快速凝固Fe62.1Sn27.9Si10合金的分層組織和偏晶胞形成機理*

李志強王偉麗翟薇魏炳波

快速凝固Fe62.1Sn27.9Si10合金的分層組織和偏晶胞形成機理*

李志強 王偉麗 翟薇 魏炳波

(西北工業大學應用物理系，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研究了三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的相分離和組織形成規律，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相的兩層殼核結構．隨著液滴直徑減小，冷卻速率和溫度梯度增大，促進偏晶胞快速生長．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，合金熔體內部的液相流動和相分離受到抑制，凝固組織發生“九層結構→兩層結構→無分層結構”的轉變．同時，凝固過程中FeSn+L2→FeSn2包晶反應受到抑制，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生顯著溶質截留效應．

Fe-Sn-Si偏晶合金，相分離，快速凝固，溶質截留

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

1.引言

偏晶合金的凝固過程一直是凝聚態物理和材料科學共同關注的重要研究課題［1—8］．該過程對重力水平比較敏感，這是由于偏晶合金發生相分離以后，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．偏晶合金一旦形成均勻彌散分布的組織，在工業領域有許多獨特的應用，如二元Cu-Pb，Al-Bi，Al-Sn和Al-In等合金是自潤滑耐磨材料或高溫超導材料．因此，人們希望利用快速凝固技術抑制由于重力引起的自然對流和Stokes運動等，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是實現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處于微重力和無容器狀態，通過與惰性氣體的對流換熱以及輻射散熱實現快速凝固．然而，僅僅消除重力并不能保證獲得均勻彌散的組織結構，其他非重力控制因素諸如Marangoni對流和Ostwald熟化等物理過程也制約著偏晶合金的相分離．單輥急冷技術可使合金熔體獲得較大的冷卻速率，實現快速形核與生長，從而最大限度地縮短合金熔體的液相分離和液固相變時間，有利于獲得均勻彌散的組織結構．目前對偏晶合金的研究大多數集中在二元合金．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雜，研究結果相對較少［3，9—11］，其相分離和微觀組織演化機理尚待進一步探索．

本文選取三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金作為研究對象進行自由落體實驗和單輥急冷實驗，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理．

2.實驗方法

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，每個試樣質量約為1 g．

自由落體實驗在3 m落管實驗裝置中進行．實驗時將試樣放入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，利用高頻感應加熱試樣至1800 K并保溫5 min，然后向試管內吹入Ar氣，使液態合金霧化成微小的液滴．液滴在自由落體過程中快速凝固．

單輥急冷實驗時，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，使用高頻感應加熱試樣至1800 K并保溫5 min，向試管內吹入高壓Ar氣，液態合金迅速噴敷在高速旋轉的銅輥表面．選取10，20，30，40和50 m/s五個輥速進行實驗．

實驗結束后，將合金試樣進行鑲嵌和拋光．采用WCT-1/2 D型差熱分析儀測定合金的熱力學性質，用Rigaku D/max 2500V型X射線衍射儀和FEI Sirion型掃描電子顯微鏡對合金的相組成和微觀組織進行分析，并用INCA Energy 300型電子能譜儀對合金的微區溶質分布進行研究．

3.實驗結果與分析討論

3.1.常規條件下合金的凝固

圖1(a)中A點為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．為了確定常規條件下合金的相組成，對采用超高真空電弧爐制備的母合金進行X射線衍射分析，如圖1(b)所示．合金的微觀組織由αFe，(Sn)，FeSn2和FeSi等四個相組成．圖1(c)所示為合金的凝固組織全貌．可以看出，合金發生了嚴重的宏觀偏析，分離為富Fe區和富Sn區．能譜分析發現，富Fe區的成分點為Fe76Sn10.4Si13.6，即圖1 (a)中B點，大量的Si元素溶入了富Fe區，Si元素的含量高達13.6 at．%，而Sn元素的含量僅為10.4 at．%．C點為富Sn區的成分點，在富Sn區中含有27.2 at．%的Fe元素和1.2 at．%的Si元素．通過分析可知，富Fe區的密度為7.0 g/cm3，富Sn區的密度為7.4 g/cm3．由于富Fe區與富Sn區密度差異較小，凝固過程中，熔體發生相分離后，在Stokes運動和表面偏析勢的作用下，形成富Sn相包裹富Fe相的結構．圖1(d)所示為富Fe區的微觀組織形貌，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區的微觀組織形態主要由以枝晶方式生長的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］中的位置及其常規條件下凝固組織(a)合金成分點;(b) XRD圖譜;(c)—(f)組織形態

3.2.自由落體條件下快速凝固

3.2.1.相組成分析

采用DTA方法對三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金進行熱分析，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，對三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金進行X射線衍射分析，結果如圖2(b)所示．不同直徑液滴的微觀組織均由αFe，(Sn)和FeSn2等三個相組成．與常規條件下合金的相組成對比，在自由落體條件下沒有發現FeSi相，表明自由落體快速凝固抑制了FeSi相的形成．結合圖2(a)熔化曲線分析可知，495 K處的吸熱峰對應(Sn)相的熔化:(Sn)→L2，L2為富Sn液相．隨后兩個吸熱峰分別對應著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．隨著加熱過程的進一步進行，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區和富Sn區，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區厚度LSn與富Fe區厚度LFe的比值．對液滴的相分離度τ與液滴直徑D的關系進行了定量分析，結果如圖4(a)所示．當液滴直徑D=949 μm時，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，組織結構比較彌散．隨著液滴直徑的減小，相分離度呈現上升趨勢，液滴的相分離加劇．當液滴直徑D=80μm時，相分離度τ達到最大值為0.47，液滴的相分離進行得比較徹底，宏觀偏析十分嚴重，最終形成了殼核組織．

不同直徑液滴富Fe區的微觀組織也存在較大的差異．當液滴直徑D=949μm時，大量富Sn相顆粒分布在富Fe區，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部生長的偏晶胞，偏晶胞交界處的組織比較粗大，內部組織顯著細化．隨著液滴直徑的減小，富Fe區中較大尺寸的富Sn相顆粒逐漸減少，偏晶胞在富Fe區所占的體積分數fm增大，如圖4(b)所示．當液滴直徑D=80μm時，偏晶胞的體積分數達到最大值為97%，大量(Sn)相顆粒彌散分布在αFe相基底上，富Fe區的微觀組織顯著細化．

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

圖4 相分離度和偏晶胞的體積分數與液滴直徑的關系(a)相分離度;(b)偏晶胞的體積分數

3.2.3.液滴傳熱分析

液滴在自由落體過程中，傳熱方式對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流和輻射［13］．因為處于無容器狀態，液滴內部具有對稱的溫度場和濃度場．然而，由于液滴下落的時間很短，不同直徑液滴的凝固時間也不同，故很難直接測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系，對合金液滴在下落過程中的冷卻速率進行計算．對于微小液滴，可以只考慮其內部熱傳導，而忽略其內部對流，則合金液滴在極坐標系下的傳熱方程為

液滴在自由落體條件下的初始條件和邊界條件分別為

液滴內部溫度梯度為

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

根據(1)—(4)式計算了自由落體條件下不同直徑液滴表面冷卻速率隨時間的變化以及液滴內部溫度梯度沿徑向的變化，如圖5所示．理論計算所用物性參數列于表1．當液滴直徑D=949μm時，下落初始時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部散熱方式不同所引起的．液滴表面與環境惰性氣體直接對流換熱并輻射散熱而優先冷卻．液滴內部熱量的散發主要依賴于熱傳導，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，表面溫度梯度GL=－2.0×10－2K/μm．液滴表面與內部熱量散失的差異使得富Fe區呈現出不同的微觀組織形態．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部生長的偏晶胞，偏晶胞內部的組織比較細密．由此可見，偏晶胞是快速凝固的產物，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上升趨勢，富Fe區偏晶胞的體積分數也隨之增大．可見，冷卻速率和溫度梯度的增大促進偏晶胞的生長，使得偏晶胞在凝固過程中保持著較大的生長速率，而偏晶胞的快速生長使得富Fe區的微觀組織明顯細化．當液滴直徑D=80μm時，下落初始時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，偏晶胞的體積分數fm=97%，偏晶胞幾乎占據了整個富Fe區，富Fe區的微觀組織顯著細化．因此，冷卻速率和溫度梯度對液滴富Fe區的微觀組織結構具有重要的影響．

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

溫度梯度不僅促進富Fe區偏晶胞的生長，而且使得液滴內部產生熱毛細效應．熱毛細效應和表面偏析勢是液相分離的重要驅動力［7］．合金熔體液相分離過程中，熱毛細效應使得富Sn相小液滴作Marangoni遷移，呈現向液滴中心運動的趨勢，而表面偏析勢使得富Sn相小液滴向液滴表面運動．當液滴直徑D=949μm時，熱毛細效應和表面偏析勢驅動的富Sn相小液滴的運動不明顯．受表面偏析勢的作用，液滴表面僅有少量的富Sn相．隨著液滴直徑的減小，溫度梯度呈現上升趨勢，使得富Sn相小液滴的Marangoni遷移速率增大．當液滴直徑D=344 μm時，液滴中心部位富Sn相小液滴的運動主要由熱毛細效應支配．這使得富Sn相小液滴呈現出明顯的向中心運動趨勢．而液滴表面附近處富Sn相小液滴的運動主要受表面偏析勢作用，大量的富Sn相小液滴向液滴表面運動，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減小，液滴直徑D=80μm時，富Sn相小液滴的運動主要受表面偏析勢作用，最終導致液滴的相分離進行得比較徹底，宏觀偏析十分嚴重．由此可見，Marangoni遷移和表面偏析勢對液滴的相分離和最終的宏觀凝固組織形態起著顯著的主導作用．

表1 理論計算所用物性參數［15］

3.2.4.溶質截留效應

圖6為αFe相中溶質Si和Sn含量隨液滴直徑的變化關系．溶質Si的含量隨液滴直徑的減小變化趨勢較為平緩，而Sn含量隨液滴直徑的減小而增大．當液滴直徑D=949μm時，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的固溶度呈現上升趨勢．當液滴直徑D=80μm時，Sn的固溶度達到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Sn被固液界面快速俘獲，從而發生顯著的溶質截留效應．

圖6 αFe相中溶質含量隨液滴直徑的變化關系

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，對不同輥速下所獲得的合金條帶進行X射線衍射分析，如圖7所示．結果表明，不同輥速下合金條帶的凝固組織均由αFe，(Sn)，FeSn和FeSn2等四個相組成．與自由落體條件下合金的相組成對比，發現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

單輥急冷實驗中，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金條帶的厚度隨輥速的增大而降低，當輥速為10 m/s時，合金條帶的厚度為80μm，當輥速增加到50 m/s時，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時合金條帶的凝固組織形態，分層宏觀偏析特征非常明顯，包括灰色的富Fe區和白色的富Sn區，呈現出九層結構，在富Fe區分布有大量顆粒狀(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上升趨勢．隨著輥速的增大，合金條帶的宏觀組織結構發生了顯著變化．當Vr=30 m/s時，大量的富Sn相在合金條帶自由面附近凝固，宏觀組織呈現出兩層結構，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的急冷細晶區．當Vr=50 m/s時，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金條帶的凝固特征表現為無分層的組織結構，偏晶胞布滿了整個試樣，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構．

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

3.3.3.條帶傳熱分析

在單輥急冷實驗中，直接測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性，將Navier-Stokes方程、熱傳導方程和連續方程相耦合［16］，對合金條帶的冷卻速率進行理論計算．

Navier-Stokes方程為

熔體和固體的熱傳導方程分別為

連續性方程為

計算中采用表觀熱容法［17］計入結晶潛熱對合金凝固過程的影響，具體計算方法和過程及方程說明詳見文獻［17］，理論計算所用物性參數列于表1．基于(5)—(9)式計算了不同輥速下合金條帶的溫度變化，結果如圖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，繼而因大量結晶潛熱的釋放出現溫度平臺，而后由于銅輥的快速吸熱，溫度繼續降低，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．當輥速Vr=10 m/s時，初始時刻的冷卻速率vc=1.1×107K/s，合金熔體受銅輥的急冷作用，溫度迅速下降，發生液相形核和相分離，形成富Sn相液滴．隨著時間的推移，富Sn相液滴的數量逐漸增多．與此同時，富Fe液相在輥面驅動的剪切力作用下沿切線方向運動，而富Sn相液滴也被富Fe液相帶動沿該方向運動．在運動過程中，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．富Fe液相夾在兩液區之間，最終凝固形成九層結構，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間縮短．熱量的快速散失不僅使得合金熔體內部液相流動受到抑制，而且使得富Sn相液滴的Stokes運動等相分離機理受到較大抑制．當輥速Vr=30 m/s時，初始時刻的冷卻速率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液相有較長的時間碰撞凝并，最終形成上下分層的結構．當輥速Vr=50 m/s時，初始時刻的冷卻速率vc=6.5×107K/s，大的冷卻速率使得合金條帶未產生宏觀偏析，凝固特征表現為偏晶胞布滿整個試樣．可見，冷卻速率的增大促進偏晶胞快速生長．然而，隨著離輥面距離的增大，冷卻速率逐漸減小，富Sn相有更長的時間生長．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條件．

3.3.4.溶質截留效應

圖10所示為αFe相中溶質Si和Sn含量與輥速的關系．可見，輥面附近和自由面附近的αFe相中溶質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相中溶質的含量明顯高于自由面附近溶質的含量．當輥速Vr=50 m/s時，αFe相中溶質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相中溶質的最大固溶度．分析結果表明，單輥急冷快速凝固中，隨著輥速的增大，冷卻速率提高，αFe相發生顯著的溶質截留效應．

圖10 αFe相中溶質含量隨輥速的變化關系(a)Si含量; (b)Sn含量

4.結論

1.常規條件下，三元Fe62.1Sn27.9Si10偏晶合金的微觀組織由αFe，(Sn)，FeSn2和FeSi等四個相組成．在Stokes運動和表面偏析勢的作用下，合金的凝固組織呈現出富Sn相包裹富Fe相的結構．

2.采用自由落體方法和單輥急冷技術實現了三元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包晶反應受到抑制，FeSn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上升趨勢．在單輥急冷條件下，隨著輥速的增大，合金初始時刻的冷卻速率從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區偏晶胞快速生長．分析結果表明，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間縮短，熔體內部的液相流動和相分離受到抑制．條帶的宏觀凝固組織發生“九層結構→兩層結構→無分層結構”的轉變，而輥速的增大也促進偏晶胞的生長．

6.αFe相在快速凝固過程中發生顯著的溶質截留效應．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相中的溶質含量顯著高于自由落體快速凝固αFe相中的溶質含量．

在實驗和分析過程中得到鄢振麟、耿德路、周凱、泰偉業和張波等同事的有益幫助，在此一并致謝．

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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

*國家自然科學基金(批準號:50971105)和西北工業大學基礎研究基金(批準號: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