王洋丽，虞明香，张俊婷，王宥宏

（1.太原重工铸锻分公司铸钢厂，山西 太原 030024；2.太原科技大学材料与工程学院，山西 太原 030024）

金属材料的微观组织与性能之间有着密切而复杂的联系，通过控制和调整微观组织来获得不同性能的金属材料是广泛使用的制备方法[1-6]。晶体生长理论就是研究材料微观组织形成机理的理论。目前，主要有热力学理论、层生长理论、螺旋生长理论、周期键链（PBC）理论、界面生长理论等[7-10]。

由于液态金属的高温和不透明特性，直接观察金属的凝固行为较难实现。人们使用多种方法模拟物质中晶体的形核与生长过程，借此来揭示金属的凝固行为。本实验选择了Cu-10%Fe合金作为研究对象，且采用快速凝固方法制备样品，使晶体的形核和生长都受到限制，研究晶体生长初期的生长过程。

1 试验方法

使用高频感应熔炼将纯铜块和纯铁块制备成Cu-10%Fe合金。取重约20g合金放入底部带有直径约为1mm圆孔的石英坩埚中，高频感应加热至有一、两滴液体金属从坩埚底部小孔中滴下，随即终止加热。在石英坩埚正下方放置有冷却铜板，坩埚底与铜板的垂直距离约为1.5m，液滴自由下落而撞击铜板，形成直径约为2 cm，厚度约为 400μm 的样品。样品的模拟计算冷却速度在106℃/s左右[11]。样品的微观组织分析采用日本日立场发射扫描电子显微镜HITACHI/S-4800进行。

2 试验结果及分析

图1所示为Cu-10%Fe合金圆片沿厚度方向截面的微观组织。图中样品下表面与冷却铜板相接触，上表面与大气接触，为自由表面。从图中可以明显看出，在样品中间有一个区域内分布着大量的多边形晶粒，这些晶粒的大小在几微米至十几微米之间变化，形核较早的晶粒其生长时间较长，则晶粒的尺寸较大，反之，则尺寸较小。由相图（见图2）分析可知[12]，这些多边形晶粒为初生富Fe相。在接近冷却面和自由表面处，液态金属的过冷度都要大于中间区域的过冷度，故其微观组织均为在包晶反应所形成的富Cu基体上弥散分布着细小的富Fe粒子。

图1 Cu-10%Fe合金圆片沿厚度方向的微观组织

图2 Cu-Fe二元合金相图[12]亚稳溶解度间隙曲线

图3 图1中间层的高倍的图像

将图1中的中间层进一步放大观察，其微观组织如图3所示。从图3可以清楚地观察到：1）样品中间区域内的多边形晶粒基本呈四边结构，其立体形貌为六面体。多边形晶粒越小，其形状越接近于正六面体，随着晶粒尺寸的增大，其棱、角处的生长速度要快于面部的生长速度，晶粒各表面中心向其内部凹陷的幅度最大，故表面中心处的生长速度最慢。2）在晶粒尺寸由5 μm向10μm的长大过程中是晶粒由六面体向树枝晶发展的关键阶段，尺寸约10μm的晶粒已具有了枝晶的雏形，晶粒棱、角处的凸起将形成枝晶的一次分枝，一次分枝的发展将决定枝晶的整体形貌或微观组织的特征形貌。3）在多边形晶粒内部可以看见有衬度较深的、细小的第二相存在，由相图分析知道：随着温度由γ-Fe形成温度降至850℃，在γ-Fe中将沉淀析出的富Cu粒子；当温度达到850℃时，γ-Fe将通过共析反应形成α-Fe基体和富Cu第二相；从共析温度至室温，α-Fe基体还将不断析出富Cu粒子。以上三个阶段形成的富Cu相都以直径小于1 μm的粒子形态出现。4）样品的基体是通过包晶反应形成的富Cu相。在快速凝固情况下，只是在富Cu基体和初生富Fe多边形晶粒的界面处可以看到少量包晶富Cu相，包晶富Cu相层的厚度基本小于1 μm，在包晶层不完整的界面上，包晶富Cu相还可以呈现颗粒状形貌。多数剩余液相并未能通过包晶反应而形成富Cu基体，而在包晶反应结束后，独自凝固形成富Cu基体。富Cu基体在之后的降温过程中将析出富Fe沉淀粒子。

由凝固理论知道[13-16]，晶粒的总能量变化等于液相转化为固相所引起的体积自由能变化与界面自由能变化之和，界面自由能为晶粒形核和生长的阻力。在晶粒形核和生长初期，对于同样体积的固相，只有呈球形是界面面积最小，因界面而引起的自由能上升则最小，故在图中，无论是多边形富Fe晶粒，还是富Cu第二相或富Fe沉淀粒子，当它们的晶粒当量直径小于1 μm时，晶粒的轮廓基本都呈圆形，其立体形貌应为小圆球。

图4 图1中间层的另一高倍图像

图4为将图1中的中间层微观组织的另一高倍图像。在该图像中，样品中间区域内的多边形晶粒已生长成具有一次分枝的枝状晶。随着枝状晶的长大，晶粒尺寸也由图3中的5 μm～10μm增长到20μm左右。在一次分枝生长的初期，分枝的侧面并不平直，而是向液相中呈圆弧形凸出，枝晶顶端的曲率半径为1 μm～3 μm。由图中箭头A所指的晶粒可以看出：在枝晶生长的初期，在分枝的跟部并没有缩颈现象存在，此时枝晶一次分枝的长度与其跟部直径之比小于1.5∶1。在图中箭头B所指的晶粒分枝跟部已有缩颈现象出现，此时一次分枝的长度与其跟部直径之比约为3。此比值的实质是反映枝晶分枝的生长过程，其值越大，说明枝晶的生长时间越长。由凝固理论皆知，凝固过程中的溶质偏析与平衡凝固系数k之间有密切关系。对于一定成分的合金，平衡凝固系数k值不变，影响溶质偏析的主要因素有溶质在液相中的扩散、固/液界面的生长速度（或单位时间内的固相增量）。在枝晶形成的初期，溶质原子主要富集在枝晶跟部，在枝晶顶端富集的溶质量很少，故在此阶段，可假设溶质原子在液相中的扩散只影响枝晶跟部沿其直径方向的生长，而对枝晶顶端的生长影响不大。溶质原子在液相中的扩散进行的越充分，溶质原子在分枝跟部的富集程度将越低，分枝跟部生长所受到的限制将越小，同样长度枝晶的分枝跟部直径将越大，一次分枝的长度与其跟部直径之比将越小，则产生跟部缩颈的可能性将越小；反之，一次分枝的长度与其跟部直径之比将越大，则产生跟部缩颈的可能性将越大。由以上分析也可知，溶质富集主要影响枝晶的侧向生长而对枝晶顶端的生长速度影响不大，溶质富集程度越高，侧向生长速度将越低，跟部直径将越小，则一次分枝的长度与其跟部直径之比将越大，枝晶产生跟部缩颈的可能性将越大。

图5 Cu-10%Fe合金铸锭的微观组织

关于溶质富集主要影响枝晶的侧向生长而对枝晶顶端的生长速度影响不大的说法从一般的凝固组织中也可得到证实。图5为重约20g的Cu-10%Fe合金铸锭的微观组织。由于枝晶尖端的生长速度受溶质富集的影响很小，故图像中的一次或二次枝晶分枝长度较大；由于溶质富集主要影响枝晶的侧向生长，故图像中的一次或二次枝晶分枝的跟部直径和端部直径差别不大。

3 结论

1）当晶粒的当量直径小于1 μm时，无论是富Fe晶粒、富Cu晶粒或富Fe沉淀粒子，在界面能的作用下，晶粒的轮廓基本都呈圆形，其立体形貌应为小圆球。

2）晶粒尺寸由5 μm向10μm的长大过程是晶粒由六面体向树枝晶发展的关键阶段，晶粒当量直径小于5 μm时，晶粒的立体形貌基本呈圆球形；晶粒当量直径约10μm时，晶粒已具有了枝晶的雏形，晶粒棱、角处的凸起将形成枝晶的一次分枝，一次分枝的发展将决定枝晶的整体形貌或微观组织的特征形貌。

3）对于晶粒尺寸在20μm左右的晶粒，在其一次分枝生长初期，分枝的侧面并不平直，而是向液相中呈圆弧形凸出，枝晶顶端的曲率半径为1 μm～3 μm。一次分枝的长度与其跟部直径之比是判断分枝跟部有、无缩颈出现的重要参数，当该比值大于3时，将会存在缩颈现象。缩颈现象是溶质富集对枝晶侧向生长的影响结果，溶质富集主要影响枝晶的侧向生长而对枝晶顶端的生长速度影响不大。

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