù)偏析元素，偏析于枝晶干

圖6



圖6重力樣品和微重力樣品的外延生長區(qū)域元素面分布圖

Fig.6Element distribution mappings of the epitaxial growth regions in (a) 1g sample, (b) μg sample

Table 3

表3

表3重力和微重力樣品中枝晶干和枝晶間的成分

Table 3Compositions of dendrite trunk and interdendritic area in 1g and μg samples

Element / %,mass fraction	1g sample			μg sample
	Dendrite trunk / cd	Interdendrite / ci	kseg	Dendrite trunk / cd	Interdendrite / ci	kseg
Al	5.26	7.29	0.722	5.68	7.03	0.808
Cr	9.36	12.20	0.767	9.42	12.03	0.783
Ta	1.81	3.78	0.479	1.36	3.28	0.415
W	10.99	4.20	2.617	11.22	5.55	2.022
Ni	72.58	72.53	-	72.32	72.11	-

為了更全面了解合金元素沿著外延生長方向的微觀偏析行為，測量了中軸線上距離熔化界面不同位置處枝晶干和枝晶間成分的含量 以熔化界面為起點(diǎn)，步長為1 mm，每個(gè)位置測量三組數(shù)值取平均值，得到圖7所示枝晶間各元素沿著生長方向的分布 從圖中可以看出，隨著凝固的進(jìn)行1g和μg樣品枝晶間Al、Cr和Ta三種元素含量分布規(guī)律類似，均呈先明顯升高后略微降低的趨勢；而W的分布則明顯分化，μg樣品中W元素含量呈逐漸降低的單邊趨勢，1g樣品中W元素含量則呈先陡降陡升再緩降的趨勢 具體含量表明，兩種樣品枝晶間Al、Cr和Ta三元素的含量略有不同，差距基本都在1%以內(nèi)；而W含量的差別則較為明顯，尤其在2~3 mm范圍內(nèi)μg樣品中W的含量更高

圖7



圖7軸線上終凝液相中的元素沿生長方向的分布

Fig.7Distributions of elements in final solidification liquid phase along the growth direction on the axis (a) Al element, (b) Cr element, (c) Ta element and (d) W element

基于枝晶間與枝晶干的元素含量測量結(jié)果，計(jì)算出樣品中軸部位沿生長方向的微觀偏析系數(shù)分布，如圖8所示 可以看出，在整體上，μg樣品中各元素，尤其是W元素的kseg值分布范圍更窄，表明偏析程度更均衡 1g和μg樣品中Al、Cr和Ta元素kseg值的差異不大，均呈先高后低的趨勢，即偏析先弱后強(qiáng) Ta元素的kseg值變化范圍比Al、Cr元素更大，偏析更嚴(yán)重；而W元素除了2 mm測量點(diǎn)，其他位置處的kseg值始終略高于μg樣品，且在3~4 mm處的差距明顯，表明在重力條件下W元素偏析情況加劇 此外，W元素與Ta元素的偏析程度相似，且有一定程度的互補(bǔ)性

圖8



圖8樣品中軸線上的元素微觀偏析系數(shù)

Fig.8Microsegregation coefficient of elements along axial direction in 1g and μg sample (a) Al element，(b) Cr element，(c) Ta element and (d) W element

3 分析討論

在重力作用下，合金凝固時(shí)重力效應(yīng)影響熔體的對流狀態(tài)，而熔體流動(dòng)狀態(tài)的變化會(huì)改變合金凝固過程中的溫度梯度、生長速度和溶質(zhì)輸運(yùn)等，進(jìn)而影響合金的凝固組織和成分分布 [19] 圖9給出了合金熔體凝固過程中的主要對流形式示意圖，包括熔體內(nèi)的浮力對流和枝晶間的微觀對流 熔體內(nèi)部的浮力對流主要是熔體內(nèi)部的溫度差和濃度差引起的密度不均勻所致 在冷卻過程中樣品受坩堝壁散熱的影響，靠近坩堝壁的熔體溫度比中心區(qū)域的熔體溫度低，使其熔體密度更高，在重力的作用下熔體內(nèi)部產(chǎn)生浮力對流[20] 樣品中靠近坩堝壁的熔體向下流動(dòng)，到達(dá)熔體底部后轉(zhuǎn)向徑向流動(dòng)，最終在熔體中心位置向上運(yùn)動(dòng)，從而形成如圖9所示的對流循環(huán) 這種對流產(chǎn)生的攪拌效應(yīng)使前沿熔體的溫度均勻化，降低了溫度梯度 另外，在合金枝晶生長過程中固液界面前沿不斷排出Al、Cr和Ta元素而吸收W元素，使枝晶尖端液相的密度降低，在重力作用下向上流動(dòng)，有利于溶質(zhì)輸運(yùn) 但是，在微重力條件下，熔體中的浮力對流及枝晶間微觀對流被極大的抑制，此時(shí)合金凝固過程主要受熱擴(kuò)散及溶質(zhì)擴(kuò)散的影響 即微重力條件下的凝固過程可近似成一種純擴(kuò)散的過程

圖9



圖9合金熔體和枝晶間液相中對流的示意圖

Fig.9Schematic diagram of convection in the alloy melt and interdendritic liquid phase

根據(jù)Hunt等[21]建立的溫度梯度、生長速度、擴(kuò)散系數(shù)與一次枝晶間距的關(guān)系模型，得到關(guān)系式

λ1=2.83[m(k-1)DΓ]0.25C00.25GL-0.5V-0.25

(2)

式中λ1為一次枝晶間距，m為合金液相線斜率，k為溶質(zhì)分配系數(shù)，D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)，Γ為Gibbs-Thomson系數(shù)，GL為溫度梯度，V為生長速度 借鑒Wills等[22]在研究鎳基高溫合金定向凝固時(shí)對一次枝晶間距與溫度梯度和生長速度關(guān)系的簡化，得到關(guān)系式

λ1=kpGL-0.5V-0.25

(3)

式中kp為與材料本身有關(guān)的常量，本文選用的鎳基合金接近SRR99單晶高溫合金，kp取值為1000[22] DTA測得合金液相線溫度為1410℃，結(jié)合實(shí)驗(yàn)過程中頂部溫度1475℃和熔體高度10 mm，估算出樣品凝固時(shí)熔體中的平均溫度梯度約為6.25 K/mm 將kp值和GL值代入 式(3)，計(jì)算出一次枝晶間距與枝晶生長速度的關(guān)系如圖10中的實(shí)線部分 從圖10可以看出，隨著枝晶生長速度的降低其一次枝晶間距逐漸增大 除了6.25 K/mm，為便于比較，圖中還給出了4.25和8.25 K/mm溫度梯度下的曲線關(guān)系 可以看出，隨著溫度梯度的升高，相同枝晶生長速度下其一次枝晶間距變小 鑒于繪圖所用kp值是在地面重力條件下獲得的，假定凝固過程中溫度梯度不變，將測得的重力條件下樣品各部位枝晶間距數(shù)值代入 式(3)計(jì)算出相應(yīng)的生長速度，并將得到的數(shù)據(jù)點(diǎn)繪入圖中 然后，再假定1g和μg樣品凝固距離相同時(shí)凝固速度也相同，將測得的微重力條件下樣品各部位枝晶間距數(shù)值也繪入圖中 計(jì)算結(jié)果表明，枝晶生長速度中間值約為4.63 mm/s，與根據(jù)樣品生長距離與凝固時(shí)間估算的平均凝固速度4.83 mm/s很接近 對比兩種樣品的相同凝固速度處枝晶間距特征值發(fā)現(xiàn)，在凝固初期，當(dāng)凝固速度很快時(shí)兩者的溫度梯度十分接近，基本上落在同一條曲線上 但是隨著凝固速度的降低兩者的溫度梯度差距逐漸增大，生長距離達(dá)到5 mm時(shí)微重力條件下溫度梯度大于8.25 K/mm 實(shí)際上，隨著凝固潛熱的逐漸釋放凝固過程中不僅枝晶生長速度逐漸下降溫度梯度也在下降，只不過在對流作用下重力樣品中的溫度梯度始終低于微重力樣品，且差距越來越大 此外，圖10給出的結(jié)果是在假設(shè)擴(kuò)散系數(shù)D相同的條件下得到的 實(shí)際上，由于固液界面前沿的熔體密度較低，重力將引發(fā)向上流動(dòng)而促進(jìn)溶質(zhì)速運(yùn)，增大有效擴(kuò)散系數(shù) 這些因素，都是重力樣品一次枝晶間距更大的原因

圖10



圖10一次枝晶間距與枝晶生長速度的關(guān)系

Fig.10Relationship between primary dendrite spacing and dendrite growth velocity

Yeoh等[23]關(guān)于對流的測量結(jié)果表明，一般熔體對流速度的量級(jí)為1 mm/s 計(jì)算和實(shí)測結(jié)果表明，在本文的實(shí)驗(yàn)條件下樣品的凝固速度要高于這一數(shù)值 盡管如此，微重力與重力樣品凝固組織仍顯著不同 這表明，重力也許并不直接影響凝固，而是通過影響凝固前沿熔體的流動(dòng)來間接影響凝固，且這種影響隨著凝固速度的降低而增強(qiáng)

一次枝晶間距的增大導(dǎo)致枝晶間液相比例增大，同時(shí)，溶質(zhì)再分配降低固液界面前沿的熔體密度有利于上端密度較高且溫度較高的熔體流入枝晶間，致使枝晶間局部凝固時(shí)間延長，可能是重力樣品二次枝晶間距增大的原因[24] 此外，隨著凝固速度的降低局部凝固時(shí)間延長，兩樣品二次枝晶間距都隨著凝固的進(jìn)行逐漸增大 微重力樣品中心部位枝晶間的成分分布表明，隨著凝固的進(jìn)行凝固速度逐漸降低，固液界面排出的Ta、Cr和Al含量因不斷累積而提高，固液界面吸收的W因不斷消耗而降低，這基本符合擴(kuò)散控制凝固過程的規(guī)律 重力樣品枝晶間Ta、Cr和Al的分布與微重力樣品大體相同，而W的分布卻明顯不同 這或許與枝晶間熔體密度的變化有關(guān)

合金的密度變化是溫度和溶質(zhì)濃度的函數(shù)，Mukai等[25]建立了一種計(jì)算鎳基高溫合金液相密度的方法

ρ=∑XiMi∑XiVi

(4)

其中ρ為液相密度，Xi 為組元i在液相中的摩爾分?jǐn)?shù)，Mi 為組元i的摩爾質(zhì)量，Vi 為組元i的偏摩爾體積 由于鎳基高溫合金液相體積膨脹系數(shù)很小，溫度對液相的密度影響很小[26]，本文為了計(jì)算中軸線上終凝液相的密度變化，簡化凝固時(shí)的溫度為定值1300℃，通過中軸線上不同測量位置處終凝液相的摩爾分?jǐn)?shù)值，同時(shí)參考Feng等[27]關(guān)于偏摩爾體積的計(jì)算方法，利用 式(4)計(jì)算出終凝液相的密度變化(圖11) 其中，μg樣品液相密度沿著軸向呈略微下降的趨勢，1g樣品則除了初始點(diǎn)外基本呈增加的趨勢，類似于圖7d液相中W元素的變化 這表明，終凝液相中W元素含量對液相密度有顯著的影響

圖11



圖11終凝液相沿生長方向密度的變化

Fig.11Density variation of final solidification liquid phase along the growth direction

在重力場中溶質(zhì)密度差引發(fā)的浮力對流導(dǎo)致上輕下重，但是本文獲得的結(jié)果卻與此相反 這表明，在本文條件下由溶質(zhì)再分配導(dǎo)致的密度差引發(fā)的對流很可能只局限在枝晶間而并未引發(fā)宏觀固液界面前沿熔體大范圍的流動(dòng)，或者因強(qiáng)度較弱而被溫度差引發(fā)的對流所抑制 這也即，溫度場或傳熱是控制凝固的主導(dǎo)因素 在溫度場的控制下，隨著凝固的進(jìn)行1g樣品一次枝晶間距增大，枝晶比例減少，枝晶間殘余液相比例增加 由此導(dǎo)致枝晶干吸收的W元素減少而更多地存留于枝晶間液相中，造成終凝液相中的W元素含量高，并隨著一次枝晶間距的增大而逐漸升高，導(dǎo)致液相密度升高，在一定程度上弱化了枝晶間的微觀對流，使合金元素微觀偏析程度加劇 綜上所述，在本文的實(shí)驗(yàn)條件下溶質(zhì)再分配形成的密度變化不是造成重力與微重力凝固組織差異的主要原因，熔體中溫度差引發(fā)的對流才是產(chǎn)生組織差異的主因，并且影響了合金元素的分布和偏析行為

4 結(jié)論

在重力和微重力條件下凝固的Ni-Cr-Al-W-Ta鎳基單晶合金的枝晶特征和合金元素微觀偏析明顯不同 重力樣品一次和二次枝晶間距大于微重力樣品 隨著凝固的進(jìn)行，一次枝晶間距的差異逐漸由小變大，而二次枝晶間距的差距則變化不大；微重力樣品枝晶間Ta、Cr和Al元素含量呈現(xiàn)先明顯升高后略微降低的趨勢，W元素含量則呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢，枝晶間液相密度呈現(xiàn)略微下降的趨勢 重力樣品中枝晶間Ta、Cr和Al元素含量的分布趨勢與微重力樣品基本相似，W元素含量的分布則與微重力樣品明顯不同，在大部分階段呈現(xiàn)上升的趨勢，導(dǎo)致枝晶間液相密度沿逆重力方向上升 在重力條件下凝固前沿溶質(zhì)密度差導(dǎo)致的對流作用微弱，不是造成枝晶間距增加的主要原因 主要原因應(yīng)與凝固前沿?zé)釋α髟斐蓽囟忍荻鹊慕档陀嘘P(guān)

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<p>The influence of gravity on the solidification microstructure of Al&ndash;Al₃Ni eutectic alloy was investigated by using a 50-m-long drop tube. It was found that at different growth rates the average inter-rod spacing was always larger under microgravity (&mu;g) than those under normal gravity (1g). Moreover, with increasing growth rate, the spacing difference between 1g samples and &mu;g samples reduced progressively. Based on the experimental results and analysis, a physical model was proposed to describe the effect of gravity on the solidification process of eutectic alloy.</p>

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為研究DZ483合金在凝固過程中的元素偏析行為對糊狀區(qū)內(nèi)液相密度的影響, 采用等溫凝固結(jié)合水淬法對合金進(jìn)行不同溫度下的凝固實(shí)驗(yàn). 利用OM 和SEM觀察試樣的凝固組織, 利用EDS測量固相和剩余液相的元素含量, 并根據(jù)剩余液相的成分計(jì)算其密度. 結(jié)果表明,&nbsp; DZ483合金的開始凝固溫度略低于1335℃, 在1325℃液相中開始析出富含Ta和Ti的MC; W和Co為負(fù)偏析元素, Mo, Ta和Ti為正偏析元素, 而 Al和Cr幾乎不發(fā)生偏析; 剩余液相的密度隨溫度降低基本呈下降趨勢, 但在1325至1315℃之間有所回升. 計(jì)算結(jié)果表明, 溫度對液相密度的影響很小,合金元素的偏析對液相密度的影響占主要地位. 其中, Mo和Ta的偏析導(dǎo)致液相密度增加, 而Ti和W的偏析導(dǎo)致液相密度明顯降低. 各合金元素的偏析對密度變化的貢獻(xiàn)由大到小順序?yàn)? Ti>Ta>W>Cr>Mo>Al>Co. MC的形成消耗了大量的Ti和Ta, 對合金元素的偏析造成一定的影響, 從而導(dǎo)致液相密度在1325至1315℃ 之間有所增加.

Development of the Ni-base single crystal superalloys

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2005