高溫合金具有優異的高溫強度和良好的抗氧化性能，廣泛應用于航空航天發動機和燃氣輪機燃燒室的熱端部件[1,2]。與多晶、柱狀晶高溫合金相比，單晶高溫合金消除了橫向和縱向晶界，使其耐溫能力進一步提高[3]。單晶高溫合金在制備過程中易受到不規則熱溶質對流、復雜幾何形狀和溫度場不斷變化等因素影響，使其產生溶質分布不均勻、取向超差[4]、雀斑[5]、小角度晶界[6,7]和雜晶[8]等缺陷。其中，小角度晶界通常是指相鄰枝晶取向差在2°~15°之間的界面；雜晶則是與基體枝晶取向差異較大的晶粒，其常出現在變截面平臺區域[9]、選晶器出螺旋段區域[10,11]和籽晶重熔界面[12,13]附近。雜晶與基體枝晶存在明顯晶界，破壞了單晶結構完整性，在高溫服役條件下會成為薄弱環節，惡化了鑄件的高溫力學性能。

利用合金熔體的導電性，使用靜磁場控制凝固組織已成為一種特殊有效手段。近年來，研究者使用靜磁場控制高溫合金的定向凝固組織和缺陷。例如，Zhang等[14]在高溫合金DZ417G定向凝固階段施加0~10 T的縱向靜磁場，其一次枝晶間距隨磁場強度增加先減小，在6 T達到最低值，隨后上升。董建文等[15]在高溫合金定向凝固中施加0~0.7 T橫向磁場，一次枝晶間距隨著磁場強度的增加而減小。施加縱向磁場降低了合金元素在枝晶間的偏析程度，如正偏析元素Ti和Ta、負偏析元素W和Mo的偏析系數均隨磁場強度的增加逐漸逼近1；與無磁場下單晶樣品相比，施加4 T磁場后，γ/γ'共晶組織含量降幅達到37.76%[16]。Xuan等[17]發現，5 T縱向磁場下單晶高溫合金CMSX-4中縮孔含量較無磁場時降低0.04%，同時在980℃、250 MPa條件下合金的蠕變壽命也比不施加磁場時提高了37%。

上述關于磁場對高溫合金組織的研究主要集中于凝固過程某一階段，缺乏對整體組織演變過程的探索，這使得枝晶受磁場的影響表現出多種現象，枝晶被破壞[18~22]，或者沒有被破壞[23~26]，也有文獻不提及此影響[27,28]，因此，靜磁場對枝晶生長的影響非常復雜，這可能與凝固中的溫度梯度、抽拉速率與不同磁場強度耦合有關。保持單晶高溫合金枝晶在凝固中的定向生長特性，對于其力學性能的改善至關重要。為了澄清縱向靜磁場對單晶高溫合金枝晶生長過程的影響，本工作采用籽晶法制備單晶高溫合金，通過分析定向凝固中不同生長階段的顯微組織，研究縱向磁場下雜晶的形成及其后續演變規律，為利用靜磁場優化單晶高溫合金組織和缺陷提供理論支持。

實驗材料為第一代鎳基單晶高溫合金DD483，其化學成分(質量分數，%)為：Al 3.48，Ti 4.00，Ta 4.86，Cr 12.26，Co 9.19，W 3.76，Mo 1.99，C 0.07，Ni余量。采用籽晶法制備單晶高溫合金試樣，母合金棒尺寸為直徑8.65 mm、長50 mm，籽晶尺寸為直徑8.65 mm、長20 mm。

實驗系統主要為縱向磁體和Bridgman定向凝固裝置，實驗裝置示意圖參見文獻[25]。實驗時，把加熱爐、試樣和拉桿裝配好后放入磁場中，根據預先測得的磁場強度中心位置和液/固界面位置，在樣品放置時確保2者位置重合。充入Ar氣30 min后，啟動加熱系統，爐內溫度到達目標值時，為保證樣品內加熱均勻，保溫30 min，然后打開伺服抽拉系統，完成定向凝固實驗。具體實驗參數如下：(1) 在0、0.5和1 T磁場下以20 μm/s抽拉速率完成定向凝固，分析組織演變過程；(2) 在0.5 T磁場下，分別以20、50和100 μm/s抽拉速率完成定向凝固，分析組織演變過程。

為研究單晶高溫合金凝固過程中的組織演變規律，對籽晶完全回熔區界面(0 mm)和該界面以上5、15、25、35 mm處的橫截面組織進行觀察。圖1a表示了籽晶與母合金棒的長度以及籽晶重熔界面位置，圖1b為圖1a紅框內區域的顯微組織，由未熔化區、糊狀區和完全熔化區組成。未熔化區為原始籽晶組織，糊狀區為原始籽晶部分熔化組織，完全熔化區則為重新定向凝固組織。枝晶重新生長起始界面為籽晶完全重熔界面，即圖1b中白線所示，在文中定義為0 mm。

利用DM6000型光學顯微鏡(OM)觀察合金的枝晶宏觀形貌，腐蝕劑配比為30 g CuSO4+ 50 mL H2SO4+ 1000 mL H2O。利用3400N型掃描電鏡(SEM)進行電子背散射衍射(EBSD)分析，EBSD面掃樣品整個橫截面表面，對整體取向信息進行重構，從而獲得枝晶不同區域的晶界及其長度[29]。EBSD電解拋光液配比為10 mL HClO4+ 90 mL CH3COOH，電壓40 V，電流4 A，樣品浸入電解液中5 s。

不同磁場強度下各凝固階段橫截面宏觀組織形貌、EBSD結果和枝晶取向如圖2~4所示。0 mm處，0 T磁場下整個橫截面上枝晶取向均在20°以內，而0.5和1 T磁場下枝晶最大取向分別為51°和53° (圖4a)，這表明磁場的施加使凝固組織中出現大取向枝晶(雜晶)，且多分布于試樣邊緣(圖2b1和c1，圖3b1和c1)；隨著磁場強度增加，雜晶數量增多，0.5和1 T磁場下取向值大于20°的雜晶比例分別為3.5%和10.4% (圖4b)。當凝固進行到15 mm及以上位置，二次枝晶充分長大，呈現典型十字形。0 T不同位置處的枝晶取向均在15°以下(圖4a)；0.5 T下，凝固距離5、15、25和35 mm處雜晶最大取向分別為27.3°、22.1°、18.2°和20° (圖4a)，20°以上取向的雜晶比例分別為2.5%、1.5%、9%和0% (圖4b)；磁場強度增大到1 T時，5、15、25和35 mm處雜晶最大取向分別為50.2°、35.3°、15.1°和15° (圖4a)，20°以上取向的雜晶比例分別為8.3%、1.5%、0%和0% (圖4b)。綜上可知，磁場破壞了單晶組織的定向生長特性，使得凝固組織中出現雜晶，磁場強度增大使雜晶的最大取向和數量增加；隨著凝固的進行，大取向雜晶數量迅速減小，表現為凝固至15 mm以上時橫截面上枝晶取向均在20°以內；隨磁場強度的加大，大取向雜晶消失的凝固長度有所增加。15 mm時，0.5和1 T下雜晶的最大取向值分別為21°和35°，當凝固至25 mm時，0.5和1 T下最大雜晶的取向值接近一致。

單晶高溫合金中，不同取向枝晶凝固相接產生的界面被定義為晶界。圖5為磁場下各凝固距離處不同角度的晶界長度。0 T下， 0、5、15、25和35 mm處橫截面組織中，2°~5°晶界長度分別為12.23、27.35、27.57、26.24和46.60 mm；5°~15°晶界長度分別為32.97、27.33、24.26、13.63和8.73 mm (圖5a)。0.5 T條件下，0、5、15、25和35 mm處，2°~5°晶界長度分別為33.66、40.11、57.99、41.83和56.90 mm；5°~15°晶界長度分別為19.19、14.95、25.39、24.50和18.12 mm；15°~65°晶界長度分別為84.90、29.40、2.70、1.10和0.50 mm (圖5b)。可以看到，(1) 磁場促使15°~65°大角度晶界出現，且隨著凝固距離增加其晶界長度逐漸降低，在0~15 mm之間急劇降低，而15 mm之后減小程度減弱；大角度晶界的出現及其長度隨凝固距離的變化與圖3和4反映的大取向雜晶形成和數量隨凝固距離的變化是一致的；(2) 磁場的施加也使得2°~5°晶界長度增加，其長度隨凝固距離的增加而加大，這表明隨著凝固的進行，5°~15°和15°~65°的晶界逐漸演變為2°~5°晶界，即大的晶界總是逐漸演變成小的晶界，此規律與無磁場下是一致的。與無磁場相比，凝固到15 mm后，0.5 T磁場使得5°~15°晶界長度隨凝固進行向更小角度演變速率減緩。在15~25和25~35 mm凝固范圍，0 T下5°~15°晶界減少的幅度分別為43.82%和35.95%，在0.5 T磁場下分別為3.51%和25.00%。

1 T條件下，0、5、15、25和35 mm處，2°~5°晶界長度分別為34.49、47.08、58.10、49.62和72.70 mm；5°~15°晶界長度分別為67.30、109.50、106.60、103.40和80.90 mm；15°~65°晶界長度分別為142.00、105.23、25.06、15.79和12.00 mm (圖5c)。可以看到，磁場強度的提高加大各個角度的晶界長度，且各個角度的晶界長度隨凝固距離的變化規律與0.5 T磁場下一致。與0.5 T相比，1 T下15°~65°和5°~15°晶界長度隨著凝固距離的變化向更小晶界演變速率減慢，在15~25和25~35 mm范圍，5°~15°晶界長度減少幅度在1 T磁場下分別為3%和21.76% (0.5 T下分別為3.51%和25.00%)，15°~65°晶界長度減少幅度分別為36.99%和24% (0.5 T下分別為59.26%和54.55%)。

為了進一步研究磁場下單晶高溫合金籽晶回熔區附近雜晶形成的原因，考察了相同磁場強度下不同抽拉速率對定向凝固組織的影響。圖6和7給出了0.5 T磁場不同抽拉速率下各凝固位置處橫截面宏觀形貌和EBSD觀察結果。可以看到，0 mm處不同抽拉速率下均形成雜晶(圖6a1~c1和7a1~c1)，且雜晶位于樣品邊緣處的數量較多。圖8為0.5 T磁場下各角度的晶界長度統計。0 mm處，在20、50和100 μm/s拉速下，2°~5°晶界長度分別為33.66、83.60和57.60 mm；5°~15°晶界長度分別為19.19、79.00和57.42 mm；15°~65°晶界長度分別為84.90、161.50和168.40 mm。與20 μm/s相比，50 μm/s下2°~5°、5°~15°、15°~65°增大幅度分別達到49.94、59.81和76.60 mm；抽拉速率從50 μm/s增大到100 μm/s時，各個角度的晶界長度無明顯增大。

當凝固界面向前推進，大角度晶界被迅速淘汰，與20 μm/s相比，50和100 μm/s下，大角度晶界降低幅度增大，如在15 mm處，在20、50、100 μm/s拉速下，15°~65°大角度晶界長度分別為2.70、12.01和3.03 mm，與0 mm相比，其長度降低分別為82.20、149.49和165.37 mm。凝固繼續推進到35 mm處，同15 mm處相比，大角度晶界長度進一步降低。綜上所述，抽拉速率的增大使得起始凝固段的雜晶數量增加，也使得雜晶在生長過程中被淘汰的速率加大。

實驗結果表明，磁場下籽晶重熔區界面上會出現雜晶，其主要分布于試樣邊緣；隨磁場強度加大，雜晶個數和大角度晶界長度均增加；隨著凝固的進行，大角度晶界逐漸向小角度晶界演化，晶界角度越大，演化速率越快。在相同磁場強度下，抽拉速率的增大使得起始凝固段的雜晶數量增加，也使得雜晶在生長過程中被淘汰速率加大。

籽晶法定向凝固中雜晶的產生有以下3種原因：一是源于籽晶重熔區界面溫度場隨著抽拉系統突然啟動而發生改變。由于熱量從爐體輻射進入熔體需要一定的時間，抽拉系統起動后籽晶重熔界面等溫線由上凸急劇變為下凹，此時在下凹界面前沿熔體過冷，促進獨立形核，形成雜晶[7]。這類雜晶通常取向隨機，與籽晶母體取向無關聯，2者之間易形成大角度晶界。二是在枝晶定向生長過程中糊狀區熱溶質對流沖刷枝晶臂，導致枝晶臂的折斷形成雀斑[5]。枝晶碎片在流動中發生較大的位移與轉動，因此與基體枝晶形成大角度晶界。三是糊狀區內枝晶在收縮應力作用下收縮受阻或強度受損從而被機械性撕裂，被撕裂后的枝晶受到周圍枝晶的支撐，不會發生大幅度的位移與偏轉，因此與基體枝晶常形成小角度晶界[30]。

上述討論可知，抽拉系統突然啟動導致液/固界面前沿溫度場改變，熔體過冷形核是雜晶產生的原因之一。對0.5 T磁場下樣品在啟動抽拉之前和啟動下拉5 mm后的液/固界面進行淬火，觀察其形態(圖9)。可以看到，啟動抽拉系統前，重熔區液/固界面保持平直狀態(圖9a)，下拉5 mm后液/固界面仍然保持平直(圖9b)，因此磁場下籽晶重熔區雜晶的產生不是源于界面前沿溫度場的改變，而應該是磁場效應作用于糊狀區枝晶導致枝晶臂斷裂。根據已有報道[31]，靜磁場對定向凝固枝晶的影響效應主要有磁制動(magneto-hydrodynamic damping)、熱電磁對流(thermoelectro-magnetic convection，TEMC)和熱電磁力(thermoelectro-magnetic force，TEMF)。磁制動效應是指在磁場中熔體的流動產生感應電流與外加磁場作用而產生與流動方向相反的Lorentz力，總是趨向于使對流運動強度減弱，其可以穩定均勻化流場，均勻化成分和組織分布。而熱電磁對流和熱電磁力是近年來強磁場便捷使用后受到關注的一對共生效應，它們是液/固界面前沿的熱電流(液/固相不同電勢和溫度梯度的復合產生)和磁場相互作用產生的，驅動界面附近熔體流動形成熱電磁對流，而在界面剛凝固的固相中形成熱電磁力。熱電磁效應更多地發揮在液/固界面附近區域，在遠離界面微米尺度范圍內迅速衰減為零，過大的熱電磁對流能夠干擾界面前沿流場結構，從而破壞枝晶定向生長特性，過大的熱電磁力也能擰斷枝晶臂產生雜晶[32]。

為此，本工作采用有限元法模擬了多胞狀晶液/固界面附近流場結構和熱電磁力分布，計算模型見圖10。施加磁場后，在胞界面和其附近產生的熱電流(圖11a1和b1中)從胞根部流入，從胞頂部流出。熱電流和磁場相互作用，產生熱電磁力(F)，其表達式為[21]：

式中，σS、σL、fL、fS、SS、SL、G、B分別為固相(S)和液相(L)的電導率、體積分數、絕對熱電勢及固/液界面處溫度梯度和磁場強度。

0.5和1 T縱向磁場下，液/固界面附近熱電磁力分布如圖11a2和b2所示。可以看到，熱電磁力在胞晶尖端大小相同，方向相反，形成力矩。計算結果表明，0.5和1 T磁場下枝晶尖端附近熱電磁力最大值分別為5.68 × 106和1.14 × 107N/m3。當熱電磁力大于此溫度下枝晶強度時，該力可以扭斷枝晶臂產生大取向雜晶。Dahle和Arnberg[33]測定了不同溫度下AlSi7Mg合金的屈服強度，其在接近液相線溫度時斷裂強度為1 × 10-2~1.5 × 10-2MPa。在本工作中，該合金為一種強度較高的高溫合金，其在高溫下強度應該與AlSi7Mg合金處于同一數量級。假設枝晶臂是半徑為R、高度為h的圓柱體，其體積V =πR2h，枝晶根部面積A= πR2，枝晶所受剪切應力τ= FV/A = Fh[20]。如果枝晶高度為15 mm，將上述f值帶入可得0.5和1 T磁場下剪切應力分別為8.52 × 10-2和1.71 × 10-1MPa。因此，熱電磁力是引起枝晶破碎的主要原因。

胞界面前沿熔體中的熱電磁力驅動熔體流動形成熱電磁對流，同時該處熔體也受到磁制動力的影響，2者表現為相互競爭作用，Khine和Walker[34]研究表明，當Hartmann數(Ha)為10時，TEMC效應達到最大。Ha可以表達為：

式中，σ為熔體電導率，η為動力黏度，L為枝晶特征長度。本工作中，當磁場強度為0.5 T、特征長度為400 μm時，Ha為263。因此，此時熔體液/固界面前沿應以磁制動效應為主，熱電磁對流效應不會給枝晶造成沖擊力，但是從圖12中磁場下液/固界面前方的流動結構看到，熱電磁對流使得界面前沿熔體流動結構發生變化。無磁場下，胞界面前方形成垂直方向的流胞，而施加磁場后，胞界面前方的流動表現為圍繞胞周圍的環流。

所以，本工作中磁場下單晶高溫合金定向凝固中籽晶回熔附近產生的大取向雜晶可以歸結為熱電磁力對枝晶的擰斷，熱電磁力隨磁場強度的增大而增大，所以雜晶數量也隨磁場強度增大而增加。

重熔界面上雜晶多分布于樣品邊緣，這顯然不是熱電磁力效應引起的，應該是熱電磁對流作用改變了液/固界面前方的流動結構造成的。從圖12磁場下胞界面前沿流動結構可以看出，各個晶胞周圍的流動耦合導致界面前方形成樣品尺度的大環流，而且在樣品周圍的流動速率要大于中心。熱電磁力擰斷枝晶后，破碎枝晶被快速運動的環流所挾持，定向凝固過程后，雜晶多分布于樣品邊緣。馬德新[35]利用高速旋轉離心機制備出定向凝固試樣糊狀區熔體，發現陶瓷管內壁接觸的金屬液幾乎全部甩出，而試樣內部僅暴露出枝晶尖端，糊狀區的流通性在貼近殼壁處要比鑄件內部高出1個數量級以上。所以，熱電磁對流對樣品尺度流動結構的改變以及在枝晶定向凝固中樣品邊緣具有更大的流速，導致雜晶更多分布于樣品邊緣處。在同一磁場強度下，隨著抽拉速率的提高，回熔界面區域邊緣處的雜晶數量也增加，這應該是啟動抽拉速率的增大導致的液/固界面前沿實際溫度梯度加大，產生更大的熱電磁力，且啟動抽拉速率的瞬間對熔池熔體流動造成的沖擊也會增強，使得重熔界面上產生更多的雜晶。

隨著凝固進行，0 T下5°~15°晶界逐漸演化成2°~5°晶界，而施加磁場后，15°~65°大角度晶界出現，且凝固起始后迅速衰減演變成5°~15°的晶界，5°~15°的晶界也逐漸演化成2°~5°晶界，大角度晶界總是向小角度晶界演化，晶界角度越大，淘汰越快。雜晶取向演變的過程就是其晶界演變過程，可以用枝晶競爭生長模型來闡釋此演變過程。

一般來講，鎳基單晶高溫合金為fcc結構，其<001>方向具有最大的生長優勢，在定向凝固中能夠淘汰其他取向的晶粒。Walton和Chalmers[36]指出擇優取向(與<001>取向偏離度較小)的枝晶總是淘汰非擇優取向(與<001>取向偏離度較大)枝晶；而Zhou等[37]研究發現，在某些特殊情況下，非擇優枝晶會反常淘汰擇優枝晶。任何2個枝晶的相對取向均可以用各種方位的雙晶模型來描述，其分為匯聚型和發散型(圖13)，圖13右面藍色的枝晶固定方位，左邊枝晶呈現不同方位。發散型(圖13b1~b3)中，擇優枝晶在生長過程中總會淘汰掉非擇優枝晶，且隨著非擇優枝晶與<001>取向的偏離程度增加，淘汰速率增大[38]；而在匯聚型競爭生長中，通常也是擇優枝晶淘汰非擇優枝晶。然而，在圖13a2和a3排列方式中，某些特殊條件下非擇優枝晶會反常淘汰擇優枝晶。在圖13a2中，當非擇優枝晶偏離<001>取向小于20°時，反常淘汰現象會發生[39]，這是由于2個枝晶尖端前沿溶質場相互重疊(圖14a)，導致擇優枝晶尖端溶質富集，生長滯后，從而被非擇優枝晶淘汰。然而當非擇優枝晶偏離擇優枝晶取向大于20°時，尖端過冷度增大，使其尖端高度將遠低于擇優枝晶，因此擇優枝晶有充足的生長空間淘汰非擇優枝晶。對于圖13a3，2個枝晶前沿溶質場相互影響程度加大，任何一個枝晶生長優勢均無法形成，2個枝晶共同生長[40]，直至凝固結束。可以看到，在競爭生長過程中，枝晶偏離<001>取向越大，就越容易被淘汰，其中就會伴隨著大角度晶界逐漸向小角度晶界演變。所以隨著凝固的進行，回熔區附近產生的大取向雜晶很快被淘汰，15°~65°大角度晶界迅速演變成5°~15°的晶界，使得5°~15°的晶界比例增加；而當2個枝晶偏離<001>取向均不大時，部分會呈現為圖13a2和a3的排列方式，此時非擇優枝晶會反常勝存或者2者并存生長，這會導致枝晶淘汰速率減小，晶界演變速率也減慢。所以，當凝固進行到一定程度后，枝晶由大取向演變成小取向的速率降低，晶界演變過程也減緩。施加磁場后，由于磁制動效應的存在，使得遠場熔體中對流強度減弱，液/固界面前沿溶質富集層變厚，枝晶間溶質層相互影響的程度增加，反常淘汰幾率增加，即非擇優取向的枝晶生長優勢加大，所以磁場下雜晶被淘汰速率和大角度晶界演變過程減緩。

磁場下回熔區界面上大于20°的雜晶和15°~65°大角度晶界在凝固的起始階段很快被淘汰，相同磁場強度下抽拉速率的增大強化了這種現象，在隨后的凝固中，5°~15°的晶界也逐漸演化成2°~5°，抽拉速率的增大也強化了演變過程。這是由于高抽拉速率下，過冷度增大，擇優枝晶生長的優勢加大，且枝晶間距的減小也使得非擇優枝晶演變缺乏生長空間；另外，高抽拉速率下界面前沿的溶質富集層厚度減薄，枝晶間溶質層相互影響的程度減弱，降低了反常淘汰幾率，間接加大了正常競爭機制，即擇優取向的枝晶生長優勢加大，其數量增加。所以大取向雜晶和大角度晶界在高抽拉速率下被淘汰過程加快，晶界演變速率也增大。

(1) 磁場的施加使得單晶高溫合金定向凝固組織中重熔區界面上組織中出現大取向雜晶，其大多分布于邊緣；也使得15°~65°大角度晶界出現，磁場強度的增大使雜晶數量增加，大角度晶界長度增加。

(2) 凝固起始階段，大取向雜晶和大角度晶界生長后，很快被淘汰，分別演化成小取向枝晶和小角度晶界；隨著凝固繼續進行，枝晶取向和晶界角度進一步減小，但演化速率急劇降低；磁場的施加也降低了其演變速率。

(3) 在相同磁場強度下，抽拉速率的增大使得起始凝固段的雜晶和大角度晶界數量增加，也使得雜晶和大角度晶界在起始生長過程中被淘汰速率加大，也強化了枝晶取向和晶界角度減小的演化過程。

(4) 磁場下單晶高溫合金在定向凝固籽晶回熔區界面上雜晶的形成可以歸結為熱電磁力對枝晶的扭斷，而宏觀尺度上的熱電磁環流在凝固過程挾制著扭斷碎晶，使得碎晶演化成較多分布于樣品邊緣的雜晶。