李志強(qiáng)王偉麗翟薇魏炳波

快速凝固Fe62.1Sn27.9Si10合金的分層組織和偏晶胞形成機(jī)理*

李志強(qiáng) 王偉麗 翟薇 魏炳波

(西北工業(yè)大學(xué)應(yīng)用物理系，西安710072)
(2010年10月13日收到;2011年11月13日收到修改稿)

采用自由落體和單輥急冷技術(shù)研究了三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的相分離和組織形成規(guī)律，理論分析了兩種快速凝固條件下合金的傳熱特性．自由落體條件下，由于Marangoni遷移和表面偏析勢(shì)的作用，液滴凝固組織主要形成富Sn相包裹富Fe相的兩層殼核結(jié)構(gòu)．隨著液滴直徑減小，冷卻速率和溫度梯度增大，促進(jìn)偏晶胞快速生長(zhǎng)．在單輥急冷條件下，隨著輥速的增大，冷卻速率從1.1×107增大至6.5×107K/s，合金熔體內(nèi)部的液相流動(dòng)和相分離受到抑制，凝固組織發(fā)生“九層結(jié)構(gòu)→兩層結(jié)構(gòu)→無分層結(jié)構(gòu)”的轉(zhuǎn)變．同時(shí)，凝固過程中FeSn+L2→FeSn2包晶反應(yīng)受到抑制，形成與自由落體條件下不同的相組成．EDS分析顯示，αFe相在快速凝固過程中發(fā)生顯著溶質(zhì)截留效應(yīng)．

Fe-Sn-Si偏晶合金，相分離，快速凝固，溶質(zhì)截留

PACS:81．05．Bx，64．70．Ja，81．30．－t，81．10．－h(huán)

1.引言

偏晶合金的凝固過程一直是凝聚態(tài)物理和材料科學(xué)共同關(guān)注的重要研究課題［1—8］．該過程對(duì)重力水平比較敏感，這是由于偏晶合金發(fā)生相分離以后，兩液相的密度相差較大，最終形成宏觀偏析或組元分層的凝固組織形態(tài)．偏晶合金一旦形成均勻彌散分布的組織，在工業(yè)領(lǐng)域有許多獨(dú)特的應(yīng)用，如二元Cu-Pb，Al-Bi，Al-Sn和Al-In等合金是自潤(rùn)滑耐磨材料或高溫超導(dǎo)材料．因此，人們希望利用快速凝固技術(shù)抑制由于重力引起的自然對(duì)流和Stokes運(yùn)動(dòng)等，從而得到均勻彌散分布的偏晶組織．

自由落體方法和單輥急冷技術(shù)是實(shí)現(xiàn)合金熔體快速凝固的兩種重要方法．在落管中，合金液滴自由下落時(shí)處于微重力和無容器狀態(tài)，通過與惰性氣體的對(duì)流換熱以及輻射散熱實(shí)現(xiàn)快速凝固．然而，僅僅消除重力并不能保證獲得均勻彌散的組織結(jié)構(gòu)，其他非重力控制因素諸如Marangoni對(duì)流和Ostwald熟化等物理過程也制約著偏晶合金的相分離．單輥急冷技術(shù)可使合金熔體獲得較大的冷卻速率，實(shí)現(xiàn)快速形核與生長(zhǎng)，從而最大限度地縮短合金熔體的液相分離和液固相變時(shí)間，有利于獲得均勻彌散的組織結(jié)構(gòu)．目前對(duì)偏晶合金的研究大多數(shù)集中在二元合金．三元偏晶合金由于通常相圖信息不完整，并且其凝固過程更為復(fù)雜，研究結(jié)果相對(duì)較少［3，9—11］，其相分離和微觀組織演化機(jī)理尚待進(jìn)一步探索．

本文選取三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金作為研究對(duì)象進(jìn)行自由落體實(shí)驗(yàn)和單輥急冷實(shí)驗(yàn)，旨在研究該偏晶合金的液相分離與快速凝固組織特征，通過分析合金熔體的傳熱特性，揭示其凝固組織的形成機(jī)理．

2.實(shí)驗(yàn)方法

三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的母合金試樣由高純Fe(99.99%)，Sn(99.999%)和Si(99.99%)在超高真空電弧爐中熔煉而成，每個(gè)試樣質(zhì)量約為1 g．

自由落體實(shí)驗(yàn)在3 m落管實(shí)驗(yàn)裝置中進(jìn)行．實(shí)驗(yàn)時(shí)將試樣放入16×150 mm底部開有0.3 mm噴嘴的石英試管中，并將試管安裝在落管真空室的頂部，抽真空至2.0×10－4Pa后反充體積比為4∶1的高純He(99.999%)和Ar(99.999%)的混合氣體至1×105Pa，利用高頻感應(yīng)加熱試樣至1800 K并保溫5 min，然后向試管內(nèi)吹入Ar氣，使液態(tài)合金霧化成微小的液滴．液滴在自由落體過程中快速凝固．

單輥急冷實(shí)驗(yàn)時(shí)，將試樣放入16×150 mm底部開有1 mm噴嘴的石英試管中，再將試管置入真空室中輥輪頂部，抽真空至2.0×10－4Pa后反充高純Ar(99.999%)氣，使用高頻感應(yīng)加熱試樣至1800 K并保溫5 min，向試管內(nèi)吹入高壓Ar氣，液態(tài)合金迅速噴敷在高速旋轉(zhuǎn)的銅輥表面．選取10，20，30，40和50 m/s五個(gè)輥速進(jìn)行實(shí)驗(yàn)．

實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，將合金試樣進(jìn)行鑲嵌和拋光．采用WCT-1/2 D型差熱分析儀測(cè)定合金的熱力學(xué)性質(zhì)，用Rigaku D/max 2500V型X射線衍射儀和FEI Sirion型掃描電子顯微鏡對(duì)合金的相組成和微觀組織進(jìn)行分析，并用INCA Energy 300型電子能譜儀對(duì)合金的微區(qū)溶質(zhì)分布進(jìn)行研究．

3.實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析討論

3.1.常規(guī)條件下合金的凝固

圖1(a)中A點(diǎn)為Fe62.1Sn27.9Si10合金在三元Fe-Sn-Si相圖［13］中的位置，處于液液不混溶間隙內(nèi)．為了確定常規(guī)條件下合金的相組成，對(duì)采用超高真空電弧爐制備的母合金進(jìn)行X射線衍射分析，如圖1(b)所示．合金的微觀組織由αFe，(Sn)，F(xiàn)eSn2和FeSi等四個(gè)相組成．圖1(c)所示為合金的凝固組織全貌．可以看出，合金發(fā)生了嚴(yán)重的宏觀偏析，分離為富Fe區(qū)和富Sn區(qū)．能譜分析發(fā)現(xiàn)，富Fe區(qū)的成分點(diǎn)為Fe76Sn10.4Si13.6，即圖1 (a)中B點(diǎn)，大量的Si元素溶入了富Fe區(qū)，Si元素的含量高達(dá)13.6 at．%，而Sn元素的含量?jī)H為10.4 at．%．C點(diǎn)為富Sn區(qū)的成分點(diǎn)，在富Sn區(qū)中含有27.2 at．%的Fe元素和1.2 at．%的Si元素．通過分析可知，富Fe區(qū)的密度為7.0 g/cm3，富Sn區(qū)的密度為7.4 g/cm3．由于富Fe區(qū)與富Sn區(qū)密度差異較小，凝固過程中，熔體發(fā)生相分離后，在Stokes運(yùn)動(dòng)和表面偏析勢(shì)的作用下，形成富Sn相包裹富Fe相的結(jié)構(gòu)．圖1(d)所示為富Fe區(qū)的微觀組織形貌，大量富Sn相顆粒分布在αFe相基底上．由于合金中含有的FeSi相較少，所以凝固組織中難以找到，而富Sn區(qū)的微觀組織形態(tài)主要由以枝晶方式生長(zhǎng)的αFe相、偏晶小球中共生的αFe和(Sn)相以及FeSn2金屬間化合物相組成，如圖1 (e)和(f)所示．

圖1 Fe62．1Sn27．9Si10合金在三元Fe-Sn-Si相圖［12］中的位置及其常規(guī)條件下凝固組織(a)合金成分點(diǎn);(b) XRD圖譜;(c)—(f)組織形態(tài)

3.2.自由落體條件下快速凝固

3.2.1.相組成分析

采用DTA方法對(duì)三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金進(jìn)行熱分析，加熱和冷卻速率均為10 K/min，熱分析曲線如圖2(a)所示．可以看出，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的液相面溫度為1656 K，固相面溫度為495 K．

為了確定自由落體條件下合金的相組成，對(duì)三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金進(jìn)行X射線衍射分析，結(jié)果如圖2(b)所示．不同直徑液滴的微觀組織均由αFe，(Sn)和FeSn2等三個(gè)相組成．與常規(guī)條件下合金的相組成對(duì)比，在自由落體條件下沒有發(fā)現(xiàn)FeSi相，表明自由落體快速凝固抑制了FeSi相的形成．結(jié)合圖2(a)熔化曲線分析可知，495 K處的吸熱峰對(duì)應(yīng)(Sn)相的熔化:(Sn)→L2，L2為富Sn液相．隨后兩個(gè)吸熱峰分別對(duì)應(yīng)著FeSn2和FeSn相的分解: 786 K處FeSn2→FeSn+L2，1018 K處FeSn→αFe+L2．此后，1508 K處的強(qiáng)烈吸熱峰是αFe相熔化所引起的:αFe+L2→L1，L1為富Fe液相．隨著加熱過程的進(jìn)一步進(jìn)行，L1和L2兩液相在1656 K處形成均勻的Fe-Sn-Si合金熔體L:液液相變L1+L2→L．

圖2 三元Fe62．1Sn27．9Si10合金熱分析曲線和自由落體條件下合金的XRD圖譜(a)DTA曲線;(b)XRD圖譜

3.2.2.快速凝固組織特征

自由落體條件下三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金液滴直徑D在80—949μm之間，液滴的相分離特征顯著，形成富Fe區(qū)和富Sn區(qū)，如圖3所示．其中灰色相為富Fe相，白色相為富Sn相．為了描述液滴相分離的程度，定義相分離度τ=LSn/LFe為液滴中沿徑向富Sn區(qū)厚度LSn與富Fe區(qū)厚度LFe的比值．對(duì)液滴的相分離度τ與液滴直徑D的關(guān)系進(jìn)行了定量分析，結(jié)果如圖4(a)所示．當(dāng)液滴直徑D=949 μm時(shí)，相分離度τ=0.04，液滴表面僅有少量的富Sn相，宏觀偏析不明顯，組織結(jié)構(gòu)比較彌散．隨著液滴直徑的減小，相分離度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，液滴的相分離加?。?dāng)液滴直徑D=80μm時(shí)，相分離度τ達(dá)到最大值為0.47，液滴的相分離進(jìn)行得比較徹底，宏觀偏析十分嚴(yán)重，最終形成了殼核組織．

不同直徑液滴富Fe區(qū)的微觀組織也存在較大的差異．當(dāng)液滴直徑D=949μm時(shí)，大量富Sn相顆粒分布在富Fe區(qū)，其中基底相為αFe相．液滴在下落過程中其表面附近由于受急冷作用形成許多由外向內(nèi)部生長(zhǎng)的偏晶胞，偏晶胞交界處的組織比較粗大，內(nèi)部組織顯著細(xì)化．隨著液滴直徑的減小，富Fe區(qū)中較大尺寸的富Sn相顆粒逐漸減少，偏晶胞在富Fe區(qū)所占的體積分?jǐn)?shù)fm增大，如圖4(b)所示．當(dāng)液滴直徑D=80μm時(shí)，偏晶胞的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到最大值為97%，大量(Sn)相顆粒彌散分布在αFe相基底上，富Fe區(qū)的微觀組織顯著細(xì)化．

圖3 三元Fe62．1Sn27．9Si10偏晶合金液滴的凝固組織形態(tài)(a)D=949μm;(b)D=344μm;(c)D=80μm

圖4 相分離度和偏晶胞的體積分?jǐn)?shù)與液滴直徑的關(guān)系(a)相分離度;(b)偏晶胞的體積分?jǐn)?shù)

3.2.3.液滴傳熱分析

液滴在自由落體過程中，傳熱方式對(duì)偏晶合金的相分離與微觀凝固組織具有重要的影響．液滴熱量的傳輸主要依賴向周圍氣體的對(duì)流和輻射［13］．因?yàn)樘幱跓o容器狀態(tài)，液滴內(nèi)部具有對(duì)稱的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)．然而，由于液滴下落的時(shí)間很短，不同直徑液滴的凝固時(shí)間也不同，故很難直接測(cè)定液滴在下落過程中的溫度．為了深入探討液滴溫度變化與其相分離和快速凝固組織之間的關(guān)系，對(duì)合金液滴在下落過程中的冷卻速率進(jìn)行計(jì)算．對(duì)于微小液滴，可以只考慮其內(nèi)部熱傳導(dǎo)，而忽略其內(nèi)部對(duì)流，則合金液滴在極坐標(biāo)系下的傳熱方程為

液滴在自由落體條件下的初始條件和邊界條件分別為

液滴內(nèi)部溫度梯度為

式中α和λ分別為液態(tài)合金的熱擴(kuò)散系數(shù)和導(dǎo)熱系數(shù)，T0為液滴下落初始溫度，Te為環(huán)境溫度，D為液滴的直徑，Ts為液滴表面溫度，h為液滴與環(huán)境的對(duì)流換熱系數(shù)［14］，εh為液滴的表面輻射系數(shù)，σSB為Stefan-Boltzmann常數(shù)．

根據(jù)(1)—(4)式計(jì)算了自由落體條件下不同直徑液滴表面冷卻速率隨時(shí)間的變化以及液滴內(nèi)部溫度梯度沿徑向的變化，如圖5所示．理論計(jì)算所用物性參數(shù)列于表1．當(dāng)液滴直徑D=949μm時(shí)，下落初始時(shí)刻液滴表面冷卻速率vc=2.1×103K/ s．溫度梯度是由于液滴在自由下落過程中其表面和內(nèi)部散熱方式不同所引起的．液滴表面與環(huán)境惰性氣體直接對(duì)流換熱并輻射散熱而優(yōu)先冷卻．液滴內(nèi)部熱量的散發(fā)主要依賴于熱傳導(dǎo)，冷卻滯后于表面．所以，溫度梯度在液滴表面處最大，并沿中心方向逐漸減小至零．液滴下落0.155 s，表面溫度為1501 K時(shí)，表面溫度梯度GL=－2.0×10－2K/μm．液滴表面與內(nèi)部熱量散失的差異使得富Fe區(qū)呈現(xiàn)出不同的微觀組織形態(tài)．靠近液滴表面的富Fe相由于受急冷作用較大，形成許多由液滴表面附近向內(nèi)部生長(zhǎng)的偏晶胞，偏晶胞內(nèi)部的組織比較細(xì)密．由此可見，偏晶胞是快速凝固的產(chǎn)物，而液滴的中心部位主要為大量富Sn相顆粒分布在αFe相上，組織比較粗大，該粗大組織是慢速凝固的產(chǎn)物．隨著液滴直徑的減小，液滴的冷卻速率和溫度梯度均呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，富Fe區(qū)偏晶胞的體積分?jǐn)?shù)也隨之增大．可見，冷卻速率和溫度梯度的增大促進(jìn)偏晶胞的生長(zhǎng)，使得偏晶胞在凝固過程中保持著較大的生長(zhǎng)速率，而偏晶胞的快速生長(zhǎng)使得富Fe區(qū)的微觀組織明顯細(xì)化．當(dāng)液滴直徑D=80μm時(shí)，下落初始時(shí)刻液滴表面冷卻速率vc=2.5×105K/s，冷卻速率的增大使得液滴下落0.003 s時(shí)表面溫度就降到1501 K，表面溫度梯度GL=－0.12 K/μm，偏晶胞的體積分?jǐn)?shù)fm=97%，偏晶胞幾乎占據(jù)了整個(gè)富Fe區(qū)，富Fe區(qū)的微觀組織顯著細(xì)化．因此，冷卻速率和溫度梯度對(duì)液滴富Fe區(qū)的微觀組織結(jié)構(gòu)具有重要的影響．

圖5 三元Fe62．1Sn27．9Si10偏晶合金液滴表面冷卻速率隨時(shí)間的變化和溫度梯度沿徑向的變化(a)表面冷卻速率; (b)—(d)溫度梯度

溫度梯度不僅促進(jìn)富Fe區(qū)偏晶胞的生長(zhǎng)，而且使得液滴內(nèi)部產(chǎn)生熱毛細(xì)效應(yīng)．熱毛細(xì)效應(yīng)和表面偏析勢(shì)是液相分離的重要驅(qū)動(dòng)力［7］．合金熔體液相分離過程中，熱毛細(xì)效應(yīng)使得富Sn相小液滴作Marangoni遷移，呈現(xiàn)向液滴中心運(yùn)動(dòng)的趨勢(shì)，而表面偏析勢(shì)使得富Sn相小液滴向液滴表面運(yùn)動(dòng)．當(dāng)液滴直徑D=949μm時(shí)，熱毛細(xì)效應(yīng)和表面偏析勢(shì)驅(qū)動(dòng)的富Sn相小液滴的運(yùn)動(dòng)不明顯．受表面偏析勢(shì)的作用，液滴表面僅有少量的富Sn相．隨著液滴直徑的減小，溫度梯度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)，使得富Sn相小液滴的Marangoni遷移速率增大．當(dāng)液滴直徑D=344 μm時(shí)，液滴中心部位富Sn相小液滴的運(yùn)動(dòng)主要由熱毛細(xì)效應(yīng)支配．這使得富Sn相小液滴呈現(xiàn)出明顯的向中心運(yùn)動(dòng)趨勢(shì)．而液滴表面附近處富Sn相小液滴的運(yùn)動(dòng)主要受表面偏析勢(shì)作用，大量的富Sn相小液滴向液滴表面運(yùn)動(dòng)，使得合金液滴的相分離加劇，最終形成了殼核組織．隨著液滴直徑的繼續(xù)減小，液滴直徑D=80μm時(shí)，富Sn相小液滴的運(yùn)動(dòng)主要受表面偏析勢(shì)作用，最終導(dǎo)致液滴的相分離進(jìn)行得比較徹底，宏觀偏析十分嚴(yán)重．由此可見，Marangoni遷移和表面偏析勢(shì)對(duì)液滴的相分離和最終的宏觀凝固組織形態(tài)起著顯著的主導(dǎo)作用．

表1 理論計(jì)算所用物性參數(shù)［15］

3.2.4.溶質(zhì)截留效應(yīng)

圖6為αFe相中溶質(zhì)Si和Sn含量隨液滴直徑的變化關(guān)系．溶質(zhì)Si的含量隨液滴直徑的減小變化趨勢(shì)較為平緩，而Sn含量隨液滴直徑的減小而增大．當(dāng)液滴直徑D=949μm時(shí)，αFe相中Sn的固溶度為1.41 at．%．隨著液滴直徑減小，冷卻速率增大，Sn的固溶度呈現(xiàn)上升趨勢(shì)．當(dāng)液滴直徑D=80μm時(shí)，Sn的固溶度達(dá)到8.43 at．%．可見，在自由落體條件下，液滴冷卻速率的增大使得溶質(zhì)Sn被固液界面快速俘獲，從而發(fā)生顯著的溶質(zhì)截留效應(yīng)．

圖6 αFe相中溶質(zhì)含量隨液滴直徑的變化關(guān)系

3.3.單輥急冷條件下快速凝固

3.3.1.相組成分析

為了確定單輥急冷條件下合金的相組成，對(duì)不同輥速下所獲得的合金條帶進(jìn)行X射線衍射分析，如圖7所示．結(jié)果表明，不同輥速下合金條帶的凝固組織均由αFe，(Sn)，F(xiàn)eSn和FeSn2等四個(gè)相組成．與自由落體條件下合金的相組成對(duì)比，發(fā)現(xiàn)單輥急冷條件下合金的相組成中增加了FeSn相．

圖7 三元Fe62．1Sn27．9Si10偏晶合金條帶的XRD圖譜

3.3.2.快速凝固組織特征

單輥急冷實(shí)驗(yàn)中，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金條帶的厚度隨輥速的增大而降低，當(dāng)輥速為10 m/s時(shí)，合金條帶的厚度為80μm，當(dāng)輥速增加到50 m/s時(shí)，合金條帶的厚度只有13μm．

圖8所示為不同輥速下三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金條帶的快速凝固組織形貌．圖8(a)為輥速Vr=10 m/s時(shí)合金條帶的凝固組織形態(tài)，分層宏觀偏析特征非常明顯，包括灰色的富Fe區(qū)和白色的富Sn區(qū)，呈現(xiàn)出九層結(jié)構(gòu)，在富Fe區(qū)分布有大量顆粒狀(Sn)固溶體相．(Sn)相的顆粒尺寸隨著離輥面距離的增大而呈現(xiàn)上升趨勢(shì)．隨著輥速的增大，合金條帶的宏觀組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了顯著變化．當(dāng)Vr=30 m/s時(shí)，大量的富Sn相在合金條帶自由面附近凝固，宏觀組織呈現(xiàn)出兩層結(jié)構(gòu)，宏觀偏析減弱，輥面處的富Fe相由于受銅輥急冷作用較大，形成厚度約5μm的急冷細(xì)晶區(qū)．當(dāng)Vr=50 m/s時(shí)，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金條帶的凝固特征表現(xiàn)為無分層的組織結(jié)構(gòu)，偏晶胞布滿了整個(gè)試樣，如圖8(c)所示，(Sn)相的顆粒尺寸隨著離輥面距離的增大而增大．可見，隨著輥速的增大，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金宏觀相分離在很大程度上受到抑制，可以獲得無宏觀偏析組織結(jié)構(gòu)．

圖8 三元Fe62．1Sn27．9Si10偏晶合金條帶的快速凝固組織形態(tài)(a)Vr=10 m/s;(b)Vr=30 m/s;(c)Vr=50 m/s

3.3.3.條帶傳熱分析

在單輥急冷實(shí)驗(yàn)中，直接測(cè)定合金條帶的冷卻速率存在一定的難度．為了揭示冷卻速率與三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金急冷快速凝固組織的相關(guān)性，將Navier-Stokes方程、熱傳導(dǎo)方程和連續(xù)方程相耦合［16］，對(duì)合金條帶的冷卻速率進(jìn)行理論計(jì)算．

Navier-Stokes方程為

熔體和固體的熱傳導(dǎo)方程分別為

連續(xù)性方程為

計(jì)算中采用表觀熱容法［17］計(jì)入結(jié)晶潛熱對(duì)合金凝固過程的影響，具體計(jì)算方法和過程及方程說明詳見文獻(xiàn)［17］，理論計(jì)算所用物性參數(shù)列于表1．基于(5)—(9)式計(jì)算了不同輥速下合金條帶的溫度變化，結(jié)果如圖9所示．可以看出，合金熔體受銅輥的急冷作用，溫度迅速下降，繼而因大量結(jié)晶潛熱的釋放出現(xiàn)溫度平臺(tái)，而后由于銅輥的快速吸熱，溫度繼續(xù)降低，直至合金完全凝固．隨著輥速的增大，合金熔體的溫度急劇降低，合金初始時(shí)刻的冷卻速率νc從1.1×107增大至6.5×107K/s，顯著大于自由落體條件下液滴的冷卻速率．冷卻速率的增大使得凝固過程中FeSn+L2→FeSn2包晶反應(yīng)受到抑制，從而使FeSn相保存下來．因此，單輥急冷和自由落體條件下合金冷卻速率的差異對(duì)合金凝固組織的相組成具有重要的影響．

圖9 不同輥速下合金條帶的溫度隨時(shí)間的變化

冷卻速率不僅影響三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金凝固組織的相組成，而且制約著合金的液相分離和快速凝固組織．當(dāng)輥速Vr=10 m/s時(shí)，初始時(shí)刻的冷卻速率vc=1.1×107K/s，合金熔體受銅輥的急冷作用，溫度迅速下降，發(fā)生液相形核和相分離，形成富Sn相液滴．隨著時(shí)間的推移，富Sn相液滴的數(shù)量逐漸增多．與此同時(shí)，富Fe液相在輥面驅(qū)動(dòng)的剪切力作用下沿切線方向運(yùn)動(dòng)，而富Sn相液滴也被富Fe液相帶動(dòng)沿該方向運(yùn)動(dòng)．在運(yùn)動(dòng)過程中，夾在液膜之間的富Sn相液滴由于其上下界面剪切速率不同，會(huì)受到上下兩層液膜剪切力的作用．而剪切力的作用使得富Sn相液滴之間的距離變短，富Sn相液滴碰撞聚合或搭接凝并，從而形成體積較大的板條狀富Sn相液區(qū)．富Fe液相夾在兩液區(qū)之間，最終凝固形成九層結(jié)構(gòu)，宏觀偏析十分顯著．隨著輥速的增大，冷卻速率增大，合金熔體的液相分離時(shí)間縮短．熱量的快速散失不僅使得合金熔體內(nèi)部液相流動(dòng)受到抑制，而且使得富Sn相液滴的Stokes運(yùn)動(dòng)等相分離機(jī)理受到較大抑制．當(dāng)輥速Vr=30 m/s時(shí)，初始時(shí)刻的冷卻速率vc=3.6×107K/s，合金條帶的宏觀偏析減弱．富Fe液相以偏晶胞的方式凝固．輥面處富Fe液相受銅輥急冷作用較大，組織顯著細(xì)化．而自由面處合金熔體受銅輥急冷作用有所減小，冷卻速率降低．這使得自由面附近的富Sn液相有較長(zhǎng)的時(shí)間碰撞凝并，最終形成上下分層的結(jié)構(gòu)．當(dāng)輥速Vr=50 m/s時(shí)，初始時(shí)刻的冷卻速率vc=6.5×107K/s，大的冷卻速率使得合金條帶未產(chǎn)生宏觀偏析，凝固特征表現(xiàn)為偏晶胞布滿整個(gè)試樣．可見，冷卻速率的增大促進(jìn)偏晶胞快速生長(zhǎng)．然而，隨著離輥面距離的增大，冷卻速率逐漸減小，富Sn相有更長(zhǎng)的時(shí)間生長(zhǎng)．最終在凝固組織中，顆粒狀(Sn)相的尺寸隨著離輥面距離的增大而增大．由此可知，冷卻速率對(duì)合金的凝固組織具有重要的影響，而提高冷卻速率是獲得無宏觀偏析組織的重要物理?xiàng)l件．

3.3.4.溶質(zhì)截留效應(yīng)

圖10所示為αFe相中溶質(zhì)Si和Sn含量與輥速的關(guān)系．可見，輥面附近和自由面附近的αFe相中溶質(zhì)Si和Sn含量均隨著輥速的增大而增大．由于輥面附近合金熔體受銅輥的急冷作用較大，所以在相同輥速下，輥面附近αFe相中溶質(zhì)的含量明顯高于自由面附近溶質(zhì)的含量．當(dāng)輥速Vr=50 m/s時(shí)，αFe相中溶質(zhì)Si和Sn最大固溶度分別為18.64at.%Si和11.84at．%Sn，顯著大于自由落體條件下αFe相中溶質(zhì)的最大固溶度．分析結(jié)果表明，單輥急冷快速凝固中，隨著輥速的增大，冷卻速率提高，αFe相發(fā)生顯著的溶質(zhì)截留效應(yīng)．

圖10 αFe相中溶質(zhì)含量隨輥速的變化關(guān)系(a)Si含量; (b)Sn含量

4.結(jié)論

1.常規(guī)條件下，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的微觀組織由αFe，(Sn)，F(xiàn)eSn2和FeSi等四個(gè)相組成．在Stokes運(yùn)動(dòng)和表面偏析勢(shì)的作用下，合金的凝固組織呈現(xiàn)出富Sn相包裹富Fe相的結(jié)構(gòu)．

2.采用自由落體方法和單輥急冷技術(shù)實(shí)現(xiàn)了三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的快速凝固．XRD分析表明，不同直徑液滴的微觀組織均由αFe，(Sn)和FeSn2等三個(gè)相組成，而合金條帶的相組成中增加了FeSn相．這是由于單輥急冷條件下合金的冷卻速率較大，凝固過程中FeSn+L2→FeSn2包晶反應(yīng)受到抑制，F(xiàn)eSn相被保存下來．

3.自由落體條件下，隨著液滴直徑減小，液滴冷卻速率和溫度梯度均呈現(xiàn)上升趨勢(shì)．在單輥急冷條件下，隨著輥速的增大，合金初始時(shí)刻的冷卻速率從1.1×107增大至6.5×107K/s．

4.自由落體條件下，隨著液滴直徑減小，液滴的宏觀偏析加劇，富Fe區(qū)偏晶胞快速生長(zhǎng)．分析結(jié)果表明，合金液滴的凝固組織由冷卻速率、溫度梯度、Marangoni遷移和表面偏析勢(shì)共同決定．

5.單輥急冷條件下，隨著輥速的增大，合金熔體的液相分離時(shí)間縮短，熔體內(nèi)部的液相流動(dòng)和相分離受到抑制．條帶的宏觀凝固組織發(fā)生“九層結(jié)構(gòu)→兩層結(jié)構(gòu)→無分層結(jié)構(gòu)”的轉(zhuǎn)變，而輥速的增大也促進(jìn)偏晶胞的生長(zhǎng)．

6.αFe相在快速凝固過程中發(fā)生顯著的溶質(zhì)截留效應(yīng)．由于單輥急冷條件下合金條帶的冷卻速率明顯大于自由落體條件下液滴的冷卻速率，故單輥急冷快速凝固αFe相中的溶質(zhì)含量顯著高于自由落體快速凝固αFe相中的溶質(zhì)含量．

在實(shí)驗(yàn)和分析過程中得到鄢振麟、耿德路、周凱、泰偉業(yè)和張波等同事的有益幫助，在此一并致謝．

［1］Gonnella G，Lamura A，Piscitelli A，Tiribocchi A 2010 Phys．Rev．E 82 046302

［2］Chung H J，Composto R J 2004 Phys．Rev．Lett．92 185704

［3］Wang W L，Zhang X M，Qin H Y，Wei B 2009 Phil．Mag．Lett．89 11

［4］Mirkovi'c D，Gr bner J，Schmid-Fetzer R 2008 Acta Mater．56 5214

［5］Puri S，Binder K 2001 Phys．Rev．Lett．86 1797

［6］Li H L，Zhao J Z 2008 Appl．Phys．Lett．92 241902

［7］Liu X R，Wang N，Wei B B 2005 Acta Phys．Sin．54 1671(in Chinese)［劉向榮、王楠、魏炳波2005物理學(xué)報(bào)54 1671］

［8］Zhou F M，Sun D K，Zhu M F 2010 Acta Phys．Sin．59 3394 (in Chinese)［周豐茂、孫東科、朱鳴芳2010物理學(xué)報(bào)59 3394］

［9］Pawar N，Bohidar H B 2010 Phys．Rev．E 82 036107

［10］Kaban I G，Hoyer W 2008 Phys．Rev．B 77 125426

［11］Das S K，Puri S 2002 Phys．Rev．E 65 026141

［12］Raghavan V 1987 Phase Diagram of Ternary Iron Alloys(U．S．A:ASM International)p1168

［13］Rogers J R，Davis R H 1990 Metall．Mater．Trans．A 21 59

［14］Bird R B，Stewart W E，Lightfoot E N 2002 Transport Phenomena(New York:John Wiley and Sons Inc)p863

［15］Gale W F，Smithells C J，Totemeier T C 2004 Smithells Metals Reference Book(Oxford:Elsevier Butterworth-Heinemann)p8-1

［16］Xu J F，Wei B B 2004 Acta Phys．Sin．53 1909(in Chinese)［徐錦鋒、魏炳波2004物理學(xué)報(bào)53 1909］

［17］Poirier D，Salcudean M 1988 J．Heat Transfer 110 56

Formation mechanism of layered microstructure and monotectic cellwithin rapidly solidified Fe62．1Sn27．9Si10alloy*

Li Zhi-Qiang Wang Wei-Li Zhai Wei Wei Bing-Bo
(Department of Applied Physics，Northwestern Polytechnical University，Xian 710072，China)
(Received 13 October 2010;revised manuscript received 13 November 2011)

Ternary Fe62．1Sn27．9Si10monotectic alloy is rapidly solidified in drop tube with the freely-falling-body techniqual and with melt spinning method separately．The phase separation，the microstructure characteristics，and the heat transfer of this alloy are investigated theoretically．Under free fall condition，the core-shell structure with two layers is formed because of Marangoni migration and surface segregation，where the Sn-rich phase is always located at droplet surface and the Fe-rich phase in the center．With the decrease of droplet diameter，both cooling rate and temperature gradient increase quickly，which facilitates the rapid growth of monotectic cell．With the increase of wheel speed，the cooling rate of alloy ribbon increases from 1.1×107to 6.5×107K/s，the fluid flow and the phase separation are suppressed to a great extent，and the“nine layers→two layers→no layer”structural transition occurs during the rapid solidification of Fe62．1Sn27．9Si10alloy obtained by the melt spinning method．Meanwhile，the FeSn+L2→FeSn2peritectic transformation is also suppressed，thus resulting in different phase constitutions as compared with the case of free fall condition．The energy dispersive spectroscopy(EDS)analysis reveals that theαFe phase exhibits a conspicuous solute trapping effect during rapid solidification．

*Project supported by the National Natural Science Foundation of China(Grant No．50971105)and Fundamental Research Foundation of Northwestern Polytechnical University，China(Grant No．JC201050)．

Corresponding author．E-mail:bbwei@nwpu．edu．cn

Fe-Sn-Si monotectic alloy，phase separation，rapid solidification，solute trapping

*國家自然科學(xué)基金(批準(zhǔn)號(hào):50971105)和西北工業(yè)大學(xué)基礎(chǔ)研究基金(批準(zhǔn)號(hào):JC201050)資助的課題．

．E-mail:bbwei@nwpu．edu．cn

PACS:81．05．Bx，64．70．Ja，81．30．－t，81．10．－h(huán)