球墨铸铁中两类石墨球化机理的评述

国林钊，杨 华

（山东大学，材料液固结构演变与加工教育部重点实验室，济南250061）

0 引 言

从60多a前球墨铸铁问世至今，关于石墨球化机理的研究一直没有间断。随着科技水平的提高，人们可以借助真空提纯法以及俄歇探针、扫描显微镜、透射电镜等仪器进一步丰富或验证业已提出的各种球化理论。界面能（表面吸附）理论［1-2］、缺陷生长理论［3-4］以及综合性更强的星型模型［5］是其中影响较大、得到认可较多的球化机理［6-12］，这些理论均将c向的择优生长视为石墨成球的前提，并且认为球状石墨是由辐射分布的多个角锥体构成；最近一些关于爆炸状、碎块状等“过球化”石墨的研究［9，13］尤能支持上述论点。但该类理论并非无懈可击，其最大的不足就是没有充分考虑石墨晶格独特的各向异性结构。圆周生长模型［14］和石墨烯装配理论［15］则与上述几种球化机理有着本质的区别，它们认为石墨球团是由多个沿a向发展的片层结构通过包绕、堆叠而形成的。这两种球化机理的提出时间稍晚，在国内也鲜有提及，但它们的确呈现了石墨另一种可能的形成球团结构的方式。最近国外发表的一些论述或报道［16-19］对这类相对小众的看法有了更多的涉及和讨论，它们正受到愈来愈多的关注和认可。根据是否强调c向的择优生长，作者将上述球化机理分成两类，并进行集中、细致的评析，力求涉及到每种球化机理的本质和不足，并在此基础上评定出更可靠、更可能的球化机理。

1 重要观点及评析方法

在开始评析之前，需要首先强调以下内容。

“沿a向生长为片状石墨，沿c向生长为球状石墨［1］”在本质上只是一个假定。“界面能低”通常被视为“生长速度快”的能量条件［7-8，10］，但从出处上看，这一论断的推出是有限定条件的［1］。

石墨晶体属六方晶系，就其晶格结构而言，层内结合强而层间结合弱，因而a向的生长较c向更容易，这与Gibbs-Curie-Wulff定律（界面能高的面生长速度快）以及Bravais法则（最密排面生长速度最慢）相符。照此推断，石墨的自然形态应为片状。然而，很多研究已经证明真空熔炼高纯铁液搭配适宜的冷却速率得到的石墨呈球状［14，20］，即，球状才是石墨自然存在的形式。就此试验现象，不同的球化机理有不同的解读。这是作者评析的重点之一。

分析每一种球化机理时，首先考察它们对石墨“自然”存在形态为球状这一事实的解读，进而考量石墨形态的转变过程，通常涉及到硫、氧、镁的吸附作用。铸铁中石墨的球化现象繁杂多样，此处借鉴了Gustaf推荐的一种分析思路：尽可能地把握最关键、最本质的特征而适当忽略次要的现象［19］。作者假定，除球状外形以外，石墨最显著的特征是其辐射状结构。如果一种理论可以依赖更少、更可靠的假定和前提对重要事实和关键特征做出合理的解释，那么这种理论就可被认为是更可能和更可靠的。

此外，罗列不存在争议的相关研究成果作为分析的依据（在作者知识范围内）。

（1）石墨晶体本身的基面为密排面，能量最低，棱面上存在更多的C-C不饱和键，为高能面，是表面活性元素优先吸附的位置［1-2，14-15］。

（2）对于球状石墨的形成，可能有影响的是石墨-铁液的界面能而非铁液本身的表面张力。含球化元素时，铁液与石墨基面的界面能低于其与石墨棱面的界面能；含硫、氧时，界面能整体降低，棱面上的界面能降低最多以致低于基面的界面能［2］。

（3）配合适宜的冷却速率，无需球化剂即可在纯净的铁-碳-硅熔体中获得球状石墨［14，20］。但在实际生产中，为保证完全球化，必须有一定的球化元素残留［21］。

（4）硫和氧是造成石墨由球状向片状转变的变质元素［1，2，14-15，20］，俄歇探针证明硫和氧在石墨棱面上存在吸附［2，22］。

（5）球化元素过量会形成爆炸状石墨［9，13，23］，认为石墨形态的演变序列依次为片状石墨、蠕虫状石墨、球状石墨、爆炸状石墨。

2 第一类球化机理

该类球化机理均强调c向择优生长对于石墨成球的必要性，进而集中解释c向、a向生长特性的改变何以发生。

2.1 界面能（表面吸附）理论

此理论最早由Herfurth加以系统阐释［1］。他做出如下假定：石墨的形态由c向和a向的相对生长速率控制，a向为主的生长得到片状石墨，c向占优的生长得到球状石墨。

界面能（表面吸附）理论的核心论点在于，实际铸造条件为非平衡状态（大的过冷度），石墨的生长依赖于二维形核模式，最密排面（界面能最小）的二维形核几率最大，对应着最大的生长速率。这可从纯金属的定向凝固试验得到支持［24］，但是否适用于各向异性极强的石墨晶体的生长还有待验证［23］。

在纯铁-碳-硅熔体中，石墨基面为最密排面，界面能最低。按照界面能理论分析，应该是c向生长占优，形成球状石墨。当有表面活性元素硫、氧存在时，它们优先吸附在正常情况下能量更高的棱面上，棱面就成了排布最紧密的面，具有最大的二维形核几率，从而使a向成为择优生长的方向，形成片状石墨。至于球化元素的作用，则被认为仅仅在于去除表面的活性杂质，净化熔体。

在分析硫和氧的吸附机理时，Herfurth将它们视作晶体本身的原子。不过确有报道认为硫、氧与碳以共价键作用牢固地镶嵌在石墨晶格上［25］，倘若这一报道属实，那么在片状石墨中将会含有一定量接近均匀分布的硫和氧，这与文献［21］枚举的数据一致。

该理论认为，在大过冷度的条件下，对于铁-碳-硅熔体中的石墨，c向为其自然生长方向，只有当某些变质元素（如硫、氧）存在时，才转为在a向优先生长。这里存在一个显而易见的问题，即：大的过冷度是如何保持的？如果生长速率大，随着结晶潜热的放出，后续生长时的过冷度势必减小。至少在考虑与生长方式的关系方面，过冷度的大小应为结果而非原因。

界面能方面有价值的数据主要来源于Mcswain等的研究工作［2］。铁液-棱面界面能的急剧下降可以归结为硫的吸附作用。加入镁或铈时，仍然是正常情况下能量更高的棱面与铁液之间的界面能最高，因而认为没有发生表面吸附［7］。据此，Mcswain等同样认为球化元素的作用在于清洁熔体。作者认为，为了使上述结论更有说服力，进一步提供纯铁-碳-硅熔体中的相关界面能数据作为参照是必要的。另外，根据Mcswain等对含锑铁液的研究，球状石墨形成的能量条件除了要求铁液-棱面的界面能高于铁液-基面的之外，还要保证铁液-棱面的界面能（不是铁液的表面张力）高于某临界值。

2.2 缺陷生长理论

Herfurth等认为，在大过冷度条件下，缺陷带来的生长与二维形核生长相比微乎其微［23］。但有很多研究者［3-4，6，26］更认可缺陷生长理论，而且他们认为与石墨生长有关的最重要的两类缺陷是旋转孪晶和螺型位错。沿旋转孪晶台阶的生长导致a向伸长，沿螺型位错台阶堆垛则间接引起c向增厚。至于分析生长方式缘何改变，入手点无非是杂质元素（硫和氧）以及球化元素（镁和铈等）的吸附作用。有学者认为关键在于硫和氧对a向生长的促进作用［21，23］，有的学者则认为关键在于球化元素对螺型位错的促进作用［3］，还有学者认为关键在于球化元素对于a向生长的封堵作用［26］。作者认为，后两种说法确实不能为不加球化剂也能得到球状石墨做出很好的解释。

Minkoff等认为，首先球化元素将旋转界面锁位，然后过冷度增大，阻滞片状石墨形成；结晶温度降低可能进一步增强螺型位错生长，因而出现c向择优生长［23，26］。这一观点很好地理解了生长机理和过冷度的关系。球化元素的阻滞以及大的过冷度都可能诱导产生更多的螺型缺陷［11，23］。为了解释纯净熔体中石墨何以成球，就要解释如何保持大的过冷度。大的冷却速率只是大过冷度的必要条件，较慢的生长方式是出现大过冷度的充分条件（孕育正常时）［27］。因而，最合乎逻辑的解释在于硫和氧对生长的促进作用，而真空精炼和球化处理的首要作用都是脱硫和脱氧。一般认为，硫和氧的吸附降低了旋转孪晶台阶的堆垛能［26］，这显然与Herfurth对硫吸附机理的看法不一致。还有学者认为，硫和氧的吸附导 致棱面变为粗糙的界面［8，16，28］，自然生长速率大大加快，但这种观点已然超出了小晶面生长的范畴。

根据纯净铁液中不加球化剂也能得到球状石墨这一事实，便得出球化元素的作用仅仅在于清除杂质元素这一结论，稍显武断。应当看到，球化元素的加入可以大大放宽球状石墨形成的热条件，使其适应较宽泛的冷却速率。为了解释这一原因，很多学者［11，23，26］强调过冷度对球状石墨形成（缺陷产生和分枝）的重要作用，并且将过冷区分为热过冷（冷却速率快慢）、成分过冷（溶质再分配）和动力过冷（活性元素吸附）；此外，他们将硫、氧定义为弱吸附元素，将镁、铈归为强吸附元素，弱吸附元素可以减小动力过冷，而强吸附元素则与石墨晶面发生强烈作用，增大动力过冷，减缓生长速率。这至少可以解释为什么加入球化元素后，不必要求高的冷却速率也足可以得到球状石墨，也可以解释为什么在纯净铁液中得到球状石墨是可能的。

另外，就螺型位错促进石墨c向择优生长这一说法，作者一直以来有一个疑问。众所周知，典型的螺型位错不会产生超过一个原子间距的错配，即它仍是属于基面内的，那么，如何通过基面内存在的缺陷台阶生长成具有很大面间距（超过2倍原子间距）的层状结构？这是应该被细加考虑的问题。

2.3 星形生长模型

上述两种球化理论均立足于生长取向的改变。值得注意的是，单纯c向的择优生长得到的更应该是高大的柱状晶体。正如Lux指出的，各个晶面生长速度的改变一般只能改变晶体的外形而不会生成多晶球体。这就预示着，为了解释多晶球体的形成，仅仅有c向的择优生长还不够，应该还有另一过程，如分枝［23］。Herfurth 等［1，3，5，23，29-30］也 已 注 意 到 分枝的重要性，并从各自的角度做出了解释，如过冷、界面不稳定、螺型位错转向、球化元素嵌入、孪晶形成等，均有一定道理，但证据都不够充分。

总之，通过强烈而规则的分枝可以产生一个个呈辐射状分布的石墨柱或角锥体，共同组成近似球状的结构——星形结构［5］，石墨柱体沿侧向进行一定的生长，直至彼此充分接触，即可得到相对完整的球状结构；之后，沿外表面的台阶再继续进行一定程度的圆周生长，就可得到表面相对圆滑的石墨球。此即星型生长模型［23］，也是现今认可度较高的球化理论。作者择其要点加以归纳，形成图1。

图1 形成球状石墨的星型模型示意Fig.1 The schematic diagram of the Star-shaped model

不难看出，该模型没有忽视大过冷度的重要作用，但也没有将其视为本质原因或前提。Lux在一篇综述［21］中提及，总体来看，球墨铸铁凝固较灰铸铁有大的多的过冷度，但根据热分析数据可知，球状石墨析出时的过冷度并不大。这就预示着，球状石墨以较小的速率生长，迫使凝固不得不移到较低的温度下进行。这点不难理解，因为过冷更多的是显示形核倾向，而孕育良好的球墨铸铁的形核潜能并不比灰铸铁的差［27］，尤其是考虑到球化元素在石墨非均质形核方面的重要作用时［31］。

星型模型最大的优势在于可以解释爆炸状石墨的形成［9，13］，另外还可以解释扫描电镜观察到的两类球 状 石 墨 形 貌——星 形［5，9］和 卷 心 菜 形［9，14-15］。但是必须指出，这一看似系统、可靠的理论更多的依然停留在推论、定性阶段，多数证据都是形貌图，分析起来不免带有主观性。至于各种元素的吸附作用，尤其是球化元素对缺陷和分枝形成的影响，对该理论来说应是至关重要的论据，但事实上却并没有定论。

3 第二类球化机理

无论是Bravais法则还是Gibbs-Curie-Wulff定律，都指出正常条件下石墨的优先生长方向应为a向，而星型模型等第一类球化机理均强调c向的择优生长。为了解释这种矛盾，必须考虑非平衡性、动力学特性。如果可以抛开“石墨沿c向生长才能成球”的“前提”，尝试换个角度，结果将简单得多。辐射状分布的角锥体可以构成球状结构，多个片层通过包绕、卷裹确也能形成球团。事实上，单独根据扫描电镜或透射电镜形貌，并不足以使星形理论成为唯一。Mistche是较早对球状石墨进行透射电镜分析的研究人员［32］，他认为球状石墨是由石墨片层散乱叠合而成的。

3.1 圆周生长理论

圆周生长理论［14］是由Sadocha和Gruzleski基于两个重要的观察得出的，即：如果熔体纯度足够高，球化剂是不必要的；在形成孪晶倾斜界面时，石墨能进行弯曲结晶生长。他们认为，由于石墨的各向异性，必须把a向看作是石墨正常的生长方向，借助于围绕表面的台阶沿圆周而不是沿径向生长得到球状石墨。通过弯曲晶体的生长，这些台阶沿周向扩展，保持低能量的基面与熔体接触；经常有一定数量的生长台阶同时在各个方向发展，它们可能相遇并形成边界，在这些边界上可以产生新的台阶，进而扩展成为新一层的表面。这种生长导致石墨球看起来就像一颗卷心菜［14］。

事实上，上述沿表面台阶的生长模式在星状结构上进行也是可能的。

关于初始球团的形成，Sadocha和Gruzleski倾向于认为通过石墨片的弯曲、弯折以及层层堆叠来实现，并认为倾斜孪晶对于石墨的弯折至关重要。随着铁液纯度的增加，石墨弯曲的倾向增加（如从直片到半圆形再到圆环状），他们推断这可能与随之增大的铁液-石墨的界面张力有关。一般认为，在高的铁液-石墨界面张力下倾向于形成比表面积最小的球状［2］。

该理论推断石墨成球应有两个条件：球状石墨的发展必须不受空间的限制，而且石墨必须能够弯曲或扭折成球状。就第一点而言，Sadocha和Gruzleski尤其强调奥氏体和石墨彼此独立地自由生长，即完全的离异共晶，甚至认为石墨球附近的熔体应该最后凝固，这显然违背如今主流的球墨凝固理论［6，17，33-35］，但正如他们自己解释的，石墨球附近的熔体凝固较迟并不妨碍奥氏体枝晶之间的熔体最后凝固。

探讨球化元素和杂质元素的作用，出发点亦在于确保奥氏体和石墨的离异共晶以及促进或不阻碍石墨晶体的弯折生长。硫、氧可以降低石墨-铁液的界面张力，进而降低石墨弯曲的倾向；此外，硫、氧也可以降低奥氏体-铁液的界面张力，进而促进在奥氏体枝晶间产生连续的液膜而不是独立的液囊，从而影响石墨球的自由生长。鉴于石墨正常生长的形态为球状，认为球化元素只是起着清除熔体中有害杂质的作用，以使石墨按其本身的特性进行结晶［14］。

另一个重要的试验事实是：在熔体纯度最高的条件下才能得到完全的球状石墨；熔体纯度稍低时可能得到球状石墨，但和蠕虫石墨、过冷石墨一起出现。原因被归结为，仅在熔体纯度很高时，杂质的偏析才可以忽略不计［14］。这就可以解释为什么实际生产时要强调球化元素有一定的残留。球化元素本身也会发生偏析，从而清除最后凝固熔体中富集的杂质［14］。即，球化剂的加入也可以放宽球状石墨形成的成分条件。

实际上，圆周生长理论的说服力不足，作者之所以大篇幅介绍只是鼓励借鉴Sadocha和Gruzleski的思维方式。他们首先跳出沿c向择优生长才能成球的假定，完整地提出了另外一种更加简单的球化思路的做法，实属难能可贵。此外，值得注意的是，最近出现了一些支持石墨片弯折、堆叠组成石墨球的报道［16，18］。再者，一种蠕化机理的核心也是在于倾斜孪晶［36］。

3.2 石墨烯装配理论

Double和Hellawell重点分析了石墨的初期形成过程，他们认为石墨形态的演变本质上已被早期的生长方式决定了［15］。

根据他们的理论，各种形态的石墨以及石墨烯、富勒烯等最基本的构成单元均为六边形石墨环［15］。它们可以延伸为单层石墨烯片，也可以通过引入五边形单元组成富勒烯球壳。富勒烯为完美的饱和结构，很难想象它的进一步生长可以容易地发生；而石墨烯本质上为柔软的二维聚合物，可以通过卷裹、盘绕形成三维球团，也可能因硫、氧的存在而在一定程度上阻碍a向的延长从而使c向得以增厚，进而演变为多层片体，最后发展成为片状石墨。与单分子层相比，这种多层片体的刚度更大，因而很难发生大幅度的弯曲，但是通过倾斜孪晶出现一定程度的弯折仍是有可能的。

如果没有硫、氧等元素的阻碍，石墨单分子层便通过a向的自由延伸不断扩张，为了减小比表面积，通常通过卷裹、包绕的方式形成疏松的球团。这种紊乱的结构势必会留下很多缺陷台阶，后续即在这些缺陷处以取向附生的方式进行圆周状生长。随着分子层的不断重叠和包绕，结构变得越发有序，最终演变为有辐射状特征的球状晶［15］。纵观整个过程，根本涉及不到c向上的直接生长，反而是形成片状这种多层结构才要求在弱结合方向进行形核生长。形成富勒烯则需要以特定的位向进行堆垛，而且一旦形成完美的球壳，生长便难以为继。这就足以解释为何球状才是石墨的自然形态。

至于片状形态的形成，关键在于硫和氧的变质作用［15］。硫和氧优先吸附在石墨烯边沿，掺入石墨环形成一个个饱和点，阻滞六边形碳环在此处的进一步形成和扩展。即，硫和氧的存在延缓了a向的生长，间接促进c向二维形核生长的发生，由此便形成了多层结构，进而发展为片状石墨的雏晶。显然这种雏晶的刚度要较石墨烯大很多，因而难以再通过弯曲形成球团结构，其后将延续a向较快、c向较慢的生长模式，最终形成有相当厚度的片状石墨形态。Double和Hellawell同样认为球化元素的作用仅仅在于清除熔体中的变质元素。

Johnson［22］提供的俄歇分析数据最能支持这一模型。Johnson指出，在灰铸铁中，氧、硫、磷存在于石墨-铁相界面处，而不是石墨内部；在镁球墨铸铁中，在各个石墨-基体界面以及石墨内部的亚晶界上均探测不到镁、氧、硫和磷的存在。

石墨烯装配理论提供了很多新鲜的见解，这也与Double和Hellawell更多地借鉴气相沉积、高聚物以及矿物领域理论有关。该理论还有一个最大的特点是形核和生长的界限模糊。无论球墨雏晶还是片墨雏晶，它们的形成都可归于均质形核过程。必须指出的是，非均质形核的普遍性和重要性并不能成为否定均质形核过程的理由［19］。作者认为，将石墨烯的卷裹甚至石墨薄片的堆叠过程应用于非均质衬底之上未尝不可。另外，该理论关注的是石墨形成的初始阶段，所以更多的强调活化能而非界面能。

石墨烯装配理论同样需要进一步的丰富和验证，以下是需要重点考察的问题以及作者给出的尝试性解释。

（1）爆炸状石墨的成因

Double和Hellawell认为石墨烯的本质是柔软的二维聚合物，这赋予了它们多样的卷裹、折叠方式来形成各种各样的石墨形态［15］。他们在早期也曾提出过一种螺旋-角锥模型［37］。

这里换一个角度考虑。探讨片状石墨形成时，强调硫、氧的存在阻碍（并不完全阻止）a向的生长。如果向高纯铁液中单独添加过量的硫，或许会形成柱状或者丛状石墨。受条件所限，作者暂时没能进行此类试验，但确实发现有硫能促进形成丛集状、小点状甚至球状石墨的报道［21］。如果超量的球化元素也会吸附在石墨烯边沿，乃至完全阻滞a向的生长，配合一定的分枝机制，就有可能形成爆炸状、碎块状石墨结构。这同样有待于更细致地检查球化元素吸附的痕迹。

（2）片状石墨生长速度更快的原因

石墨烯装配理论认为通过a向受限制的生长最终形成片状石墨，a向的自由生长形成球状石墨。乍一看应该是受限制的生长速度更慢才合理。但要明确的是，上述理论考察的是石墨形成的初期，纵使雏晶形成的较慢，但后续的生长未必就一定也慢。Double和Hellawell已然指出，通过二维形核的方式形成多层结构时，旋转堆叠缺陷难以避免［15］，这种缺陷无疑会促进a向的生长［26］。反观球状雏晶的生长，仍然只能沿着表面台阶做周向生长。

（3）石墨烯片发生卷裹并且形成球团的原因

在解释石墨烯片形成时，Double和Hellawell一直强调分子附着动力学和活化能，他们认为在如此小的尺度下界面能没有意义。考察高温熔体的起伏特性，如果石墨烯片能以一定尺度存在，那么平整的铺展将是其最不可能的形态。作者假定，随着石墨烯片的扩展，界面能便变得不是那么无关紧要。为了获得尽可能小的比表面积，球团状将是最理想的形状。

（4）石墨烯的二维形核生长与Herfurth在界面能理论中提出的二维形核生长的区别

Herfurth通过非平衡条件下的二维形核生长来解释何以界面能低的面（最密排面）生长速度快［1］。这种非平衡生长需要大的过冷度，但如前所述，大过冷度是生长速度慢的结果，而非原因。Double和Hellawell充分考虑了石墨晶体的各向异性，认为六边形碳环与六边形碳环侧向相接要比层层堆叠更容易发生。但如果a向相接受阻，这无疑将促使c向堆叠的发生（尽管依旧缓慢）［15］。

作者认为，恰是石墨晶体的各向异性，使看似不可能的基面二维形核生长成为可能。熔体中的碳原子团簇，应当倾向于形成沿a向铺展的单分子层结构，也即Double和Hellawell所说的单个或多个石墨六边形环组成的聚合分子。这种分子结构正是基面进行二维形核生长所需要的。反过来，考虑棱面上发生二维形核生长，平面核心就应当是沿c向铺展的单分子层，这种结构是难以想象的！

4 两类球化机理对比

至此，作者已就几种球化机理做出了评析，并对每种理论都提出了若干质疑。下面将做进一步的综合分析。

相对而言，第一类球化机理更多地局限于表面现象，过分强调c向择优生长的重要性。它们必须解释为什么加入很少量的球化元素就会强制石墨违背其晶体结构特性沿正常条件下动力学上更困难的方向生长。释疑的方法或为考虑非平衡结晶，但正如Lux指出的，石墨球析出时过冷度并不如想象中那么大；或者考虑缺陷生长，片状石墨、球状石墨、蠕虫石墨的形成分别依赖于旋转孪晶、螺型位错以及倾斜孪晶，进一步就需解释某种条件下何以一种缺陷优于其它两种而占主导作用。星型模型无疑更深入一步看到了球状石墨的辐射状结构，但现有的理论无非是缺陷生长和分枝作用的叠合，依赖于镁、铈独特的吸附作用解释强烈分枝以及c向择优的发生。但球化元素究竟吸附与否、作用如何，到目前为止依然争议巨大。显然，球化元素的吸附作用一日得不到肯定，星型模型便不会有充分的说服力。

Minkoff和Lux在研究硼处理镍-碳熔体时获得了一种球状石墨，仍然是辐射状的结构，但却难以通过他们所倡导的星形模型来描述其形成过程［21，23］。这种石墨如同洋葱一样由许多石墨片缠卷而成。当时他们把原因归结于干扰元素的特殊作用，并把这种形成过程称为“第二种球化方式”。事实上，上述形成过程和石墨烯装配理论本质上是类似的。

与第一类球化机理相比，第二类球化机理无疑简单的多，其优势就在于跳出了“c向生长成球，a向生长为片”的假定。石墨烯装配理论需假定构成各种石墨的最基本单元是六边形石墨环。事实上，这正是六方晶格的基本结构。对于片状石墨的宏观尺寸，表面上看确实是a向占优，但应注意片层也有一定厚度，因而赋以一定的机制促进基面的生长是更为合理的。即使是有所促进的c向生长仍可慢于a向，最后的结果仍然是a向总体占优。反倒是单纯的a向生长，再通过不断的卷裹堆叠最终可保证径向的宏观优势尺寸。该理论需要的唯一条件就是硫、氧吸附在石墨烯侧面，在一定程度上限制了a向的生长。尽管对硫、氧的吸附方式及作用仍有不同的解读，但它们在棱面上存在吸附则是研究人员的共识。

前已述及，作者评判球化机理合理性的方法是考察它们就关键现象的解释能力以及立论、论据的可靠性，并且认为辐射状取向才是石墨球状结构最本质的特性。单纯从解释能力看，星型模型和石墨烯装配理论难分伯仲。进一步考察它们的可靠性，作者认为后者应该是更可能的石墨球化机理。无论是表征石墨球的关键特性，还是解读球状何以为正常的存在形态，抑或阐释球状、片状石墨的相互转化，该理论立足的前提、需要的假定是最少的，也是最可靠的。

5 结束语

应当明确，石墨球化机理到目前为止尚无定论。鉴于石墨形成方面的现象复杂多样，很多研究者已然认为，很可能不只是一种石墨球化机理［6，23］。用一种机理描述所有的石墨球化现象确实是很理想化的，但至少在铸铁石墨的一次结晶中，作者仍然认为生长机理应该是统一的。作者认为，具体、个别的现象值得重视，但要适度。就一种球化机理而言，能否解释主要的现象、能否用于指导生产时的组织控制应该是更关键的［27］。专注于铁-碳-硅系，更确切的说应专注于镁处理的铁-碳-硅系，专注于考察凝固时石墨发生形态变化的具体方式，就此形成一种可以解释从片状石墨、过冷石墨、蠕虫石墨到球状石墨再到爆炸状石墨、碎块石墨等一系列石墨形态的出现和演变的科学生长机理，即使是只能解释主要的现象和特征，这类系统的球化机理对实际铸铁生产中石墨形态的分析和控制便可以有足够的意义。

通过仔细评析，作者认为石墨烯装配理论可以是这样的一种机理，但它也需要进一步的完善和验证。真空熔炼超纯铁-碳-硅炉料，再分别引入不同含量的硫、氧、镁、铈等元素，系统地进行此类研究应当有利于把握石墨形态变化的过程和本质。进一步考察球化元素的作用，对星型模型的考察尤为重要，这也可能为石墨烯装配理论解释爆炸状石墨的形成提供依据。最近的一些研究［16-18］依赖透射电镜，采取损害更小的制样方式、更精密的成像效果以及更准确的微区成分分析手段，这将为上述分析提供更好的数据支持。

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