Shechtman等[1]在快速凝固的Al-Mn合金系中首次发现具有特别晶体学结构的准晶相(QCs)，在晶体学界掀起了一场革命[2]，并获得2011年诺贝尔化学奖。由于准晶中的位错在室温和高温下均难以移动，在其变形过程中，准周期晶格很容易被破坏。准晶的这一本征脆性限制了其直接作为结构材料的应用[3]。由于准晶相的界面能较低，而且相对稳定、不易粗化，并且可与基体之间形成较强的结合界面，因此准晶相可以作为复合材料中有效的强化相。Watanabe等[4]利用准晶相作为强化相在快速凝固Al-Mn-Ln(Ln=Y,La,Ce,Nd或Gd)合金中进行了尝试，成功获得了α-Al基体包裹纳米准晶相的完美组织，抗拉强度超过1 GPa。然而，只有采用熔体旋淬方法制备的薄带状准晶强化复合材料可以实现超高强度，大大限制了其实际应用。因此，准晶相增强大块合金的制备技术亟待进一步研究及开发。目前，Mg-Zn-RE(RE为稀土元素)合金系已成功实现准晶强化并应用于工业生产[5,6]。例如，Park等[7]开发了一种包含准晶相的Mg68Zn28Y4合金，通过控制准晶相含量可在180～480 MPa范围调节其屈服强度。随后，为消除粗大的(QCs+α-Mg)共晶组织，Bae等[5]和Singh等[8,9]进一步利用热轧和挤压法制备出准晶强化Mg-Zn-Y合金，该合金同时具有优良的强度和韧性。虽然Al-Mn合金中关于准晶相形成的研究起步较早，但由于很难形成稳定的准晶相，关于准晶相增强Al-Mn大块合金力学性能方面的研究较少。

Al-Mn合金具有良好的力学性能、加工性能和耐腐蚀性，可用于建筑、包装工业以及结构部件等领域，并且Al-Mn合金可形成具有独特准周期结构的准晶相，同时引起了科学和技术领域的极大关注。通过调整合金中Mn和其它合金元素的含量及控制冷却速率等，Al-Mn合金在凝固过程中可形成一系列金属间化合物相甚至形成准晶相[10,11]。这些金属间化合物相的尺寸、形貌、分布、生长方式和体积分数会极大地影响Al-Mn合金的力学性能。然而，由于金属间化合物相的晶体结构复杂，且在形成过程中容易发生取向聚合，常以小平面生长方式生长、呈现出丰富多样的形貌和粗大的晶粒，急剧恶化合金的力学性能[12]。此外，大部分准晶相形成条件比较苛刻而且不稳定，为获得复杂金属间化合物或准晶相强化的金属基复合材料，很多研究者致力于寻找可形成稳定准晶相的新合金系，或通过微合金化提高现有合金系中准晶相形成能力和稳定性。

2017年6月，董明珠和魏银仓曾一起出现在央视《对话》栏目中，当时董明珠也肯定了魏银仓公司“一把手”的身份，只是认为，“银隆的管理要加强。”

最近，Song等[13]和 Chang等[14]发现，在Al-Mn合金中加入Be可以有效提高准晶相的形成能力和稳定性，通过熔体旋淬和Cu模铸造方法，甚至采用传统凝固方法都可以在Al-Mn-Be合金中获得准晶二十面体相(I相)和多种六方近似相。传统Al-Mn二元合金中，准晶相形成必需的Mn含量为8%～25%(原子分数，下同)，临界冷却速率为105～106K/s。而少量Be的加入可使准晶相形成必需的Mn含量降低至2.5%，并且可将临界冷却速率降至102K/s。随后Zupani 等[15]研究了Be对熔体旋淬和传统凝固Al-Mn-Be合金微观组织的影响，并确定了Al-Mn-Be合金中准晶I相的成分为Al50Mn15Be35。除此之外，他们还研究了铸态和热处理态Al-Mn-Be合金相图富Al侧的相形成规律[16]。虽然很多研究者对快速凝固和传统凝固Al-Mn-Be合金的微观组织特征进行了大量的研究和表征，但是有关金属间化合物形貌演变和Al-Mn-Be合金的力学性能等系统的研究则相对欠缺。

定向凝固技术是一种可以研究确定凝固条件下合金凝固行为的有效方法，其中凝固参数，如温度梯度(G)和生长速率(V)等，可以分别单独控制[17,18]。在过去的工作中，在冷却速率较低的条件下，本课题组[19]通过定向凝固技术在Al-Mn-Be合金中成功获得了初生的准晶I相，并对初生准晶I相的生长机制进行了初步解释。本工作主要目标是系统研究定向凝固Al-3Mn-7Be(原子分数，%，下同)合金在抽拉速率范围为1～1500 μm/s时金属间化合物的生长行为、初生相的转变及合金的力学性能。

为了研究Be元素对Al-Mn合金微观组织的影响，对铸态Al-3Mn和Al-3Mn-7Be合金的微观组织进行了分析。图1a为铸态Al-3Mn和Al-3Mn-7Be合金的XRD谱。可以看出，少量Be的加入引起了合金中相组成的显著变化。铸态Al-3Mn合金的XRD谱上主要呈现了Al6Mn和α-Al的衍射峰，添加少量Be元素后，Al6Mn的衍射峰消失，同时出现了Be4AlMn和T相的衍射峰。Zupani 等[20]也报道过相似的结果。此外，对比2种合金的XRD谱可以发现，Be的加入使α-Al的衍射峰稍向右移，表明α-Al的晶格常数由于Be的加入而减小。图1b为铸态Al-3Mn合金的微观组织，其中灰白色为Al6Mn相，黑色为α-Al。根据Al-Mn二元合金的平衡相图[21]，在Al-3Mn合金的平衡凝固过程中，当温度下降至液相线温度以下时，初生Al6Mn相首先由液相中析出，即L→Al6Mn。初生Al6Mn相以某一确定方向排列，呈现出较强的各向异性[12]，如图1b所示。初生Al6Mn相具有明显的尖锐棱角，呈现出明显的小平面生长行为，其尺寸约为50 μm。随着温度继续降低至658℃时，发生共晶反应L→Al+Al6Mn，剩余的液相转变为共晶组织。图1c为铸态Al-3Mn-7Be合金的微观组织，依据Z衬度，Mn元素含量越高，Be元素含量越低，相就越亮。合金中最暗的区域为α-Al固溶体基体相，灰色的Be4AlMn化合物相比α-Al相稍亮，呈多边形和片状，表现为明显的小平面生长方式，大小为10～25 μm。利用AES对合金中各相成分进行测量分析，结果如图1d所示。Be4AlMn相具有很高的Be元素峰，多次测量后确定其平均成分为 Be72Al17Mn11，与 Zupanič等[15]报道的成分接近。T相中Mn含量较高而Be含量较低，所以呈现出最亮的衬度，AES结果显示其平均成分为Al70Mn18Be12。T相呈多边形，具有明显尖锐的棱角，表现为典型的小平面生长方式，晶粒尺寸为20～30 μm。Raynor等[22]首次报道了T相的XRD数据，然而没有报道其晶体结构。近年来，Kim等[23]在铸态Al-Mn-Be三元合金中报道了具有六方结构的H1相，即T相，且证实此相为准晶相的近似相。Zupanič等[20]在Cu模铸造Al-Mn-Be合金中也发现了T相，且多数依附于Be4AlMn相的外围。此外，在微观组织中也观察到了细的共晶组织，如图1c方框中所示，共晶组织可能为三相共晶。为研究铸态Al-3Mn-7Be合金的凝固路径，在980～25℃的温度范围内对其进行了DSC分析，结果如图1e所示，冷却速率为10℃/min。由DSC曲线看出，在冷却过程中主要出现了3个放热反应峰。基于以上微观组织的分析结果，可以推断出，随着温度的下降，首先在938℃时由液相中析出Be4AlMn相，其形成为T相提供了形核位置。当温度降至692℃时，T相形核并长大。随着Be4AlMn相和T相的长大，熔体中的溶质逐渐贫乏，为α-Al相的形核和生长创造了有利的条件。当温度下降至654℃时，所有的残余液相通过共晶反应完全形成三相共晶。综上所述，少量Be加入显著改变了铸态Al-Mn合金的相组成，并细化了初生相和共晶基体。

1 实验方法

2.2.4 Be4AlMn相的三维形貌演变 Be4AlMn相在铸态Al-Mn-Be合金组织中比较常见，而在定向凝固组织中，由于抽拉速率增加导致的初生相竞争生长，因此只有当抽拉速率较低时才可以在定向凝固组织中观察到Be4AlMn相。通过计算，Be4AlMn相主要在冷却速率小于2.5 K/s范围内形成。微观组织中常观察到Be4AlMn相与T相共存，T相包围在Be4AlMn相的外围。依据文献[13,20]和图1e中的DSC结果可以推断，Be4AlMn相和T相的熔点分别在950和700℃左右，所以在熔体冷却过程中，Be4AlMn相先析出，随后T相附着在Be4AlMn相外围形核和长大。通过TEM对T相和Be4AlMn相的取向关系进行分析，结果如图6所示。表明T相和Be4AlMn相存在一定的取向关系，即错 配 度 为3.37%。综上可推断，Be4AlMn相可以作为T相的有效形核基底。Fleury等[29]也指出，Be4AlMn相也可以为准晶I相提供异质形核质点，准晶I相可以通过Be4AlMn相和液相进行包晶反应形成，而且Be4AlMn相结构中存在的二十面体配位原子有利于准晶I相的形成。

在装有抽拉系统和温度控制系统的高真空Bridgman定向凝固炉中进行定向凝固实验，采用水冷液态Ga-In-Sn合金熔池冷却试样。将试样加热至1000℃，保温30 min，选取不同的抽拉速率(1～1500 μm/s)，抽拉30 mm后快速淬火，保留固/液界面。需要强调的是，为避免试样在固/液界面处断裂，用于拉伸测试的试样直接抽拉110 mm不淬火。

采用线切割技术将定向凝固铸锭沿纵切面剖开，随后通过标准的金相磨抛加工程序进行制样。采用TGA/SDTA85IE综合热分析仪(DSC)对Al-3Mn-7Be合金凝固过程进行DSC分析。采用附带能谱分析仪(EDS)的Quanta 200FEG扫描电子显微镜(SEM)进行微观组织观察。采用TECNAI F30透射电子显微镜(TEM)分析初生准晶I相和其它金属间化合物相的结构。采用D/MAX-rAX射线衍射仪(XRD)对定向凝固试样的相组成进行了XRD分析，辐射源为CuKα，扫描范围为20°～90°，扫描速率为4°/min。由于Be元素原子质量很小，采用PHI-700 Auger电子能谱分析仪(AES)对准晶I相及其它金属间化合物相进行AES分析确定成分，电子枪高压为5 kV,能量分辨率为0.1%。入射角为30°。为观察准晶I相及其它金属间化合物相的三维形貌，采用20%的NaOH溶液对试样进行深腐蚀，随后采用SEM的二次电子模式进行观察。

在定向凝固试样稳定区截取试样，通过砂纸打磨获得直径3 mm、标距15 mm的圆柱拉伸试样。采用Instron 5500R拉伸试验机进行准静态室温拉伸实验，试样的拉伸方向与生长方向平行，拉伸速率为0.5 mm/min。为了保证测试的可靠性，每种条件选取3组试样进行测试，力学性能取平均值。拉伸测试后，采用SEM的二次电子模式分析其断口形貌。

2 实验结果及讨论

2.1 铸态Al-3Mn和Al-3Mn-7Be合金的微观组织

  

图1 铸态Al-3Mn和Al-3Mn-7Be合金的XRD谱、微观组织及Al-3Mn-7Be合金组成相的AES分析和降温DSC曲线Fig.1 XRD spectra(a)and microstructures of as-cast Al-3Mn(b)and Al-3Mn-7Be(c)alloys,AES analyses of phases composition(d)and DSC curve(e)of as-castAl-3Mn-7Be alloy

本文以风电齿轮箱涂装工艺过程物质代谢分析为对象，以涂装生产工序为系统边界，将该生产流程中的工序单元作为最小的分析单元，识别出每一个工序单元的物质输入和输出项，估算出各工序单元中不同类型物质输入与输出的形式和数量，在此基础上将各工序单元综合，形成风电齿轮箱涂装生产线物质代谢分析图。

2.2 二十面体准晶相及其相似金属间化合物相的三维形貌演变

为了研究不同凝固参数对初生相选择及三维形貌的影响规律，对Al-3Mn-7Be合金进行不同抽拉速率下的定向凝固实验，温度梯度保持不变。图2为5种典型抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金稳态区的纵截面组织，合金组织均由初生相和共晶基体组成。结合图2插图中SAED谱分析结果可知，随着抽拉速率的增加，不仅初生相的形貌和尺寸显著改变，初生相的种类也发生了转变。抽拉速率为1 μm/s时(图2a)，尺寸较大的初生化合物λ相为延长的六边形形貌，具有尖锐的棱角，表现为强各向异性的小平面生长。共晶组织中两相有序排列，生长方向与热流方向平行，由于高的G/V导致平界面凝固，共晶λ相呈现出大长径比的连续平行板条或纤维实心形貌。当抽拉速率增加至5 μm/s时，如图2b所示，初生化合物相由λ相转变为T相，分布杂乱无序，尺寸明显增加，且在生长方向上变得不连续。T相形貌多呈空心和分叉的六边形形貌，表现为典型的小平面生长。当抽拉速率进一步增加至60 μm/s时，如图2c所示，初生化合物相仍为T相，呈无序分布，但其尺寸显著减小。初生T相的形貌主要包含2种：尺寸较小的双漏斗H状和尺寸较大的枝状，表明其生长方式由小平面向非小平面转变。当抽拉速率进一步增加至600 μm/s时，如图2d所示，初生化合物相进一步细化，同时初生相类型再次改变，转变为准晶I相和T相共存，准晶I相呈典型的等轴花瓣状形貌，T相主要呈双漏斗H状形貌。此外，初生相的尖锐棱角特征基本消失，生长方式转变为非小平面生长。当抽拉速率增加至1000 μm/s时(图2e)，微观组织进一步细化，T相消失，初生化合物相主要为尺寸较小的等轴花瓣状I相。综上所述，随着凝固过程中冷却速率的增加，微观偏析程度严重，导致了初生相种类、形貌和尺寸的转变。

为了进一步深入理解初生化合物的形貌特征和生长行为，本研究利用深腐蚀技术分别研究了初生λ相、T相、I相和Be4AlMn相的三维形貌演变。一般来说，晶体的最终形貌主要取决于其本质的晶体结构和生长时的外部环境条件，前者通过最小化界面自由能决定了晶体的平衡形貌，后者由于生长动力学的控制而迫使晶体偏离平衡形貌。基于上述观点，下面将讨论定向凝固Al-3Mn-7Be合金中金属间化合物相和准晶I相的三维形貌演变。

从表1可以看出，在抽拉速率为1 μm/s时，合金延伸率最高，当抽拉速率增加至5 μm/s时，其延伸率和强度都显著降低，随着抽拉速率进一步增加至大于60 μm/s时，强度和延伸率呈连续上升趋势。从图8插图中对应的微观组织可以看出，在抽拉速率为1 μm/s时，白色纤维状λ相沿生长方向整齐排列，均匀分布在基体中，合金可视作λ相纤维强化复合材料，因此呈现出比较高的强度和高延伸率。当抽拉速率增加至5 μm/s时，合金中的初生相转变为T相，尺寸比较粗大，呈具有尖锐棱角的空心六边形形貌，此时可将合金视作颗粒强化复合材料。然而，由于T相晶粒尺寸太大，超过了50 μm，而且六边形的尖锐棱角处容易产生应力集中，对基体会产生割裂作用，因此其强度和韧性都较低[33]。当抽拉速率继续增加至60 μm/s时，T相的尺寸明显减小，同时形貌也发生改变，应力集中减小，其强度和延伸率显著增加。当抽拉速率达到200 μm/s时，合金中化合物的尺寸进一步减小，平均尺寸约为15 μm，同时在组织中出现了多边形准晶I相与T相，晶粒尺寸的减小和准晶I相的形成进一步改善了合金的力学性能。抽拉速率的继续增加使T相体积分数逐渐减少，准晶I相的体积分数逐渐增加，I相的形貌也由多边形转变为花瓣状。准晶I相体积分数的增加以及强化相颗粒的减小进一步提高了合金的强度和韧性。如图8插图所示，当抽拉速率达到1000 μm/s时，平均晶粒尺寸约为5 μm的细小花瓣状准晶I相弥散分布在共晶基体中，合金强度和韧性都达到最高值。

  

图2 不同抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金的纵截面组织及对应初生相的SAED谱Fig.2 Microstructures of the longitudinal section of directionally solidified Al-3Mn-7Be alloy at pulling rates of 1 μm/s(a),5 μm/s(b),60 μm/s(c),600 μm/s(d)and 1000 μm/s(e)(Insets are corresponding SAED patterns of primary phases)

  

图3 抽拉速率为1 μm/s时获得的λ相三维形貌Fig.3 3D morphologies ofλ-phase obtained at a pulling rate of 1 μm/s

 

(a)regular hexagonal prisms along longitudinal direction(b)regular hexagonal prisms along cross section direction(c)irregular prisms along cross section direction

2.2.1 λ相的三维形貌演变 图3为定向凝固Al-3Mn-7Be合金在抽拉速率为1 μm/s时获得的λ相的三维形貌。从图3a中可以看出，2种不同尺寸的棒状λ相沿热流方向平行排列，其中尺寸较大的(直径约为20 μm)为初生λ相，尺寸较小的(直径为1～3 μm)为共晶λ相，它们沿热流方向均可长达几毫米。图3b为垂直于生长方向的λ相形貌。从中可清晰观察到λ相的完美正六边形形貌，由此可知，λ相的典型三维形貌为六棱柱。依据晶体生长的热力学原则和Wuff理论，晶体结构中越密排的晶面生长速率越慢，在生长过程中密排面更容易在外观形貌中得以保留，而非密排晶面由于生长速率较快，容易长出而消失。λ相的晶体结构与准晶I相结构密切相关，是一种单胞中含有586.1个原子的复杂六方结构[24]。λ相的晶体结构非常复杂，因此很难分辨其密排面。依据Kelly等[25]的方法并比较单胞[0001]和[1010]方向的投影，仍可以发现一些密排的或近密排的{0001}基面和{1010}柱面，其它富Al金属间化合物中也曾观察到相似的密排原子层[12,26]。

佩恩特曾在俄勒冈大学 (University of Oregon)法学院担任终身法学教授。2002年—2005年间，他也曾被伊利诺伊大学 (University of Illinois)法学院聘为法学讲座教授 (the Guy Raymond and Mildred Van Voorhis Jones Professor of Law)。

  

图4 λ相单胞沿[0001]和[1010]方向的投影图Fig.4 Projections ofλ-phase unit cell along the[0001](a)and[1010](b)directions,respectively

  

图5 不同抽拉速率下T相的三维形貌演变Fig.5 3D morphologies of T-phase at different pulling rates

 

(a)5 μm/s (b)90 μm/s (c)200 μm/s,along[0001]direction(d)200 μm/s,along[1120]direction (e)400 μm/s (f)600 μm/s

2.2.2 T相的三维形貌演变 与λ相相似，T相也是一种具有大单胞结构的六方化合物相[23]。虽然T相是一种晶体相，但其结构中具有二十面体对称的局部原子结构，在某些晶带轴方向具有与准晶I相相似的SAED谱，因此被认为是准晶I相的近似相。图5为不同抽拉速率下获得的T相三维形貌。可以看出T相三维形貌随抽拉速率的增加发生了显著改变。当抽拉速率为5 μm/s时(图5a)，冷却速率较小，T相形貌与λ相相似，呈现出由{0001}基面和{1010}柱面包围的规则六棱柱形貌，尺寸约为20 μm。与λ相相比，T相的六棱柱形貌在c轴方向尺寸较小，这主要是因为T相沿[0001]方向生长时，抽拉速率较快而溶质来不及补充，从而导致其生长速率较低。与λ相相似，在初生T相周围也出现了尺寸较小的共晶T相。如图5b所示，当抽拉速率增加至90 μm/s时，T相转变为具有六瓣分枝的花瓣状形貌，这是由于抽拉速率的增加促进了六棱柱晶体棱角处的过冷度和过饱和度，使其沿＜1120>方向生长出6个枝干。然而，溶质和热流的不均匀分布使6个枝干大小稍有差异。仔细观察图5b中枝干的尖端形貌，可以看出，枝干尖端呈现为小平面的尖锐棱角，在尖端处棱角仍然由两柱面{1010}围成，夹角为120°，保持了六方对称的特性。此外，每根枝干中心处形成一个凸起的脊，对应其相反方向形成一个凹槽。随着抽拉速率的继续增加，超过200 μm/s时，由于冷却速率较快，T相显著细化。此时，晶体形貌对外部生长环境更敏感，小平面晶体的生长过程由体积扩散控制[28]。在这种生长环境中，与晶体的面相比，晶体的角和边更容易生长，导致边和角的加速生长现象。边和角的加速生长导致初生T相在脊和凹槽尖端面中心首先产生凹坑，如图5c所示；随着生长的进行，T相枝干的上下表面逐渐产生一个沟槽，横截面呈H状，如图5d所示。当抽拉速率继续增加至400和600 μm/s时，固/液界面过冷度和过饱和度继续增加，T相枝干的上端重新形核和生长，形成二次枝晶臂，接着二次枝晶臂逐渐生长为薄的六棱柱片。整体来看，T相呈现出小平面的枝晶状形貌，如图5e和f所示。另外，由图5d中相互平行的生长痕迹可以推断出，T相的生长也是通过层生长机制进行的。

图9为3种典型抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金试样拉伸断口附近的变形区显微组织。当抽拉速率较低时，颗粒较大的化合物相沿变形方向断裂成数节，成为主要的裂纹源(图9a)；在较高抽拉速率下，化合物颗粒的断裂倾向逐渐减小，其裂纹源表现为化合物开裂与脱粘共存，如图9b所示。在抽拉速率为1000 μm/s的试样中观察到大量的准晶I相既没有断裂也没有与基体发生脱粘，如图9c所示。这主要由以下3方面原因造成：(1)抽拉速率的增加使准晶I相颗粒尺寸减小，提高了准晶I相颗粒的自身强度，可以承载更高的载荷；(2)准晶I相形貌的转变降低了其周围的应力场集中程度，从而提高I相的承载能力；(3)准晶I相具有准晶格特征，与基体之间的结合强度很高。由于准晶I相具有二十面体准周期的对称结构，高对称性为准晶晶面与基体晶面局部原子的匹配提供了更大的可能性。准周期性也可以看作为存在很多不同的周期，从而保证I相的晶面与基体晶面的原子能够很好匹配，进而有利于形成准晶I相与基体的强结合界面[34]。Bae等[5]在研究准晶I相强化Mg-Zn-Y合金时，将其大的延伸率和加工硬化行为直接归因于准晶I相的强化效应。值得注意的是，随着抽拉速率的增加，基体中Mn和Be元素的固溶强化与基体组织的细化也是合金强度和韧性提高的原因[33]。

顺丰收购DHL业务也许是今年最轰动快递圈的并购行动，但轰动显然只是顺丰并购行动的副产品。“对于顺丰拥有王卫这样的佛系老板，高调做事低调做人一直是顺丰的企业文化，王卫不太在意外界，他只是在按照他的节奏一直在运作整个公司。”顺丰前员工李伟这样向《中国储运》记者说。

实验采用高纯Al(99.99%)、Mn(99.99%)和Al-2.99%Be中间合金，在Ar气氛感应炉中熔炼名义成分为Al-3Mn-7Be的合金。荧光光谱成分分析显示实际制备合金的成分为Al-2.99Mn-7.16Be，符合实验要求。将混合好的坯料放入到MgO坩埚中，感应加热至1000℃直到所有坯料完全熔化，熔体被保温30 min后浇入钢模中，制得尺寸为直径100 mm、长115mm的合金铸锭。作为比较，利用同样方法制备了名义成分为Al-3Mn的铸态合金。采用线切割技术从铸锭上加工出直径3 mm、长110 mm的圆棒。用砂纸将圆棒外部氧化皮打磨干净，超声清洗后吹干，放入直径3.5 mm、长150 mm的高纯石英管中以备定向凝固实验。

图4为λ相单胞沿 [0001]和[1010]方向的投影图。结合λ相的六方晶体结构可以看出，λ相的择优生长方向为[0001]方向，这与很多其它六方晶体的择优生长方向相同[27]。结合图3a和b可以看出，λ相的三维形貌为典型的由{0001}基面和{1010}柱面包围的规则六棱柱形貌，这与Kreiner等[24]通过热分解方法获得的λ相形貌相似。考虑到λ相是在低抽拉速率条件下形成的，其生长形貌接近平衡形貌。基于以上分析，{0001}基面和{1010}柱面为较密排的晶面，容易在生长过程中得以保留，从而导致了规则六棱柱形貌的形成。仔细观察图3b中的λ相可以发现，沿[0001]方向的柱面上具有相互平行的生长痕迹，表明λ相是通过在{0001}基面上的生长台阶不断堆砌六方生长基元而进行层生长形成的。虽然本研究中λ相是在较低抽拉速率条件下形成的，但在实际生长过程中仍不可避免地受外部生长环境影响，如热流和溶质分布不均匀等，各晶面的相对生长速率因此发生变化，从而导致不规则形貌的形成，如图3c所示。

图7为定向凝固Al-3Mn-7Be合金中获得的Be4AlMn相的三维形貌图。可以看出，Be4AlMn相呈现出2种不同的形貌，即完美的八面体形貌(图7a)和尖晶石孪晶形貌(图7b)，尺寸为20～30 μm。Be4AlMn相为fcc结构[30]。在fcc晶体中，{100}面点阵密度最小，而{111}面为最密排面，新原子更容易附着在具有高结合能的{100}面[31]。所以，在fcc晶体的生长过程中，{100}面生长速率最快，在生长过程中逐渐收缩而消失，相反{111}面生长速率最慢，在生长过程中容易保留下来，从而暴露在晶体的外观形貌中。因此，fcc晶体的外观形貌常常呈现为由8个{111}面包围而成的八面体，如图7a所示。通过仔细观察，在Be4AlMn晶体的{111}表面可以观察到若干相互平行的正方形环带构造，与＜001>方向垂直，这种环带构造是Be4AlMn晶体在不同的生长阶段、在介质或生长环境影响下通过层生长方式留下的晶形轮廓痕迹。此外，还可以发现正方形环带构造在{111}表面分布比较均匀，表明Be4AlMn晶体在不同{111}表面的法向生长速率基本一致。图7b为Be4AlMn相的尖晶石孪晶形貌，其形成过程可以通过孪晶面凹槽生长(TPRE)机制来分析[32]。随着Al-Mn-Be合金熔体温度的下降，首先由熔体中析出Be4AlMn相，通过原子的不断附着逐渐长大，最终形成外表面由{111}面包裹的正八面体晶核。随着生长的进行，特别是在定向凝固条件下，固/液界面前沿会形成溶质富集层，导致成分过冷。当过冷度增加到一定程度时，与小平面层状生长相比，孪晶晶核形成在热力学方面更有利，此时，八面体晶核的一部分相对于另一部分以bbb孪晶面通过切变进行孪生，获得了如图7b中插图II所示的尖晶石孪晶结构。bbb孪晶面与部分{111}面相平行，具有3对夹角分别为141°和219°交替出现的凹槽和凸脊。当具有稳定凹槽的Be4AlMn晶核浸入到过冷的熔体中，由于凹槽具有有利的几何学条件，原子会优先吸附在凹槽位置，使组成凹槽的相邻2个{111}晶面沿3个<112>方向优先生长，如此往复，形成了尖晶石孪晶形貌。从图7b中可以看出，插图中的孪晶面凹槽生长机制与Be4AlMn相的深腐蚀形貌完全吻合，这种机制的作用大大降低了Be4AlMn晶体生长所需的过冷度和过饱和度。

  

图6 Be4AlMn相和T相的TEM明场相及SAED谱Fig.6 Bright field TEM image of the Be4AlMn and T-phase(a),composite SAED pattern of Be4AlMn and T-phase(b),and SAED patterns of Be4AlMn(c)and T-phase(d)

  

图7 Be4AlMn相的三维形貌Fig.7 Octahedral(a)and spinel twin(b)morphologies of Be4AlMn(Insets sketch the formation of a typical spinel twinned crystal,and the twin plane is shaded.bbb indicates the(111)twin plane)

2.3 定向凝固Al-3Mn-7Be合金的力学性能

图8为不同抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金的室温拉伸应力-应变性能曲线，表1列出了相应的力学性能。与铸态合金相比，定向凝固合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率普遍较高。这主要是由于采用定向凝固方法可以极大地减小常规凝固的缺陷，提高合金致密性，在应力作用下延迟开裂，从而大幅度提高合金的强度和塑性。随着抽拉速率的增加，定向凝固合金的强度先下降后上升，在抽拉速率较低和较高时，定向凝固合金的延伸率均较高，这与其定向凝固组织、强化相的种类、形貌及其界面特性等有关。

  

图8 不同抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金的室温应力-应变曲线及对应的微观组织Fig.8 Room-temperature tensile stress-strain curves of directional solidified Al-3Mn-7Be alloys at different pulling rates and corresponding microstructures(insets)

按正常工作条件选择电气设备时，需要考虑电气设备的安装环境条件以及相关电气设备要求。包括电气装置所处位置、环境温度、防火防爆等要求，此外，还包括电气装置对电流、电压等方面的要求，最后还需对其进行短路校验。

MM是高度异质性疾病，存在复杂的免疫系统缺陷。骨髓瘤细胞来源于B细胞发育终端的浆细胞，患者免疫系统存在多种异常，其中细胞免疫异常(如B细胞减少、CD4/CD8细胞减少)与患者生存时间负相关，提示细胞免疫在疾病控制中发挥重要作用[2]。

化学作为一门传统的理工类学科，其实验复杂繁多，在进行实验教学中也很容易产生许多问题，导致教学效率缓慢.但是在高中化学实验教学中应用信息化技术可以极大地避免一些问题的发生，从而提高课堂的教学效率.在高中化学实验教学课堂中引入信息化技术的必要性具体表现在以下几个方面.

2.2.3 I相的三维形貌演变 众所周知，准晶I相具有典型的二十面体对称结构，其点群为m35，与晶体的晶格平移不相容，其晶体结构中包含大量的旋转对称轴，包括6个五次轴、10个三次轴、15个二次轴和与其相垂直的镜面，所以准晶I相为点群对称性最高的相[1]。同样，二十面体对称的点群结构会直接影响准晶I相的三维形貌。准晶I相的生长机制在以前的研究中[19]已详细讨论，在此不再赘述。随着抽拉速率的增加，准晶I相颗粒尺寸明显减小，其形貌和生长方式也发生较大转变，由小平面花状集合体最终转变为枝晶形貌，生长方式也由小平面生长方式转变为非小平面生长方式，这主要是由抽拉速率增加而引起的固/液界面过冷所导致的。需要指出的是，花状集合体的整体形貌和亚单元形貌均保持了二十面体对称的典型特征，进一步表明准晶体本质上与晶体更接近，其最终形貌受其本质的晶体结构所影响。

 

表1 不同抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金的室温拉伸性能Table 1 Room-temperature tensile properties of directional solidified Al-3Mn-7Be alloys at different pulling rates

  

Pulling rate/(μm·s-1)0 1 5 6 0 200 1000 UTS/MPa 78 184 146 189 215 244 YS/MPa 71 116 88 103 115 123 Elongation/%2.99 15.62 6.33 9.48 9.65 12.01 Elastic modulus/GPa 66.5 94.6 41.9 67.1 77.3 64.4

  

图9 定向凝固Al-3Mn-7Be合金试样室温拉伸断口附近的变形区显微组织Fig.9 Microstructures of deformational zone of directional solidified Al-3Mn-7Be alloys near fracture surface at pulling rates of 60 μm/s(a),400 μm/s(b)and 1000 μm/s(c)

在颗粒增强复合材料中，颗粒的强化能力主要取决于由基体向强化相的应力传输，即取决于基体与颗粒之间的界面结合强度。如果界面结合较差，那么界面会在有效的应力传输实现之前失效，颗粒不能产生强化效应[35]。在Mg-Zn-Y合金系中，很多研究[5,8,36]表明，准晶I相由于具有独特的准周期结构，可以通过引入小台阶与基体建立强的结合界面。在抽拉速率大于100 μm/s时，定向凝固Al-3Mn-7Be合金试样具有较高的强度和延伸率，而且其抗拉强度、屈服强度和延伸率随准晶I相的体积分数的增加而增加，很好地说明了合金的性能与大量准晶I相的强化作用是密切相关的。图10a和d分别为抽拉速率为1000 μm/s时定向凝固试样中I相颗粒与α-Al之间界面区域的明场像及HRTEM像，图10b和c分别为对应于基体和准晶I相的选区SAED谱，图10e和f分别为对应于HRTEM像中区域1和2的Fourier变换花样。由图可以看出，从区域1中I相颗粒上获得的Fourier变换花样与二十面体结构的二次轴取向一致，由区域2中获得的Fourier变换花样明显对应于α-Al基体的[011]晶带轴，与图10b和c对应的SAED谱完全对应。测量图10d插图中对应的α-Al区域亮反射点形成晶面之间的距离为0.202 nm，与α-Al的(011)面的晶面间距完全一致。综上，在定向凝固Al-3Mn-7Be合金中，准晶I相与α-Al基体之间存在确定的取向关系，即Q[I2]//α-Al[011]。在其它合金系中，很多研究[37～39]同样表明了准晶I相与基体之间的取向关系。Singh等[8]指出，这样的取向关系可以使准晶I相与基体之间形成牢固的结合界面，有效强化了晶界。Bae等[5]对Mg-Zn-Y合金的HRTEM研究表明，α-Mg基体与准晶I相在距界面处3～5 nm厚范围仍然保持一定的取向关系，只是在变形过程中出现一点小的偏离。仔细观察图10d发现，准晶I相颗粒与α-Al的界面非常光滑，界面处几乎无过渡区，两相完全匹配。与金属间化合物相相比，准晶I相由于其结构的高对称性，呈现出各向同性的特征，因此准晶I相可以与基体之间形成具有低应力能的稳定界面。一般来说，由于基体与金属间化合物颗粒的晶格常数之间存在差异，在颗粒与基体界面处会形成高的应力集中。但对于准晶I相来说，由于其具有准晶格结构，可以通过引入微台阶调节界面上的错排应力，显著降低了颗粒周围基体的应力集中。所以，在一定的加载应力范围内，合金中的准晶I相既不会断裂也不会与基体脱粘，而是与基体协调变形。随着应变的增加，应力也随之增加，极大地强化了合金并提高了合金的延伸率。另外，与其它金属间化合物颗粒类似，准晶I相颗粒在合金变形过程中也会起到颗粒强化、晶界钉轧和晶界强化的作用。在定向凝固过程中，由于α-Al基体与准晶I相热膨胀系数的不同，在α-Al基体中会产生大量的位错。在合金的变形过程中，基体中的位错发生滑移，当位错移动至I相颗粒与基体界面，I相颗粒就会作为位错钉轧中心阻碍位错的移动，在颗粒附近产生高密度的位错并发生位错塞积和位错缠结，如图11所示。随位错密度的增加，准晶I相有效强化了合金。

  

图10 1000 μm/s抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金试样的TEM分析Fig.10 TEM analyses of directionally solidified Al-3Mn-7Be alloy at a pulling rate of 1000 mm/s

 

(a)bright-field image(b,c)SEAD patterns of I-phase andα-Al in Fig.10a(d)HRTEM image of the interface between I-phase andα-Al(e,f)Fouier transform of regions"1"and"2"in Fig.10d

为了研究Al-3Mn-7Be合金的断裂行为，对其断口形貌进行了分析，如图12所示。铸态合金的室温断口形貌表现为典型的脆性解理断口，在断口表面可以观察到开裂的化合物相留下的一系列解理台阶，在化合物相周围的基体中留下少量的韧窝，如图12a所示。图12b为抽拉速率为1 μm/s时的断口形貌，从中可以观察到大量的韧窝，韧窝形貌包含规则和不规则2种形貌，属于典型的微孔聚集型韧性断裂。如图12b中插图所示，规则韧窝尺寸较小，中心包含有λ相，而不规则韧窝尺寸较大，周围存在大量的撕裂棱，与上述较大的延伸率结果一致。图12c为抽拉速率为5 μm/s时的断口形貌，其拉伸断口与铸态试样相似，表现出典型的解理断裂特征，但T相尺寸比铸态合金中化合物相明显减小，部分T相表面存在裂纹，并呈现出尖锐的棱角。尖锐棱角产生的应力集中会导致基体割裂及化合物断裂，从而形成裂纹源，使合金表现出低的强度和延伸率。随着抽拉速率的继续增加，合金的断裂方式转变为准解理断裂。化合物相的形貌也转变为花瓣状，尖锐棱角减少，而且周围撕裂棱明显增加，如图12d和e所示。随抽拉速率的增加，化合物相的尺寸逐渐减小，化合物的开裂趋势也随之逐渐减小，合金的强度和韧性逐渐增加。如前所述，当抽拉速率达到1000 μm/s时，合金中大部分化合物相为尺寸较小的花瓣状准晶I相。在拉伸变形过程中，花瓣状准晶I相明显降低了局部应力集中，同时I相颗粒由于尺寸的减小可以承受更大的应力，所以在断口形貌中很少观察到准晶I相颗粒的粉碎性断裂，仅有少量的颗粒发生开裂。试样断裂的同时，在颗粒周围的基体中留下了大量的韧窝和撕裂棱。由此可见，抽拉速率为1000 μm/s的准晶I相增强合金的断裂是由I相颗粒的断裂和与基体脱粘共同引起的，表现为较高的强度和韧性。

  

图11 1000 μm/s抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金拉伸试样的TEM明场像Fig.11 Bright field TEM image of the directionally solidified Al-3Mn-7Be alloy at a pulling rate of 1000 μm/s after tensile test at room temperature (High-density dislocationsare observed and the dislocation lines terminating at I-phase particles)

  

图12 铸态和不同抽拉速率下定向凝固Al-3Mn-7Be合金试样的拉伸断口形貌Fig.12 Fractographs of as-cast and directional solidified Al-3Mn-7Be alloys at different pulling rates(Insets show the magnified images corresponding to the squares)

 

(a)as-cast (b)1 μm/s (c)5 μm/s (d)60 μm/s (e)200 μm/s (f)1000 μm/s

3 结论

(1)第三组元Be元素的加入使二元Al-Mn合金相图向高Mn区移动，引入了金属间化合物λ相、T相、Be4AlMn和准晶I相，明显细化了合金的铸态和定向凝固组织。同时，Be的加入有效地促进了准晶I相的形成，减小了I相形成所需的Mn含量和冷却速率。

(2)在定向凝固Al-3Mn-7Be合金中，抽拉速率的增加使初生相的类型、形貌和生长方式发生了变化：六棱柱λ相→六棱柱T相→双漏斗H状T相→枝晶T相→小平面I相→枝状花瓣I相。金属间化合物相和准晶I相的生长方式在较高抽拉速率下由小平面向非小平面生长方式转变。

(3)定向凝固Al-3Mn-7Be合金的室温力学性能随抽拉速率的增加先降后升，在抽拉速率较低和较高时，延伸率较大，这主要由其定向凝固组织、强化相的种类、形貌及与基体之间形成的界面结构决定。在抽拉速率为1000 μm/s时，定向凝固Al-3Mn-7Be合金组织为细小花瓣状准晶I相(平均晶粒尺寸为5 μm)弥散分布在共晶基体中，同时具有最高的抗拉强度(244 MPa)和较高的延伸率(12.01%)。

参考文献

[1]Shechtman D,Blech I,Gratias D,et al.Metallic phase with longrange orientational order and no translational symmetry[J].Phys.Rev.Lett.,1984,53:1951

[2]Hargittai I.Dan Shechtman's quasicrystal discovery in perspective[J].Israel J.Chem.,2011,51:1144

[3]Lubensky T C,Ramaswamy S,Toner J,et al.Dislocation motion in quasicrystals and implications for macroscopic properties[J].Phys.Rev.,1986,33B:7715

[4]Watanabe M,Inoue A,Kimura H M.High mechanical strength of rapidly solidified Al92Mn6Ln2(Ln=lanthanide metal)alloys with finely mixed icosahedral and Al phases[J].Mater.Trans.JIM,1993,34:162

[5]Bae D H,Kim S H,Kim D H,et al.Deformation behavior of Mg-Zn-Y alloys reinforced by icosahedral quasicrystalline particles[J].Acta Mater.,2002,50:2343

[6]Bae D H,Lee M H,Kim K T,et al.Application of quasicrystalline particles as a strengthening phase in Mg-Zn-Y alloys[J].J.Alloys Compd.,2002,342:445

[7]Park E S,Yi S,Ok J B,et al.Solidification and microstructure control of Mg-rich alloys in the Mg-Zn-Y ternary systemya[J].MRS Online Proc.Libr.Arch.,2000,643:K2.5

[8]Singh A,Nakamura M,Watanabe M,et al.Quasicrystal strengthened Mg-Zn-Y alloys by extrusion[J].Scr.Mater.,2003,49:417

[9]Singh A,Osawa Y,Somekawa H,et al.Ultra-fine grain size and isotropic very high strength by direct extrusion of chill-cast Mg-Zn-Y alloys containing quasicrystal phase[J].Scr.Mater.,2011,64:661

[10]Goel D B,Roorkee U P,Furrer P,et al.Precipitation in aluminum manganese(iron,copper)alloys[J].Aluminium,1974,50:511

[11]Huang K,Zhang K,Marthinsen K,et al.Controlling grain structure and texture in Al-Mn from the competition between precipitation and recrystallization[J].Acta Mater.,2017,141:360

[12]Kang H J,Li X Z,Su Y Q,et al.3-D morphology and growth mechanism of primary Al6Mn intermetallic compound in directionally solidifiedAl-3at.%Mn alloy[J].Intermetallics,2012,23:32

[13]Song G S,Fleury E,Kim S H,et al.Enhancement of the quasicrystal-forming ability in Al-based alloys by Be-addition[J].J.Alloys Compd.,2002,342:251

[14]Chang H J,Fleury E,Song G S,et al.Formation of quasicrystalline phases in Al-rich Al-Mn-Be alloys[J].J.Non-Cryst.Solids,2004,334-335:12

[15]Zupanič F,Bončina T,Križman A,et al.Quasicrystalline phase in melt-spunAl-Mn-Be ribbons[J].J.Alloys Compd.,2008,452:343

[16]Zupanič F,Markoli B,Naglič I,et al.Phases in the Al-corner of theAl-Mn-Be System[J].Microsc.Microanal.,2013,19:1308

[17]Liu G H,Zhang Y,Li X Z,et al.Thermal stabilization treatment and the effect on the microstructure in directionally solidified Ti-52%Al alloy[J].Acta Metall.Sin.,2014,50:329(刘国怀,张元,李新中等.定向凝固Ti-52%Al合金热稳定处理及其对微观组织的影响[J].金属学报,2014,50:329)

[18]Luo L S,Liu T,Zhang Y N,et al.Microstructure evolution and growth behoviors of faceted phase in directionally solidified Al-Y alloys I.Microstructure evolution of directionally solidified Al-15%Y hypereutectic alloy[J].Acta Metall.Sin.,2016,52:859(骆良顺,刘桐,张延宁等,定向凝固Al-Y合金组织演化规律及小平面相生长I.Al-15%Y过共晶合金组织演化规律[J].金属学报,2016,52:859)

[19]Kang H J,Wang T M,Lu Y P,et al.Controllable 3D morphology and growth mechanism of quasicrystalline phase in directionally solidifiedAl-Mn-Be alloy[J].J.Mater.Res.,2014,29:2547

[20]Zupanič F,Bončina T,Šuštaršič B,et al.Microstructure of Al-Mn-Be melt-spun ribbons[J].Mater.Charact.,2008,59:1245

[21]Jansson Å.A thermodynamic evaluation of the Al-Mn system[J].Metall.Trans.,1992,23A:2953

[22]Raynor G V,Faulkner C R,Noden J D,et al.Ternary alloys formed by aluminium,transitional metals and divalent metals[J].Acta Metall.,1953,1:629

[23]Kim S H,Song G S,Fleury E,et al.Icosahedral quasicrystalline and hexagonal approximant phases in the Al-Mn-Be alloy system[J].Philos.Mag.,2002,82A:1495

[24]Kreiner G,Franzen H F.The crystal structure ofλ-Al4Mn[J].J.Alloys Compd.,1997,261:83

[25]Kelly P M,Ren H P,Qiu D,et al.Identifying close-packed planes in complex crystal structures[J].Acta Mater.,2010,58:3091

[26]Robinson K.The structure ofβ(AlMnSi)-Mn3SiAl9[J].Acta Cryst.,1952,5:397

[27]Kurz W,Fisher D J,translated by Li J G,Hu Q D.Fundamentals of Solidification[M].Beijing:Higher Education Press,2010:59(Kurz W,Fisher D J著,李建国,胡侨丹译.凝固原理[M].北京:高等教育出版社,2010:59)

[28]Bögels G,Buijnsters J G,Verhaegen S A C,et al.Morphology and growth mechanism of multiply twinned AgBr and AgCl needle crystals[J].J.Cryst.Growth,1999,203:554

[29]Fleury E,Chang H J,Kim D H.Heterogeneous nucleation of icosahedral phase from FCC phase in cast Al87Mn4Si2Be7alloy[J].Philos.Mag.,2006,86:349

[30]Carrabine J A.Ternary AlMnBe4phases in commercially pure beryllium[J].J.Nucl.Mater.,1963,8:278

[31]Li C,Wu Y Y,Li H,et al.Morphological evolution and growth mechanism of primary Mg2Si phase in Al-Mg2Si alloys[J].Acta Mater.,2011,59:1058

[32]Hamilton D R,Seidensticker R G.Propagation mechanism of germanium dendrites[J].J.Appl.Phys.,1960,31:1165

[33]Kang H J.Growth behaviour of primary-crystalline phases and mechanical properties of directionally solidified Al-Mn-(Be)alloys[D].Harbin:Harbin Institute of Technology,2013(康慧君.定向凝固Al-Mn-(Be)合金先结晶相生长行为及力学性能[D].哈尔滨:哈尔滨工业大学,2013)

[34]Singh A,Watanabe M,Kato A,et al.Microstructure and strength of quasicrystal containing extruded Mg-Zn-Y alloys for elevated temperature application[J].Mater.Sci.Eng.,2004,A385:382

[35]Lloyd D J.Particle reinforced aluminium and magnesium matrix composites[J].Int.Mater.Rev.,1994,39:1

[36]Kang H J,Wu S P,Li X Z,et al.Improvement of microstructure and mechanical properties of Mg-8Gd-3Y by adding Mg3Zn6Y icosahedral phase alloy[J].Mater.Sci.Eng.2011,A528:5585

[37]Zhang K Y,Bigot J,Chevalier J P,et al.Dodecahedral-shaped quasicrystalline precipitates in dilute Al-Mn solid solutions[J].Philos.Mag.,1988,58B:1

[38]Ohashi T,Dai L,Fukatsu N,et al.Precipitation of quasicrystalline phase in rapidly solidified Al-Mn-Zr alloys[J].Scr.Metall.,1986,20:1241

[39]Loiseau A,Lapasset G.Relations between quasicrystals and crystalline phases in Al-Li-Cu-Mg alloys:A new class of approximant structures[J].Philos.Mag.Lett.,1987,56:165