共晶組織的形貌特征與形成機理

/共晶組織的形貌特征及形成機理探討黃繼龍M0５0314１32（上海工程技術大學材料工程學院.上海201620）摘要:共晶合金是一種被廣泛使用的鑄造合金,共晶組織的微觀形貌對合金的拉伸性能、斷裂韌性和疲勞裂紋擴展行為等力學性能有著重要影響。本文介紹了共晶組織的幾種常見微觀形貌;以及元素含量、冷卻速度等因素對共晶組織微觀形貌形成機理的影響，綜述了國內(nèi)外在此方面的研究進展，預測了今后的發(fā)展趨勢.關鍵詞:共晶組織;形貌特征；形成機理Themorpholoｇyｏfｅutecticorgaｎｉzatｉoncharacteristicｓandformａt(yī)ionmｅｃhａnismｉsｄiscｕssｅdHｕａngJｉ-Lｏng（CｏllｅgeoｆMaterｉａlsEｎgineeriｎｇ,ＳhａnghaiＵｎｉvｅrsityofＥngｉｎeeriｎgSciｅnce,Shaｎｇhai２016２0，Ｃhina)Abstrａct：eｕtｅｃticaｌloｙisakindofwideｌｙuｓeｄcａstingalloy，ｔhemicrostrｕctureoｆeutｅｃticorgａｎｉzaｔiｏnｏnthｅteｎsileprｏｐeｒtｉｅsoｆtheallｏy，tｈｅmechanicａｌpｒoｐertiessucｈaｓfrａcｔuｒetoｕgｈｎessaｎdfatigueｃraｃkｇrowthbeｈaviorhaｓimｐｏrtaｎtinfｌuｅnce．Ｔhispaperiｎtｒodｕcesｔheeutecｔiｃorgａniｚａｔionofsｅvｅｒａlｃommoｎmicrostruｃture;Ａndeｌｅmeｎtconｔentandｃooliｎgraｔｅoｎeuteｃｔicformａt(yī)iｏnｍeｃhanism，theinfluenｃeofthemicｒostructｕｒemorｐhｏlｏｇｙinthｉsaspeｃtｂothａｔhomeａndabroad,thepaｐersummarｉzedthｅresearchｐrogrｅsｓ,forecａststheｄeveloｐmeｎｔtrendinｔｈefutuｒｅ．?Keyｗoｒdｓ：eutｅctｉcoｒｇaniｚaｔｉｏn；Ａppearａnｃecｈaracteriｓtics；Theforｍaｔiｏnｍecｈaｎisｍ引言材料的性能取決于它的微觀組織.對于絕大多數(shù)金屬（合金)材料，微觀組織的變化主要包含在液相一固相以及固相一固相轉(zhuǎn)變過程中。過去人們?yōu)榱烁纳平饘伲ɑ蚝辖?的質(zhì)量,往往側(cè)重于研究工藝過程等外部因素對微觀組織影響。事實上，無論是液一固相變，還是固一固相變，都是極為復雜的非平衡過程隨著研究的深入,人們逐步認識到金屬(或合金)的相變過程為界面前沿的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏及界面微觀結(jié)構(gòu)等因素所控制。圖1為pｂ－Sｎ二元共晶相圖，圖中ＡEB為液相線，AＭENB為固相線，MF為Sn在ｐb溶解度曲線,也叫固溶度曲線,ＮG為Pb在Sn中的溶解度曲線。相圖中有三個單相區(qū):即液相L、固溶體α和固溶體β相。α相是Sn溶于pb中的固溶體,β相是ｐb溶于Sn中的固溶體。各個單相區(qū)之間有三個兩相區(qū),即L+α、L+β和α+β。在Ｌ+α、L+β與α＋β兩相區(qū)之間的水平線MEN表示α+β+L三相共存區(qū)。圖1pb-Sn二元共晶相圖在三相共存水平線所對應的溫度下，成分相當于E點的液相(）同時結(jié)晶出與Ｍ點相對應的和點所對應的兩個相,形成兩個固溶體的混合物。這種轉(zhuǎn)變的反應式是：。根據(jù)相律可知，在發(fā)生三相平衡轉(zhuǎn)變時，自由度等于零（F=2—3+1＝0），所以這一轉(zhuǎn)變必然在恒溫下進行，而且三個相的成分應為恒定值，在相圖上的特征是三個單相區(qū)與水平線只有一個接觸點,其中液相單相區(qū)在中間，位于水平線之上，兩端是兩個固相單相區(qū).這種在一定的溫度下，有一定成分的液相同時結(jié)晶出成分一定的兩個固相的轉(zhuǎn)變過程，稱為共晶轉(zhuǎn)變或共晶反應。共晶轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物為兩個固相的混合物,稱為共晶組織.相圖中的MＥN水平線稱為共晶線，E點稱為共晶點,E點對應的溫度稱為共晶溫度,成分對應于共晶點的合金稱為共晶合金,成分位于共晶點以左、M點以右的合金稱為亞共晶合金，成分位于共晶點以右、N點以左的合金稱為過共晶合金[１]。1．共晶組織形貌共晶組織的形態(tài)很多，按其中兩相的分布形態(tài),可將它們分為層片狀、棒狀(條狀或纖維狀）、球狀（短棒狀）、針片狀、螺旋狀等。共晶組織的形態(tài)受到多種因素的影響。近年來有人提出,共晶組織中兩個組成相的本質(zhì)是其形態(tài)的決定性因素。在研究純金屬結(jié)晶時已知，晶體的生長形態(tài)與固液界面的結(jié)構(gòu)有關.金屬的界面為粗糙界面,半金屬和非金屬為光滑界面。因此，金屬－金屬型的兩相共晶組織大多為層片狀或棒狀，金屬－非金屬型的兩相共晶組織通常具有復雜的形態(tài),表現(xiàn)為樹枝狀、針片狀或骨骼狀等[2]。盧錦堂[3]研究了冷卻速度對用于熱浸鍍辦的Ｚn-０24Ｎi合金共晶組織的影響.結(jié)果表明,在爐冷、空冷和鐵模水冷3種不同冷卻條件下,合金分別生成粗大的、細小的棒狀共晶和離異共晶組織。并對合金形成片狀、棒狀共晶和離異共晶的條件進行了討論。假定兩種不同形態(tài)的共晶體如圖2所示，邊長均為ａ,層片狀共晶體中（見圖2a）,β相片層間距與棒狀共晶體（見圖2b)β相圓棒的中心距均為，圓棒半徑為r。棒狀共晶體中，β圓棒的總數(shù)應為，圓棒表面總表面積為。層片狀共晶體片β層總數(shù)為，β片層表面總面積為。當兩種不同形貌的共晶體中，a—β界面面積相等時，=，即r＝,所以通過等式可以知道此時棒狀共晶β相所占體積分數(shù)為。因此,當β相所占體積分數(shù)小于，棒狀表面積較層片狀小，此時共晶為棒狀，反之共晶體應為層片狀。圖2片狀共晶及棒狀共晶組織示意圖就共晶成分的zn一0.２4Ni合金而言，在共晶溫度下，液相發(fā)生共晶反應:，形成（相+純鋅相)的共晶組織。由于爐冷接近平衡態(tài),根據(jù)Ｚn—Ｎi二元相圖，相中Ｎi的摩爾分數(shù)約為１0％，密度為7060ｋｇ/m3；相成分基本與純zn相同，密度為65２2ｋｇ/m3，可求得共晶相體積分數(shù)僅約為O.02，遠小于。所以，Ｚn-0.24Ni合金共晶組織中的共晶相以棒狀形態(tài)存在.２．影響共晶凝固組織的因素現(xiàn)以層片狀共晶組織來說明其形成過程,和純金屬及固溶體合金的結(jié)晶過程一樣,共晶轉(zhuǎn)變同樣要經(jīng)過形核和長大的過程，在形核時的兩個相中總有一個在先,一個在后，首先形核的相叫領先相.如果領先相是α,由于α相中的含錫量比液相中的少，多余的錫從晶體中排出，使頁面附近的液相中錫含量富集。這就給β相的形核在成分上創(chuàng)造了條件,而β相的形核又要排出多余的鉛，使界面前沿的液相中鉛含量富集，這又給α相的形核在成分上創(chuàng)造了條件，于是兩相就交替的形核和長大,構(gòu)成了共晶組織（圖3）。進一步的研究表明，共晶組織中的兩個相都不是孤立的，α片與α片、β片與β片分別互相聯(lián)系,共同構(gòu)成一個共晶領域，或稱為共晶團。這樣，兩個相就不需要反復形核,很可能是以“搭橋”的方式形成的。圖3層片狀交替形核生長2．1元素含量對共晶組織的影響馬濤［４］研究不同Cｕ含量的Al—Cu合金共晶組織的析出方式及形貌特征,為共晶合金凝固研究提供了參考.采用Ａl-2５％Ｃu和Aｌ-4０％Ｃu合金為研究對象。通過不同鑄型條件下合金的鑄態(tài)顯微組織,來探討初生a—Al及初生金屬間化合物相β—。以及共晶Al/的凝固行為。利用光學顯微鏡、掃描電鏡等儀器研究了Al—Cu合金中a—Al及β－AlzＣu相的生長行為,成分對共晶組織形貌的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在過共晶組織中，初生肌相形貌大部分有明顯的拐角,呈現(xiàn)小平面生長特性［５]。在ａ-Al與β－相共晶耦合生長時,β—擇優(yōu)生長特征削弱，與a—Al耦合生長呈現(xiàn)非小平面一非小平面生長［6].在亞共晶組織中．出現(xiàn)了β－包裹著初生a-Al相的暈圈組織。唐玲[７]利用OM和ＳEM等觀察不同銅含量Mg—Cu合金的鑄態(tài)共晶組織形貌，探討不同共晶組織的形成機理及相的小平面特性。結(jié)果表明，Ｍg-Cu亞共晶合金中共晶組織的數(shù)量隨銅含量的逐漸增加,初生相數(shù)量減少,且在Ｍg－15％Ｃu合金中出現(xiàn)了暈圈組織。在Mg-Cu合金系中有和兩種金屬問化合物相,以有棱有角的小平面生長,而以非小平面生長。夏鵬舉[8]利用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡、X射線衍射儀等設備研究了不同Aｌ含量的Ｍg-Ａl合金的鑄態(tài)共晶組織形貌，分析了不同共晶組織的形成機理及影響因素。結(jié)果表明,共晶生長時其領先相為β相；隨著Ａl含量的加，Mｇ－Al合金的共晶組織由離異共晶向粒狀、纖維狀和層片狀共晶轉(zhuǎn)變。圖4為不同Al含量Mg-Al合金試樣的XRD譜[９]，各成分鎂合金的組織主要由A和B兩相組成。根據(jù)兩相的最強衍射峰相對強度，采用K值法[10]，對各成分Mg－Ａl合金中的Ｂ相含量的計算結(jié)果見表１。固溶區(qū)的Ｍg—Aｌ合金隨著Al含量的增加,共晶組織增多，其形貌由完全離異狀向粒狀（部分離異)轉(zhuǎn)變。亞共晶Mg-Al合金隨著Al含量的增加,初生Ａ－Mg相減少，共晶組織增多，共晶組織形貌從粒狀向纖維狀和層片狀轉(zhuǎn)變。共晶組Ａl含量直接影響到凝固后期剩余共晶成分的液相率,是影響Mg—Ａl合金共晶形貌的主要因素。圖4Ｍg—Ａl合金鑄態(tài)組織的X射線衍射圖2。2冷卻速度對共晶組織的影響吳瓊［11]研究了在不同冷卻速度情況下Ｍg-Al合金的鑄態(tài)共晶組織形貌，實驗表明隨著冷卻速度的加快,共晶組織細化，初生a相發(fā)達。初生a枝晶顯著影響固溶區(qū)Mg－Ａl合金的共晶組織形貌。圖５分別Mg-27Aｌ和Mｇ—32Aｌ合金在砂型和金屬型中鑄造試樣的顯微組織，可以看出，隨著冷卻速度的加快,初生α—Ｍｇ相枝晶發(fā)達,共晶組織細化.冷卻速度對共晶組織形貌的影響有以下幾個方面：=1\＊ＧＢ３\＊MEＲＧＥＦORMAT①改變了初生樹枝晶的形態(tài);=2＼＊GB３＼＊MERGEFＯＲMAT②冷卻速度影響凝固的枝晶前沿液相的溶質(zhì)濃度分布梯度,進一步影響共晶組織的形核、長大；=3\＊ＧＢ3＼＊MＥＲＧEFＯＲMAＴ③快速冷卻將增加B相形核時的過冷度，影響共晶β相的形核（ａ）Mｇ-２７Al，砂型(b)Mg-２７Al,金屬型（ｃ)Mg-32Ａl,砂型（d）Mg-32Ａl，金屬型圖5Mg—27Al和Ｍg—３2Al合金的顯微組織高雪剛[1２］利用單輥甩帶方法［１3］制備Al—12。6Si多元合金快速凝固條帶，采用掃描電鏡、透射電鏡和DSＣ技術［１4]，研究了電解低鈦共晶鋁硅合金快速凝固組織形態(tài)、相結(jié)構(gòu)特征,探討合金快速凝固組織形成機理。結(jié)果表明：快速凝固不僅使合金組織細化，形成微納米晶，并能使組織和相結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，形成了大量的α—Ａl等軸晶和少量的羽毛針列狀共晶體組織。蔡惠民[1５]采用液淬方法［16］探討了共晶成分鋁硅合金在冷卻過程中共晶組織的形成和轉(zhuǎn)變規(guī)律。研究表明:在共晶溫度以上（包括共晶溫度〕的激冷試件中,呈現(xiàn)亞共晶組織，存在著初生a和共晶硅的粗化過程；共晶a首先依附在初生a四周形成。然后兩相共同伸向共晶液體；同時,在初生ａ內(nèi)部也有硅相析出：從凝固結(jié)束到室溫的緩慢冷卻的過程中,高于固溶度的硅繼續(xù)析出，硅片繼續(xù)粗化，使初生a與共晶a的差別消失.最后形成粗大硅片均勻分布在固溶體基體上的共晶組織。劉春霞［17］采用液態(tài)金屬冷卻的定向凝固技術，獲得了在不同凝固速度下的高鉻鑄鐵(Fｅ－3.35C-2７。5Cr),并研究了凝固速度對高鉻鑄鐵共晶組織的影響規(guī)律。結(jié)果表明，當溫度梯度為150K/cm，凝固速度為1~１0ｍ／s時,固液界面均可維持平直狀，可獲得型碳化物呈定向排列的高鉻鑄鐵,碳化物與基體結(jié)合牢固，具有原位生長復合材料的效果．蒲?。郏?]采用玻璃熔覆法［19］使Nｉ-Ｐ共晶合金實現(xiàn)了深過冷。隨著過冷度的增加，其凝固組織發(fā)生了一系列的變化：晶粒逐漸細化,凝固組織從規(guī)則棒狀共晶向異常粒狀共晶組織轉(zhuǎn)化，最后得到顯微結(jié)構(gòu)細小的胞狀共晶團組織。利用單相枝晶狀共晶的熔斷模型，解釋了過冷熔體形成異常粒狀共晶團的形成原因.熔體在深過冷條件下形成的胞狀共晶組織則可以固－液界面穩(wěn)定性理論來描述。王俊峰[20]采用添加稀土元素Er變質(zhì)處理制備了A３5６合金，通過控制Ｅr的添加量和不同的冷卻速率以改變共晶硅相的形貌。采用金相觀察、掃描電鏡、透射電鏡及能譜分析等測試分析手段研究了鉺對A3５6合金中硅相的變質(zhì)作用。研究發(fā)現(xiàn)：在A356合金中添加０.5%Ｅr元素能夠使共晶硅相形貌從板塊狀變成細小纖維狀，共晶硅相生長方式的改變不僅與Ｅr元素的添加有關,也與合金凝固過程中的冷卻速率有關。在較低的冷卻速率Ｃ/s下,大部分Er元素形成溶質(zhì)富集顆粒富集在固液界面前[21]。但是在較高的冷卻速率250℃/ｓ時，當鉺元素的添加量為０．５%時,部分Er會吸附在硅相的生長前沿并改變其生長界面結(jié)構(gòu),可以獲得細小纖維狀的共晶硅相。共晶硅相形貌的變化可以歸因于不同生長面的生長速率的不同,硅相周圍熔體溫度場和成分場的差異[２2]。共晶合金的凝固過程涉及兩個或多個固相在同一個液相中的競爭形核與協(xié)同生長,是材料物理領域的重要研究課題。對于二元共晶生長已經(jīng)建立了比較成熟的理論模型[2３］，而三元共晶合金的凝固過程非常復雜．雖然這方面研究取得了一些進展［23-２5］仍然有待于進行深入的理論研究。近年來，對三元共晶凝固的研究主要集中在平衡或近平衡條件下Ｊaｃkｓoｎ-Ｈunt模型［26］擴展、凝固組織演變以及合金性能等方面．Ｈiｍeｍiya等人［27］將Ｊaｃksoｎ-Huｎt模型擴展到三元共晶合金三相平界面耦合生長中,并提出了組織選擇機制。Souza與合作者［28］研究了定向凝固條件下Ａ1—Cｒ—Nb共晶合金的初生相生長機制和共晶組織演變。Ｗｉtｕsiewicz等人[２９-31］對三元共晶合金的相平衡與層片共晶生長機制進行了研究．王偉麗［3２］研究了Pb—sb—sn三元系中不同相區(qū)的合金在深過冷條件下凝固組織形成規(guī)律.實驗發(fā)現(xiàn)，初生（Pb)和SbＳn相均以枝晶方式生長，而初生（sb)相主要呈現(xiàn)為多邊形塊狀和板條狀小面相.（Pｂ）和SbSn相之間的親和力較強，易于形成二相共晶,組織形態(tài)豐富多彩.(Pb）和（ｓb）相則是以離異共晶方式生長.（Sｂ）和SbSn相不易單獨形成二相共晶，但在三元共晶組織中可以相互依附生長。(Pｂ）+（Sb)+ＳbSｎ三元共晶組織通常呈層片狀生長，當其體積分數(shù)較小時會形成不規(guī)則共晶組織。EＤＳ分析表明，在深過冷快速凝固條件下，三種初生相的溶質(zhì)固溶度均得以擴展，表現(xiàn)出顯著的溶質(zhì)截留效應。除元素含量、冷卻速度外，初生枝晶對共晶組織的形貌也有很大的影響。黃龍輝［３3］研究了初生枝晶對Mg—Aｌ合金共晶凝固組織的影響，實驗表明初生α－Ｍg相枝晶的形貌決定了共晶組織能夠生長區(qū)域的大小，并且對共晶組織生長提供幾何學的約束，它還影響著β晶核的數(shù)量。對于低Aｌ含量的Mg－Al合金，在共晶轉(zhuǎn)變時由于被分隔的每一液相區(qū)域很小，而偏析程度很高，為單獨形成β相提供了成分條件,因此形成離異共晶組織。而對于Al含量較高的Mg—Ａl合金，當溫度達到共晶溫度時還存在著大量液相,α-Mg相枝晶仍繼續(xù)生長；液相中的濃度超過共晶成分，達到某一過冷度時,開始出現(xiàn)β相的形核質(zhì)點,在α-Mg相枝晶上形成一層β相暈圈；這時液相中溶質(zhì)的濃度降低到共晶成分,在β相暈圈上共生生長形成規(guī)則的共晶組織。共晶形貌受初生枝晶的影響，尤其是固溶區(qū)的Mg－Aｌ合金，發(fā)達的初生α-Mg相枝晶把最后進行共晶轉(zhuǎn)變的液相區(qū)分隔成微小的孤立區(qū)域，阻止了網(wǎng)狀、大塊狀的離異共晶β相的形成。因此對于商用Mg－Aｌ合金來說，若加入適當?shù)淖冑|(zhì)劑促使初生β—Mg相枝晶分枝、細化,就可以改善Ｍg-Ａl合金的顯微組織.此外,由于Ｍg-Al合金在共晶轉(zhuǎn)變時β相為共生生長的領先相，如果能找到一種合適的變質(zhì)劑使β相球化，則將大大提高Mg-Aｌ合金的力學性能?？偨Y(jié)共晶合金是一種重要的鑄造合金,其具有密度小、比強度高，同時兼有良好的鑄造性能、耐蝕性、可焊性等優(yōu)點，廣泛應用于航空、汽車、儀表及機械等工業(yè)。過去的幾十年里,人們對共晶合金做了大量的研究與開發(fā),無論在基礎理論上，還是生產(chǎn)應用中都取得了較大的成就。但由于研究方法、實驗條件以及探索思路的不同，仍有許多問題值得進一步的探索和研究，以揭示其內(nèi)在基本規(guī)律,這無疑對改善該類合金的性能，挖掘其內(nèi)在潛能具有重要的意義.隨著航空、汽車工業(yè)的迅速發(fā)展，對鑄件可靠性要求越來越高，對合金的綜合性能和特種性能的要求也不斷提高。因此，在保持優(yōu)良的鑄造性能的同時,進一步提高合金的強韌性，是共晶合金的發(fā)展方向。參考文獻［１]崔忠圻《金屬學與熱處理》機械工業(yè)出版社2０07年第二版[２]楊順華《晶體位錯理論（第一卷）》科學出版社1988第一版［3]盧錦堂,孔綱。冷卻速度對Zn－0．2４Ｎi合金共晶組織的影響。華南理工大學報。2003（3）:12－1５［4]馬濤,唐玲．Al-Cｕ合金共晶凝固組織形貌及其影響因素．鑄造技術．2005，23（５):550-5５4．［5]ＪianｚＹ，ＮagasｈioK，KuｒibａyashｉK。Ｄireｃｔobservatiｏnofthecｒｙｓtal—grｏwthtrａｎsｉｔionｉnuｎdercoｏledsｉlicｏnＭeｔａｌｌurgiｃａlandMａt(yī)eｒialsTransａctｉonsA，2002（３3Ａ)：29４7—2９53.［６]WａnｇＲY，LuＷH，ＨoｇanML．Faｃetｅdgｒowthｏfsilicoｎｃｒystalsiｎ一Siａlｌｏyｓ．MetａllurgicalaｎdMaterialsTｒaｎsactionsA，１997（２8A）：123３—1２4３．[7］唐玲。Mg—Cu合金共晶組織形貌及CｕM92的小平面特性［期刊論文］-鑄造2０06（０4)：3～６．[8］夏鵬舉,蔣百靈,張菊梅,袁森。Mg-Ａｌ合金共晶凝固組織形貌及其影響因素。材料工程．20１2，（6):40～60［9]SavaｓＭＡ．eta１.Tｈｅgrowtｈoｆpｕreanｄmodifiedbismｕth—maｎ．gaｎeseaｌloys。ＪCrysｔaｌGrｏｗｔh，2006,７６:８80［10］CｈｅnＴ．CoｎtribｕtioｎtoｔheｅquiliｂｒiumphaｓｅｄｉaｇrａmｏftｈeMn-Bisyｓtemllｅ＆rMnBi．JＡｐplPｈys，2０06，4５(5)：2358[１１］吳瓊.冷卻速度對Mg-Aｌ合金共晶組織形貌的影響。自然科學進展第１4卷第7期2004年7月［12]高雪剛，謝敬佩．快速凝固共晶鋁硅合金的組織特征及形成機理.有色金屬學報．2010,１３（3）:34～37．［１3]JacｋsonKA，HuntJD．Singlerollｌeftwitｈｐartyandrodeuｔectｉcgrowth.ＴranｓAＩME，1９６6,２36：11２9—113４［14］ＬimｉngLｕ，HiｒoｓｈiＳoda,ＡlｅxanderMｅLｅanＭicrｏstrucｔureanｄMechaniｃaｌＰroｐerｔｉesoｆFe-Cr-CＥuteComposｉtes［J］.Mａt(yī)ｅrｉaｌsＳcienｃｅaｎdEｎgiｎeering，２0０３(A347）：２１4.［15]蔡惠民,梁齊．冷卻過程中共晶組織的形成和轉(zhuǎn)變。天津大學學報300０72［16]HilｇerJP.Haｒdｅｎｉngpｒocessｉntｅrnａryｌead-ａntiｍonｙ－tinａlloysforbatｔeryｇrids.ＪPｏwｅｒSources，19９5,53:45—5１［17］劉春霞,陳建．凝固速度對高鉻鑄鐵共晶組織的影響．西安工業(yè)大學學報第2６卷第6期200６年12月[18]蒲健，王敬豐,肖建中，甘章華。深過冷Ni－Ｐ共晶合金凝固組織的形成和轉(zhuǎn)變。中國有色金屬學報2０0３第13卷第4期[１９］GERNFＨ,KOCHEＮDOＲFERＲ.Gｌａsｓｃladｄingmethod:descrip-ｔiｏnofinｆｉｌtraｔioｎdyｎａmｉｃsandsiｌｉｃｏnｃaｒbiｄeformaｔion[J]。ＣoｍposPaｒtA-AｐpｌS,１99７，28(4）:355–364．[20］王俊峰，蘇學寬．在不同冷卻速率下Er對A356合金共晶組織的變質(zhì)作用。鑄造.２０11(6)[２１］LuSZ，HｅlｌａwellA。Ｔｈｅmechanismoｆｓiliconmodificａｔioninalｕmiｎｕｍ—siｌiｃonalｌｏyｓ：impurityinducedtwinningMｅtａlluｒｇｉｃaｌTraｎsａｃｔｉoｎsA，1987（18A)：17２1—1７３3。［22］LｅeＹC，DａhｌeＡK，StＪｏhnDH，etａ１。ThｅeｆfectｏfgrａｍrefinemeｎtａndsilｉconcｏｎｔｅnｔongrａinformatｉoｎiｎhypoｅｎtecｔｉcAl－Ｓialloys．MaterialｓScieｎｃeａndEｎgineeringA,20099(２59）:43．[2３]JａcｋsonKA，HuntJD．Lamellarandrodeutecticｇrowtｈ.ＴraｎsAＩMＥ,19６6，２36：11２9-1１３4［２4］AkaｍatｓuS，F(xiàn)ａivreGTｒavelｉngｗａveｓ，twｏ－ｐｈasｅfｉnｇers,anｄeutｅcticcｏloniesiｎthin-samｐlｅdirectｉonaｌsolidificatiｏnofａt(yī)ｅrnａrｙeｕｔecticalloｙ。PhyｓRｅvE，2001，61:３757-3770[25]L6ffieｒJＦ＇BosｓｕytS，PekｅrA，ｅtａ1。Higｈ—teｍpｅraturecentrifugａｔiｏn:Ａtｏolfｏrｆiｎdｉngeutecticcompositｉonｓiｎｍｕｌticomponentaｌloys。JＡpplＰhys，2０12,８ｌ（２2）:415９-－4１6