铝含量大于2%的铸造镁合金在凝固过程中易形成由α-Mg和β-Mg₁₇Al₁₂组成的共晶组织。随着冷却速度和合金元素含量的增加，它们的形貌由完全离异共晶转变到片层共晶组织。β相对Mg-Al合金力学性能和电化学性能的重要性已在多项研究中得到讨论。由于金属间化合物β属于脆性相且电化学活性比α相高，因此控制共晶成分的含量、分布、形状及其整体形貌是优化合金性能和耐蚀性的关键。此外，初生α相间的枝晶液中β相的形核和长大发生在凝固后期，与热裂密切相关。然而，目前关于定量比较不同冷却条件下的Mg-Al合金凝固组织及其演变过程的研究较少。

最近，韩国材料科学研究所Joo-hee Kang博士和德国波鸿大学Ingo Steinbach教授等人通过对凝固过程中的熔体进行直接温度测量，研究比较了含铝量为5-15%（均为at. %）的等轴Mg-Al合金在不同冷却速度下的部分离异共晶组织。通过光学显微镜对整体铸件的显微结构进行观察，并通过透射电子显微镜（TEM）对相和晶粒进行全面的分析研究。采用相场法模拟了残余液相枝晶凝固过程中形成的部分离异共晶组织，并与实验组织进行了对比。

在图1所示的具有不同Al含量和冷却速率的试样铸态显微组织中，随着Al含量和冷却速率的增加，等轴晶粒细化明显。Al的加入促进了初生α_p枝晶间β和α_e组成的共晶组织。对于图1（a）和图2中含Al量为5%、10%和15%的样品，其快速冷却条件下的共晶区分数与基于Thermo-Calc软件TCMG2数据库Scheil-Gulliver凝固模型计算出的固体分数（7%、18%和31%）吻合良好。实际共晶分数还取决于冷却速率，因为在扩散控制型共晶凝固中，相变由溶质扩散控制。作者的前期工作采用相场模型研究了冷却速率对共晶体积分数的影响，本研究则重点关注铝含量对（部分）离异共晶组织到偶联共晶组织的形态变化影响。如图2所示，在SEM显微照片中，亮区表示β相，暗区表示α相。深色α相内β相周围的浅色区域表明Al在枝晶间富集，并经常转变为连续和不连续的析出相。随着Al含量的增加，共晶形态从完全离异结构（5% Al）变为部分离异结构（10%-15% Al）。即使合金的初始成分（5% Al）远低于Al在α相中的最大溶解度极限（共晶温度下为11%），α_p枝晶间液相中Al的细微偏析也允许β相的形成。随着Al含量的增加，共晶组织逐渐由孤立的球状晶粒向相互连接的网状组织转变。图2（a）中β晶粒的凸曲状转变为图2（b）中的凸凹混合结构，最终转变为图2（c）中的全凹结构，这表明凸形β晶粒的凝固在α_p枝晶到达它们之前就已经完成。还值得注意的是，β的晕圈沿共晶区的周边形成。

图1 (a) PM显微照片显示了对应于不同Al含量和冷却速率的铸态晶粒形态；（b）在熔体中直接测量的试样的冷却曲线

图2 含有（a）5% Al（b）10% Al（c）15% Al的快速冷却试样的初晶和共晶显微组织的SEM显微照片

β晶粒的尺寸可以通过比较图3所示的EBSD取向图和相图来分析估计。图3（a，b）中孤立的和部分连接的β晶粒作为单个晶粒长大到约20 μm。相反，图3（c）中跨越数十微米的共晶网络由多个β晶粒组成。由于EBSD分析的有效分辨率限制，β晶粒内的α_e晶粒在低倍EBSD分析中是不可见的。然而，图4中15% Al样品的大面积EBSD图和β晶粒的相应（001）和（110）极图证实，β晶粒的取向没有显著差异。这种相似但离散的β取向分布可能是由于局部受限热条件下的独立成核事件。在共晶区多个晶粒上拉伸的β晕可以用β相沿α_p周边的优先生长来解释，在α_p周边，从生长的α_p前沿排出的Al堆积起来。β相通过消耗液体中的Al而生长，并减少熔体的Al成分，从而允许以共晶方式形成α_e。图5中10% Al样本的部分离异生长β和α_e的EDS成分分布图显示了Al元素在α_p/β边界的平滑过渡。

图3 EBSD方向图（a-c）和相位图

（d-f，红色：α相，蓝色：（a，d）5% Al（b，e）10% Al（c，f）15% Al的β相）

图4 15% Al样品的大面积EBSD图（a）相图（红色：α相，蓝色：β相），（b）取向图（c），以及（b）中β的（001）和（110）极图

图5 10% Al试样中β晶粒的EDS成分分布

在Mg合金中，通常采用增加冷却速率、降低Al含量和增加Zn含量以减少在凝固结束时形成的共晶区域，达到促进形成离异共晶的目的。同时，受分辨率的限制，仅提供了少量可以区分离异共晶和孤立的耦合生长的证据。除了规则的共晶形态外，孤立的次生相（在这种情况下为α_e）可以以共晶方式生长，具有棒状/不规则片状形状。离异共晶除了分离生长外，很少包含两个共晶相之间的相互作用，如溶质交换或取向关系（OR）。文献综述表明，在固-固相变和定向凝固中，α晶界或α体中存在高度非球形β晶粒，具有六种优先OR。为了检验共晶β和α_e晶粒之间可能存在的OR，使用EBSD在10% Al试样的部分离异共晶区检验了7个已报道的OR。在图6（b-h）中，每个图中的红线表示具有OR的匹配边界，灰线表示不具有OR的相边界。EBSD结果表明，面和方向均在5度公差范围内，共晶β和α_e相之间不具有已报道的OR关系。而α_p和β相显示出一些匹配的OR，如图6中的白色箭头所示，这对应于固态中的析出相。

图6 α相和β相之间的7个OR：（a）10% Al样品中部分分离共晶区的EBSD相图（b）Pitsch-Schrader OR（c）Burgers OR（d）Crawley OR（e）Porter OR（f）Potter OR（g）Gjönnes-Östmoe OR（h）Ryum OR

对图6中试样表面上的40个α_e晶粒以及表面下的3个晶粒（相对于相邻的α_p和β晶粒）进行了进一步分析。图7（a）中埋藏在表面下的α_e晶粒的SADP显微照片显示，晶粒1和2靠近[0001]晶带轴，但在平面内彼此旋转了2.18°。相反地，颗粒3的c轴相对于光束入射方向以及颗粒1和2的c轴稍微错位。图7（a）中α_e晶粒内部的晶带轴图案也表明这些晶粒具有不同的取向。图7（d）显示了图7（a）中α_e附近的α_p和β晶粒的SADP显微照片。

图7所示的取向分析αe晶粒(点1-8)对αp晶粒(9):(a) TEM显微照片取自表面以下的示意图说明FIB采样和(b) EBSD取向地图。的点划红线表示FIB切片平面和R表示一个参考点的FIB抽样(c) SADP三αe晶粒α-tilt:−1.8°和β问:−2.8°，(d) SADPαeαp和β的晶粒，(e)相对取向代表的单位细胞α阶段，和(f)(0001)极图αe晶粒(b)

当将表面上α_e晶粒的取向与图7（b）中标记为点9的相邻α_p晶粒进行比较时，每个α_e晶粒都显示出较高的取向差角，最大值为65°，如图7（f）中的（0001）极图所示。在图7（e）中，TEM和EBSD分析中确定的α_e晶粒的相对取向用六边形晶胞表示。α_e晶粒间的这种弱相关性表明β和α_e晶粒的形核和生长是非交互的，这是离异共晶形态的关键因素。虽然每个α_e晶粒都有不同的取向，但一些相邻的晶粒在几度范围内表现出相关的排列，这可能是类似于图4（c）中β晶粒的相似热条件的结果。离异共晶中溶质交换的缺乏决定了α_e晶粒在成分和形状方面的特征形态。图8比较了α_e和α_p晶粒之间的Al元素分布，显示α_e晶粒内的Al元素分布均匀，低于共晶成分（图8（a））。相反，图8（b）显示，由于生长的α_p前沿排斥溶质，Al在最后凝固区域富集。在共晶凝固过程中，如果生长的β相消耗足够的Al，并且液体中的Al浓度降至共晶成分以下，则可促进α_e相的形核。当α_e相与β相协同生长时，在相邻的α_e和β晶粒中观察到浓度的逐渐变化，在α/β边界处的Al浓度最高，如图5和图8（b）所示。然而，图8（a）中α_e/β界面上的急剧浓度变化和Al的扁平分布表明，离异共晶中α_e和β在没有溶质交换的情况下生长。

图8 使用EDS测量的沿白色虚线的Al和Mg分布（a）αe和β晶粒具有平坦的浓度分布，（b）αp和β晶粒显示出朝向枝晶生长方向的平滑Al富集

为了理解离异共晶组织的协同生长和形核主导形成之间的竞争，进行了相场模拟。本研究集中于模拟共晶温度附近α_p枝晶间区域的残余液体。模拟从α_p相包围的共晶成分的残余液体开始。系统从共晶温度开始冷却，图1（b）中10% Al-Fast样品的冷却速率为25 K/s。当系统冷却时，α_p仍在增长。根据实验观察，β相的成核密度设定为α_e相的成核密度的1/10，并且所有细胞核被指定为随机和不相关的取向。如果热力学驱动力足以克服由相应的临界核直径设置下α_e和β相的成核障碍，则允许α_e和β相在整个液体中同时成核。一旦过冷度足够，β相的形核首先发生，并且少量晶粒开始在残余液体中生长，如图9所示。在图9（b）中可以观察到β相在α_p/液体界面的周边上生长，这是由于Al被生长的α_p排斥产生强烈偏析。由于Al在α相中的溶解度低于在液相中的溶解度，Al在α_p枝晶前方的富集导致β相沿α_p/液相界面优先生长。在β相沿α_p边界生长的过程中，冷却停止，由于潜热的释放，温度朝共晶温度的方向升高。同时，α_e相的形核也被激活，但由于热力学驱动力不足，没有发生实际形核。在α_e相成核开始之前，β相完全覆盖α_p/液体界面，如图9（c）所示，其方式类似于图7（b）中的实际微观结构。因此，模拟结果支持α_p和β相的协同生长，其中溶质交换是共晶凝固过程的第一阶段。随后，当α_p相的表面被β相完全覆盖时，α_p相的进一步生长受到限制，熔体中剩余的Al被消耗形成β相，降低了液体中的Al浓度。这使系统进入α_e相成核状态，完成图9（d-f）所示剩余液穴的共晶凝固过程。

图9 β相在共晶温度附近的液袋中形核和长大，随后αe相在残余液体中形核和长大。(a-c)β相在液体中随机成核，但优先沿着αp/液体界面的周边生长并完全覆盖它。(d-f) αe相的形核和生长导致完全凝固。剩余的液相着色为不透明的黄色

综上所述，在枝晶间凝固过程中，随着Al沿α_p/液相界面富集，共晶β相在α_p枝晶周围形成封闭的壳层。与α_p和β相之间存在明显的溶质交换形成对比的是，β相迅速覆盖α_p/液相界面后形成α_e相，从而抑制了α_p枝晶的进一步生长。在Mg-10%Al合金中，共晶区β和α_e晶粒间较弱的OR和明显的溶质浓度变化表明了非相互作用形核和部分离异共晶组织的生长。实验结果与相场模拟结果吻合良好。相场模拟成功地描述了α_p枝晶周围β相晕的形成，且部分离异共晶组织与实验观察一致。

该文章发表在《Journal of Magnesium and Alloys》2022年第10卷第6期：

[1] Joo-Hee Kang, Jiwon Park*, Kyung Song,Chang-Seok Oh, Oleg Shchyglo, Ingo Steinbach, Microstructure analyses and phase-field simulation of partially divorced eutectic solidification in hypoeutectic Mg-Al Alloys [J]. Journal of Magnesium and Alloys, 2022, 10(6): 1672-1679.

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本文采用电子背散射衍射、透射电子显微镜和相场模拟技术研究了亚共晶Mg-Al合金中α-Mg和β-Mg₁₇Al₁₂相的部分离异共晶组织结构，以及共晶α晶粒、共晶β相和初生α晶粒之间的取向关系。虽然共晶形态的数量主要由Al含量决定，但深入的微观结构分析和相场模拟表明，在初生α枝晶上生长的β相中，共晶α相的非交互形核和生长。相场模拟还显示了β相先形核，然后触发共晶α相在移动的β相凝固前沿形核，与实验中的显微组织分析结果相吻合。

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