細晶制造（鑄造）科學與工程：理論、應用、發展
Grain refinement science and engineering: Theories, applications and development
劉峙麟，中南大學副教授，歐盟政府瑪麗居里學者
Zhilin Liu, Associate professor (Central South University), Marie Sk?odowska-Curie Fellow (EU)
摘要
細晶制造（鑄造）具有重要科學和工程意義，廣泛應用于航空航天、軌道交通、汽車行業、海洋船舶和基礎建設等領域，其關鍵技術是實現細晶調控工程化。目前極小和極大細晶鑄錠尺寸可分別達3µm與1.38m。在細晶調控工程化的機理/理論或高效細化劑方面，研究工作取得了諸多進展。1999年，Easton等學者通過總結理論文獻，發現凝固細晶調控主要取決于形核顆粒和偏析元素，并通過Al合金鑄造凝固實驗得到驗證。事實上，1999年以后的細晶調控研究已發展到Al、Mg、Fe、Ti、Cu、Sn、Zn和中/高熵合金等金屬構件。最近，Liu首次從鑄造金屬全域視角對細晶調控機理進行了系統性綜述。但是，適用于所有金屬細晶調控的共性科學機理/理論尚無完全共識。此外，基于現有理論開發的新型晶粒細化劑效率并不一定都高。因此，當前理論可能忽略了其它未發現的細晶調控影響因素?；?0多年來細晶制造領域科學發展，本文論述了鑄造金屬細晶調控的共性科學基礎與工程實踐研究，闡明了當前主流的鑄造金屬細晶調控理論的異同，揭示了細晶鑄造所需細化劑的本征物化條件，并針對極端制造超大規格鋁合金鑄錠提出了陣列超聲細晶制造技術與理論。這將豐富鑄造金屬細晶調控理論創新，為促進細晶制造工程應用提供一定基礎。
關鍵詞: 鑄造金屬；細晶制造；調控機理；理論綜述
Abstract
Due to its scientific and engineering significance, the grain refinement manufacturing is widely applied in the aerospace, railway transportation, automotive, marine vessels, and construction industries. Currently, the minimum and maximum sizes of grain-refined cast ingots achievable are 3µm and 1.38m, respectively. Extensive advances were obtained for theoretical investigation and grain refiners. In 1999, Easton et al. concluded that grain refinement mainly depends on the nucleant particles and segregating solutes, followed by experimental validation in the Al alloys. Actually, work in the grain refinement casting after 1999 has evolved a lot for the Al, Mg, Fe, Ti, Cu, Sn, Zn and the medium- /high-entropy alloys. Recently, Liu systematically reviewed the grain refining mechanisms of all cast metals from general principles. However, there is still no full consensus on such general principles. Moreover, some grain refiners predicted do not necessarily have high efficiency. Thus, some other factors contributing to grain refinement have been ignored. This paper critically addressed the latest grain refinement theories over past 70 years, revealed the intrinsic physical-chemical requirements for efficient grain refiners, and developed the array ultrasonic casting technology and theory for the extreme manufacturing of ultra-large scale Al alloy ingots. It would enrich grain refinement theories of cast metals, and provide fundaments for engineering applications as well.
Keywords: Cast metal; Grain refinement manufacturing; Controlling mechanism；Theoretical review
1. 細晶調控研究發展與現狀
在科學研究和工業生產中，細晶調控已被廣泛用于獲得均勻分布的等軸（或近等軸）晶粒組織[1, 2]。細晶調控不僅細化顯微組織和提升金屬鑄造性能，而且還改善鑄造/鍛造金屬材料的力學性能（例如延展性和強度）[3]。盡管其他一些技術（例如合金化處理和加工硬化）也可以在一定程度上提高工程合金強度，但通常必須犧牲掉部分韌性和延展性。金屬鑄造凝固歷史可追溯到5000年前（青銅鑄造），尺度橫跨6µm—1.38m，種類包含Al、Mg、Fe、Ti、Cu、Sn、Pb、Zn和中/高熵合金構件等，然而細晶調控的現代科學理論研究發展僅70余年[4-6]。細晶制造中通常采用動力形核和孕育處理來實現金屬細晶化。前者主要通過能場擾動（超聲和電磁）、快速冷卻和局部對流（機械攪拌），可以產生大量的次生晶核。后者廣泛應用于工業生產中，主要通過向金屬熔體中添加高效晶粒細化劑。當凝固系統過冷度達到或超過臨界值時，從晶粒細化劑釋放或原位反應產生的形核顆粒將通過異質形核作用促進晶粒細化[2, 3]。
在過去70多年科學理論研究中，細晶制造方面的工作主要聚焦于研究細晶調控機理或開發新型晶粒細化劑。Liu首次從金屬/合金全域視角對細晶調控機理進行了系統性地論述[3]，并提出了細晶調控工程化學術思想（見圖1）：探索能場、溶質、顆粒和細晶在鑄造凝固中的關聯規律、調控方法以及工程實踐，理解細晶調控、構筑細晶組織并實現細晶強化。但是，細晶調控機理在學術界仍沒有獲得完全共識，細晶調控機理最初主要是從Al、Mg、Ti及其合金凝固中發展而來。細晶調控機理具有復雜性，主要原因是：晶粒細化的過程受熔化和鑄造條件的影響；雜質總是難以規避；熔體中存在未知的正負互聯作用。目前，已經發展了許多細晶調控的理論/模型。簡而言之，現有理論/模型大多基于形核粒子和偏析元素。無論提出哪種理論/模型用于揭示細晶調控的機理，都必須回答幾個關鍵問??題，包括：顆粒成為鑄造金屬形核核心的本征條件，顆粒如何才能被激活成為有效的形核核心，鑄造金屬晶核如何在被激活的顆粒上形核，何種晶粒細化劑具有較高的細化效率，顆粒/晶核之間晶格錯配對形核能力的影響，極端制造大規格鑄錠中三維細晶凝固調控方法與機理，溶質偏析、熱質對流和冷卻速率等在影響固/液界面形態轉變以及抑制晶粒長大過程中的作用。
圖1.細晶制造（鑄造）的共性科學基礎與工程實踐應用：細晶調控極大極小鑄錠的尺度邊界；跨尺度細晶調控對構件服役性能的影響；細晶調控工程化學術思想基本內涵。
2. 鑄造的細晶調控基礎理論
主流的細晶調控理論大多從Al和Mg合金中研究所得，大致可以劃分為四個學派：包晶體系細化理論、超形核理論、惰性質點形核理論和偏析誘導形核理論等。在與包晶體系有關的理論中，形核過程開始于包晶初相顆粒表面，并通過包晶反應進一步加強。高熔點的包晶初相顆粒通常在包晶反應前原位形成。包晶反應在鑄造金屬和功能材料中具有廣泛應用。基于銻、銀和銅合金的鑄造凝固，Asato等學者首先定義了包晶反應理論的概念原型。此后，Crossley、Wang和Emley分別用于解釋Al-Al3Ti、Al-Al3Zr/Al3Nb與Mg-Zr體系的細晶調控實驗。實際上，包晶反應在二元合金凝固中非常普遍，例如Al-Ti、Cu-Co、Zn-Ag、Fe-Ni和Mg-Zr合金系。然而，由于工程中實際凝固冷卻速率一般相對較快，包晶反應在細晶鑄造過程中可能并未發生。具體理論差異與相關工程應用參見Liu所著綜述論文[3]。
Jones在研究完α-Al細晶調控后首先提出了超形核理論。在計算了Ti原子分別在鋁熔體TiB2顆粒中活度后，Jones和Person推測：在TiB2顆粒/熔體界面處偏析的Ti原子能在TiB2顆粒上形成Al-Ti偽晶原子層。α-Al晶核可以通過TiB2顆粒/熔體界面處的Al-Ti偽晶層進而完成在TiB2顆粒表面上形核。這種偽晶層能夠利用晶格錯配位錯釋放一定的彈性應變能壘。因此，α-Al晶核可以在較小過冷度條件下通過偽晶層實現形核。與此相似，Fan也發展了一種外延形核理論，即形核過程起源于偽晶層在形核顆粒表面的外延生長。Fan的外延形核理論和相關實驗驗證詳見文獻[7]。實際上，Fan的外延形核理論與Jones的超形核理論具有本質相似性。
惰性質點形核理論實質也是通過異質形核促進細晶效果，其異質形核過程起源于“惰性”顆粒表面。與包晶初相顆粒不同，“惰性”形核顆粒不與晶核在形核界面有物化反應。在惰性質點形核理論的眾多學派中，硼化物/碳化物理論和晶格匹配理論屬于最常見的兩種。將惰性硼化物/碳化物作為晶粒細化劑直接添加到金屬熔體中便可獲得細晶效果。選擇這些硼化物/碳化物時主要基于熱力學穩定性考慮，而沒有充分考慮晶體學影響要素，例如用C2Cl6和C6Cl6精煉Mg-Al合金、用Al4C3和SiC精煉AZ31和AZ61合金。晶格匹配理論學派中最常用的方法是“邊-邊匹配”模型，該模型從第一性原理預測新型晶粒細化劑，具有較強的工程實踐應用性。晶格匹配理論表明：良好的晶格匹配會降低異質形核界面的能量壁壘，進而提高細晶凝固的形核效率。該方法已成功預測出適用于Mg-Al合金的晶粒細化劑（Al2Y、AlN和或富Al / Fe的顆粒），并獲得實驗驗證。另外，Mg-14Li-1Al合金也可以通過引入TiB2和Al3Ti改變晶核/顆粒晶格錯配來實現細晶調控。盡管如此，并非所有具有較好晶格錯配度的形核顆粒在工程鑄造中都會產生高效的細晶組織。
偏析誘導細晶理論主要基于成份過冷在形核顆粒表面激發的晶核生長。從溶質范式理論到Interdependence理論，大致經歷了兩個發展時期。溶質范式理論從兩方面為理解細晶凝固中的溶質效應提供了新思路：固/液界面處的偏析溶質元素可抑制先前形成晶核生長；當成份過冷區的成份過冷度達到臨界形核過冷度時，成份過冷區內預先存在的形核顆粒將被激發，進而促進異質形核和提高形核率。1972年，Jakson已經發現溶質和顆粒對于鋼的細晶調控都是必不可少的，卻沒有具體描述溶質如何影響晶粒的形核與長大。
1993年，Johnsson首次在鋁合金細晶體系中提出了溶質范式理論。之后，Easton和StJohn運用生長抑制因子（Q）模型將該理論進一步發展。Q值定義詳見參考文獻[2]。根據溶質范式理論，鑄態組織晶粒尺寸（d）與1/Q之間滿足一定的線性關系。雖然溶質范式理論僅屬于一種唯象理論，但其在很多實驗合金系中得到驗證，例如SiC細化Mg-Al(-Mn)合金、Al-Ti-B細化Al合金、Si/B/Be細化Ti合金、Zr細化純Mg以及Al細化純Zn等。在溶質范式基礎上，StJohn等人提出了Interdependence細晶理論，闡明了晶粒形成與顆粒選擇之間的物理基礎，這是近十年來細晶凝固領域內最新的理論突破。假定在合金化學環境中，晶粒形成取決于形核（熱力學）與生長（動力學）之間相互依存的協同作用。最終晶粒尺寸主要由三部分決定（詳見文獻[2]）：先前形核晶粒必須生長達到的臨界尺寸/距離，以便在固/液界面前沿建立足夠的成份過冷度以激發臨近下一個晶粒形核; 從固/液界面到滿足形核臨界過冷度所在點的距離；與位置最近且最有效形核顆粒的額外距離[2]。前兩部份代表非形核區，其成份過冷無法激活形核過程。通過控制合金化學成分或生長速率，可以減小非形核區以促進細晶調控。但是，如果不與其他理論相結合，很難運用任何單一理論來解釋金屬細晶凝固實驗結果。
3. 形核熱力學與生長動力學
3.1. 有效的顆粒/熔體潤濕性
金屬熔體與形核顆粒的潤濕性影響金屬晶粒的形核，主要與物理化學、統計物理學、長程作用力和流體動力學等因素有關[8]。在異質形核中，熔體、顆粒和晶核之間的良好潤濕性將催化晶核形成，三者平衡力需滿足關系式γnlcosθ + γsn - γsl = 0。θ、γnl、γsn與γsl 分別表示潤濕角、熔體/晶核、晶核/顆粒與熔體/顆粒界面能[3]。如果潤濕角太大，則催化效率降低。積極的顆粒/晶核界面反應會產生較小的潤濕角[3]。在潤濕角接近零的條件下，可能發生強烈的反應和離解，也將抑制形核顆粒的有效壽命。為了減少顆粒和晶核之間的界面能，有益的潤濕幾何構型需滿足γsl > γsn。當顆粒與晶核的原子鍵合相似性高，可以催化促進凝固形核，因為這種高相似性匹配可降低界面能γsn[9]。通常，金屬熔體一般不浸潤具有共價鍵或離子鍵的形核顆粒[9]。但是，最新報道Mg晶核可以在離子型MgO顆粒上浸潤形核[10]。
3.2. 偏析元素生長抑制作用
由于工程中存在非平衡凝固，鑄造過程總是不可避免地引入溶質偏析。Johnsson可能是第一個系統地解釋溶質偏析對細晶調控作用的先驅學者，他發現：形核顆粒和偏析元素是細晶制造（鑄造）兩個核心貢獻要素[3]。一方面，偏析元素所誘導成份過冷 可為新形核顆粒提供額外的形核驅動力；另一方面，固/液界面前沿偏析元素可抑制晶粒長大。偏析元素的細晶調控效應可用生長抑制因子（Q）進行半定量化，Q = 
，其中mi、co,i和ki分別表示液相線斜率、初始元素濃度（假定i種元素）和溶質分配系數。在低溶質濃度常規冷速下，鑄態凝固組織主要為柱狀晶，主導控制因素為熱流梯度。隨著溶質濃度的增加，熱控制的柱狀晶生長逐漸轉變為擴散控制的等軸晶生長。溶質含量的進一步增加會減小枝晶尖端曲率半徑。如果枝晶尖端半徑最終減小到臨界值，則毛細作用逐漸占主導地位，然后生長速率增加，將會削弱等軸晶粒的生長[9]。就偏析元素對細晶調控的影響而言，這種現象與Kurz、Fisher和Rappaz的研究結果高度一致。但是，Johnsson并未解釋形核顆粒如何被激活成為形核核心。Easton、StJohn、Lee和Tamirisakandala分別開展獨立研究工作，闡明了偏析元素對Al、Mg和Ti鑄造金屬細晶調控的影響機理。
3.3. 溶質元素與凝固驅動力
不同溶質元素對凝固的熱力學驅動力貢獻各異。Wang和Liu等人首次建立了金屬凝固熱力學驅動力與溶質元素之間的定量化熱力學模型，并成功運用于解釋微合金化Al合金的晶粒細化機理（見圖2）。Wang和Liu等學者研究工作站表明：溶質元素會降低給定凝固過冷度下的熱力學驅動力；對于特定的Q值，包晶型元素比共晶型元素更能增加凝固熱力學驅動力[11]。分別計算了包晶型溶質元素（Ti、Nb、V和Zr）和共晶型溶質元素（Cu、Mg和Si）對商用純Al鑄造凝固過程的熱力學驅動力（ΔG）。與共晶型溶質元素相比，在鋁合金中添加包晶型溶質元素不僅具有更高的初始形核率，而且在晶粒生長過程中促進了成份過冷區內的其它形核。該熱力學模型可以應用到計算微合金化Mg、Zn、Cu、Fe和多組元合金中不同溶質元素所貢獻的凝固熱力學驅動力。根據Interdependence晶粒細化理論，只有合適的溶質元素才能產生晶粒細化。通過計算和識別不同溶質元素對金屬凝固過程的熱力學驅動力，該熱力學模型可以指導選擇合適的溶質元素，進而產生效率較高的細晶調控效應。
圖2.不同溶質元素對鑄造凝固熱力學驅動力（ΔG）的計算模型；包晶型溶質元素和共晶型溶質元素在給定Q值條件下的ΔG計算值；商用純Al中不同溶質元素的細晶調控效果。
3.4. 低能形核界面的晶體學
常規細晶鑄造主要依賴于異質形核，形核界面處的界面能是控制因素?？偨缑婺芘c很多因素有關，例如顆粒的物化性質、顆粒與晶核之間的靜電勢以及形核界面上的晶體學匹配。 因此，不能僅用簡單的表達式來描述形核界面能，一般采用形核晶體學進行分析。“形核晶體學” — 首先由Qiu、Zhang和Liu等學者在Mg和Zn合金細晶調控研究工作基礎上提出，重點研究形顆粒與晶核之間低能量晶格錯配在細晶調控中的作用。形核晶體學主要與晶體學特征有關，包括界面結構、晶體學匹配、界面取向和向關系[3]?；w晶核和形核顆粒之間的晶格錯配會產生位錯，通過彈性應變增加形核能壘。如果晶核/顆粒界面處不存在物化反應，則晶核與顆粒將會穩定地保留各自晶體的點陣結構[10, 12]。如果位錯非常小，則晶核與顆粒的晶格便能通過金屬鍵實現低晶格錯配。反之，彈性應變將在形核過程中施加額外的能量壁壘。因此，晶核與顆粒之間的低晶格錯配可以改善形核過程。Glicksman和Childs的研究工作揭示：晶格錯配會影響催化形核，并且金屬顆粒比非金屬顆粒更有效。同樣，Skaland對球墨鑄鐵的研究表明：形核能力取決于晶核與顆粒之間的晶格錯配程度。Marcantonio等人發現形核過冷度隨著晶格錯配的增加而增加。Bramfitt系統地研究了過冷條件下鐵熔體如何在氮化物和碳化物上形核，亦表明形核能力主要與晶核/顆粒之間的晶格錯配度有關。在許多其他金屬凝固體系研究中，發現形核似乎具有一定單向性，從A相到B相的晶格錯配度比從B相與A相的晶格錯配度更大或更小。很多研究工作均表明晶體學匹配影響細晶制造中的凝固形核。目前，實際工程中主要運用三種幾何晶體學模型來計算量化晶格錯配度和預測新型晶粒細化劑，包括：Turnbull線性錯配模型、Bramfitt面/面錯配模型和Zhang邊/邊匹配模型等。基于這些晶體學匹配理論模型，許多新型晶粒細化劑被理論預測和實驗驗證[3, 11, 13]。
3.5. 高效形核顆粒幾何特征
Maxwell和Hellawell發展的模型成功地解釋了包晶系鋁合金的細晶調控機理。然而，并非所有熔體中的形核顆粒在實際應用中均可被激活。這主要歸因于周圍晶粒生長過程中釋放的結晶潛熱，以及形核顆粒不合適的本征幾何特征，將抵消驅動其它晶粒形核生長的熱力學與動力學貢獻。高效形核顆粒的幾何特征通常包括形態、尺寸、尺寸分布。關于形核顆粒尺寸對細晶調控的影響，Greer、Qian和Qiu等學者分別在Al/X、Mg/Zr和Mg/Al2Y細晶體系中發現最佳尺寸為3 ~ 5、1 ~ 5和6 ~ 6.5 µm。此外，有充分的研究文獻表明：直接貢獻鋁合金與鎂合金細晶凝固的有效形核顆粒僅占總形核顆粒的1％ ~ 2％。盡管金屬熔體中的形核顆粒數量增加，該百分比幾乎保持恒定為1％ ~ 2％。即使增加冷卻速率，該百分比也只能最多提高到4％。由Greer等人發展的自由生長模型較好地解釋了此問題，?Tfg = 4σ / ?Sv d。?Tfg、σ、?Sv和d分別表示自由生長所需過冷度、晶核/熔體界面能、熔合熵變與形核顆粒尺寸。然而，這一點可能尚存爭議，最近報道某些納米顆粒（5 ~ 20 nm）也能成為形核核心。當納米數量級尺寸代入Greer自由生長模型時，?Tfg可能比常規情況增加好幾個數量級，然而常規工程實踐中金屬熔體內很難獲得如此大的過冷度。另外，Lazaridis等學者研究了非均勻形貌顆粒對形核率的影響，發現采用傳統均勻模型所計算的形核率實際上小了幾個數量級。目前，在Al、Mg、Zn基細晶體系中，發現形核顆粒形貌呈多樣化（例如：平面狀、盤狀、針狀、球狀以及枝晶狀等），但大部分高效形核顆粒成平面狀。
4. 極端制造工程中細晶凝固
凝固技術在冶金、材料和物理領域研究廣泛。隨著工業發展需求，細晶調控也在極端制造領域發揮重要作用，例如極小尺寸、大規格和超大規格金屬鑄錠鑄造技術。直徑1米級以上的大規格高強2219鋁銅合金鑄錠是制造10米級火箭環形結構件的基礎胚料，其極端制造過程中細晶調控工藝面臨四個技術挑戰。技術挑戰①：大規格Al-Cu合金鑄錠的大尺寸空間效應明顯，內部溫度梯度和熱應力大，氣孔過多，縮孔疏松嚴重，鑄錠容易開裂；技術挑戰②：Al-Cu合金鑄造熔體中Al、Cu、Mn、Fe元素容易形成Al7Cu2Fe等雜質相和部分氧化膜，污染鑄錠成分；技術挑戰③：鑄態2219鋁銅合金的主要組織晶粒粗大，樹枝晶較多，三維空間內分布均勻性差；技術挑戰④：主要合金元素在鑄錠整個大尺寸橫斷面分布差異大，宏/微觀偏析比較明顯，缺乏操作性較強的改善方法。這些技術難點將增加大規格構件三維內部性能離散超差，弱化大規格高強鋁銅合金材料的綜合力學性能，不利于構件極端制造可靠性和安全服役性。針對此類細晶調控工程化問題，在鐘掘院士和李曉謙教授指導下，中南大學劉峙麟提出了“陣列超聲細晶制造超大規格鋁合金鑄錠技術與理論”（見圖3）。
圖2.陣列超聲細晶制造超大規格鋁合金鑄錠技術與理論：陣列超聲波空間作用邊界與最優布控法；陣列超聲對大規格鋁錠的凝固調控機理；關鍵執行元件空化腐蝕機理與防護方法；細晶調控后三維空間內鑄錠的晶粒尺寸和網狀共晶皆減小。
基于前期實驗探索研究的四階陣列超聲波鑄造技術，在大規格高強鋁銅合金鑄錠凝固過程中引入陣列耦合超聲波，其構造原理及最優化流程如圖3所示。四階陣列超聲波的空間邏輯布控方式有多種，邏輯布控能夠擴展單個超聲波在“熔體凝固三維空域”內的作用范圍，進一步利用非線性協同效應來調控鑄錠凝固過程。項目團隊選擇了其中實踐性較強的四種方式進行研究，四種布控方式如圖2中N1、N2、N3、N4所示。對N1、N2、N3、N4這四種布控方式分別建模仿真，求解超聲空化效應和聲流效應的三維作用邊界，獲得了四階陣列超聲波耦合傳導的本征三維聲強分布、空化區域、聲能密度、溫度場分布等，進而確定了最優超聲波布控方式。這些研究工作回答了科學問題①：陣列超聲波在大規格“金屬熔體凝固三維空間”內的聲場變化特性，所誘導的非線性空化區域的作用邊界，以及對關鍵執行部件輻射桿的工作壽命影響。科學問題①屬于“陣列超聲波協同鑄造技術”的基礎物理原理內容，解決該問題認識到了：陣列超聲波在大規格金屬凝固過程中的基本傳播規律；該技術所能制造鑄錠的極限尺寸；延長關鍵執行部件輻射桿使用壽命的補償方案，進而擴展該技術為形成超大規格鑄造技術做了預研工作。
四階陣列超聲波在金屬熔體中的作用邊界和協同效應是大規格陣列超聲波鑄造技術的基礎，決定了陣列超聲波所能鑄造的鑄錠極限尺寸和鑄錠質量?；谧顑灢伎胤绞街谱?ldquo;陣列超聲波協同發生器布控平臺”，利用布控平臺分別針對N1、N2、N3、N4四種布控方式進行鑄造實驗，實驗驗證最優布控方式的合理性[6]。研究團隊利用特種鑄造裝備制造了大規格2219鋁合金圓柱形鑄錠。圓柱形2219鋁合金鑄錠直徑和長度分別為1250mm與3300mm。表征了大規格鑄錠不同位置橫截面上的微觀組織演化，定量測定了鑄錠心部到邊部的Cu元素宏觀偏析，仿真了鑄造前后鋁熔體中溫度場分布與變化，提出了大規格鋁合金凝固中樹枝晶與等軸晶游離與Cu元素宏觀偏析的關聯性[12]。實驗還研究了高能超聲場對大規格鋁合金鑄錠凝固過程中的過冷度與形核率的影響，超聲場能增大熔池過冷度并減小形核過冷度。這些研究工作回答了關鍵科學問題②：在大規格高強鋁銅合金鑄造凝固過程中，陣列超聲波協同效應對α-Al基體、CuAl2網狀共晶、富Fe雜質相等結晶組織演化的作用規律，以及對主要合金元素Cu的宏/微觀偏析影響?？茖W問題②屬于“大規格2219高強鋁銅合金鑄錠”的基礎凝固原理內容，解決該問題認識到了：陣列超聲場下大規格鋁銅合金主要組織的生長演化機理；鑄錠最終性能與宏/微觀組織之間的關系；用陣列超聲波制造高性能大規格鋁銅合金工藝的優化方法。通過關鍵執行部件輻射桿，鑄造系統持續發射的陣列超聲波進入鋁銅合金熔體后，入射與反射的超聲波均被限制在熔體所能填充的“凝固三維空間”內。在液態熔體、固液糊狀區、固態鑄錠內反射與折射的耦合超聲波將會疊加，這些疊加的陣列超聲波形成駐波和行波的混合波后共同作用于熔體，并進一步調控大規格鑄錠凝固過程。然而，關鍵執行部件在鑄造過程中會出現空化腐蝕，嚴重影響其服役壽命和鑄造效率。因此，研究工作還針對輻射桿在鑄造過程中的空化腐蝕行為進行了研究，為尋找提高輻射桿服役壽命的方法提供理論基礎。
5. 結論和將來研究方向
基于以上理論綜述，可以獲得一些通用準則來開發適用于鑄造金屬/合金的有效晶粒細化劑（或中間合金）。在金屬凝固過程中，晶粒形核之前需獲得足量的有效形核顆粒。除了與金屬晶核具有晶體學關系外，此類形核顆粒還應保持平面形態、合適的尺寸與尺寸分布。一般，包晶初相可作為一個可行選擇。中間合金應該含有具備高生長抑制因子Q值的溶質元素。今后，鑄造金屬細晶調控研究可聚焦涉及晶粒形核熱力學與生長動力學的基礎問題。（1）液態金屬原子如何在形核顆粒特定晶面上吸附和堆垛；偏析溶質原子如何影響形核界面處的晶體學匹配；以及如何有效地調控形核顆粒的尺寸與尺寸分布。分別研究Al、Mg、Fe、Ti、Cu、Sn、Zn、Sb和中/高熵合金等金屬細晶凝固，在全域視角下建立適用于所有金屬材料細晶調控的共性科學機理，為開發新型晶粒細化劑提供理論基礎。（2）目前，生長抑制因子（Q值）主要用于二元合金細晶體系，例如Al、Mg、Ti和Zn的二元合金。然而，計算含有多元溶質元素合金體系的Q值仍然是一個挑戰，可開發新的Q值熱力學計算模型。（3）針對常規與極端制造的細晶凝固行為，定量化計算不同溶質元素對細晶調控中熱力學驅動力的影響規律，并確定共晶型和包晶型溶質元素對熱力學驅動力影響的差異性。（4）為了準確描述三維熔體環境下細晶調控過程中晶粒的形核和長大，可將成份過冷驅動形核模型引入相場法等仿真中，并利用X射線同步加速器或中子衍射開展原位實驗研究。（5）從熱力學角度，計算在成份過冷驅動形核條件下形核顆粒的最佳幾何尺寸范圍。通過控制合金化學環境，可以改變尺寸范圍以強化有效形核顆粒上的異質形核，進而促進細晶調控。針對此類問題開展研究時，建模仿真應適當考慮生長速度、溶質擴散、界面能、融合熵和生長抑制因子。（6）大規格鑄錠在工業生產中不可或缺，然而相關凝固細晶調控的文獻稀少。大規格鑄件三維空間組織離散超差性嚴重，應加強研究相應細晶調控的科學基礎與工程應用，比如采用強細化劑、陣列超聲場、高能電磁場、強機械攪拌和快速冷卻相結合的協同細晶制造方法。
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通信作者：劉峙麟，1986.10，中南大學副教授，歐盟政府瑪麗居里學者；研究方向：構件細晶制造及其微納力學；地址：湖南長沙中南大學中鋁科技大樓A315室；項目名稱：細化劑與超聲快凝驅動下醫用鋅合金的細晶原理及控性機理研究，項目編號51975592；大規格高強鋁銅合金陣列超聲波協同鑄造的作用邊界和調控機理，項目編號51605496。
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