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合金液-固相变过程中的高熔化熵相多呈棱角状或针片状,这种形貌常给材料的力学性能带来不利的影响。通过改变相变条件可改变高熔化熵相的生长方式及其形貌,从而提高合金的力学性能。生长方式的改变可归结为Jackson因子α或生长因子的改变。然而,目前对于固-固相变的转变熵及其生长因子的研究较少,这使得固态相变中,通过调控高熔化熵相的形态来改善合金力学性能进展缓慢。本文以Al-24.2%Si、Mg-5%Si、Al-20%Mg及Ni-3.3%B合金为研究对象,通过XRD和SEM技术分析了初生Si、初生Mg2Si、A13Mg2及Ni3B相的组织形貌,采用Image-Pro Plus软件分析了不同相变条件下高熔化熵相的形态及尺寸变化规律,利用显微维氏硬度测试仪研究了相变条件对合金硬度的影响。借助理论公式计算了凝固过程与固态相变过程中各高熔化熵相的α值,并对高熔化熵相的形貌与Jackson因子α或生长因子之间的关系进行了定量分析。得到以下结论:(1)发现了过共晶Al-Si合金中高熔化熵Si相的形貌及尺寸随热处理条件变化的实验规律。在试验温度下长时间保温,初生Si都会粗化,表现为R值(初生Si的等效直径)增大而K值(初生Si的形状因子)减小。而在低温固溶处理时,Al-24.2%Si合金中的初生Si主要发生边角圆润化及晶粒长大过程,且晶粒长大效应要大于边角圆润化效应,表现为及值增大而K值减小;并且当I×10-2值(I为温度/℃与时间/h的乘积)接近600时,初生Si的K/R值最大。在高温下固溶处理时,初生Si晶粒因发生边角熔解破碎而细化,且此时初生Si的边角圆润化过程也较为明显,表现为K值增大而R值减小。高温短时间固溶处理时,当I×1 0-2值在16附近时,初生Si的K/R值最大;高温长时间固溶处理时,当I×10-2值为80左右时,初生Si的K/R值最大。(2)发现了 Mg2Si、A13Mg2及Ni3B相形貌随相变条件变化的实验规律。对Mg-5%Si合金,当固溶温度为490℃时,初生Mg2Si相的形态由原先的漏斗状小平面相变成边角较多的几何形状。对Al-20%Mg合金,在430℃保温不同时间后,合金组织中初生Al相明显增多,Al3Mg2相的形貌变化不大,但各相分布趋于均匀。在固溶处理过程中,Mg原子向Al基体迁移而导致Al的XRD衍射峰向左偏移。Ni-3.3%B合金在冷速较快时形成的共晶Ni3B相呈棱角状或层片状,冷速较慢时形成的共晶Ni3B相接近球状,同时共晶Ni3B相显微硬度值随冷速的减小大幅提高。(3)理论计算并分析了凝固与固态相变过程中相变熵值和α值变化情况。发现在凝固过程中的初生Si、初生Mg2Si相及Al3Mg2相的α值随温度降低而减小,但其值在一定过冷范围内都大于2,说明凝固过程中的Si相、Mg2Si相及Al3Mg2相均会以小平面模式生长,凝固后形成棱角状组织,这与实验结果相符。在固-固相变过程中,初生Si的α值随温度升高而增大,这与热处理之后,初生Si明显变圆且共晶硅由长条状变成短杆状的实验结果相符。在固-固相变过程中,初生Mg2Si的α值随温度升高而增大。在温度低于800 K时其生长因子小于2,理论Mg2Si相形貌应呈非小平面特征,但实验发现,Mg2Si相不是完全变圆,只是边角增多,呈变圆趋势,这说明Mg2Si相在固-固相变过程中的形貌转变可能受动力学因素影响。在固-固相变过程中,Al3Mg2相的α值随温度升高而增大,但小于2,因而其生长方式应为非小平面生长,理论Al3Mg2相形貌应较圆整。但Al3Mg2相的形貌变化不大,这可能是由动力学因素造成,也可能由于Al3Mg2相分数太大且与初生Al相贯穿在一起而无法判断出其形貌变化。最后从高温液相的熵迟滞效应角度讨论了冷速对共晶Ni3B相形态的影响规律。得出冷速增大会使Ni3B相的生长因子增大,从而导致棱角状或层片状共晶Ni3B的形成,这与实验结果基本吻合。