接近绝对稳态条件时，亚共晶Al-Ag合金快速凝固过程中的微观结构演变

《ACTA MATERIALIA》：Microstructure evolution during rapid solidification of hypoeutectic Al-Ag alloys near absolute stability

　　摘要：在没有微分离的情况下，可以通过超过绝对稳定性极限（Vabs）的速度进行凝固来形成微结构，在这种速度下，溶质分配被稳定的、平面的固液界面所抑制。产生这种微结构具有相当大的实际意义；然而，Vabs通常超过了增材制造（AM）中遇到的约1 m/s的生长速率。在这里，我们证明了在足够浓的亚共晶Al-Ag合金中可以在远低于1 m/s的生长速率下达到绝对稳定性极限，这处于典型的AM范围内。通过对快速凝固前沿演变的动态透射电子显微镜（DTEM）观察——该过程是在Al-Ag薄膜激光点熔化后进行的——结合事后的微观结构表征，我们可以与相场（PF）模拟以及使用从PF模型中提取的非平衡、速度依赖性相图的锐界面线性稳定性分析进行详细的定量比较。分析预测Vabs的变化趋势与界面处的浓度跳变相似，先增加然后随着Ag浓度的增加而减少。预测的Vabs值在整个亚共晶浓度范围内与PF模拟以及三种浓缩合金的实验结果有很好的一致性。这些结果为在AM条件下预测和控制接近绝对稳定性极限的浓缩合金的微观结构发展提供了依据。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生如胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，选定的结构从平面前沿变为胞状，再从胞状变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，而这很难实现；但是，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：金属合金的定向凝固会在固液界面不稳定时产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：金属合金的定向凝固会在固液界面不稳定时产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：金属合金的定向凝固会在固液界面不稳定时产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

引言：当固液界面对扰动不稳定时，金属合金的定向凝固会产生胞状或树枝状等微观结构[1]。这种结构取决于固液界面速度（V）、温度梯度（G）和局部成分[2]。随着V/G比的增加，结构类型会从平面前沿变为胞状，再变为树枝状，尽管从胞状到树枝状的转变在某些条件下是统计上的，并不一定立即发生[3]。胞状界面由光滑的浅沟组成，其生长方向主要受温度梯度控制，晶格各向异性的影响较小。相比之下，树枝状结构会形成深沟和次级侧枝，其主要生长方向在低速度时受温度梯度控制，而在高速度时则趋向于优选的晶体方向[4]、[5]、[6]、[7]。这些胞状和树枝状结构在生长过程中涉及溶质分配，导致固体中的溶质分布不均匀，从而产生局部化学和性能变化，这在实际应用中通常是不希望出现的[8]。要抑制这种分配，需要较高的界面速度，但这很难实现；然而，增材制造（AM）等工艺可以产生1 m/s或更高的凝固速度，接近于平面界面重新稳定的状态，即所谓的绝对稳定性状态，这种状态下形成的固体具有均匀的化学成分。

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