張利民,1, 李寧2, 朱龍飛1, 殷鵬飛3, 王建元1, 吳宏景1

1西北工業(yè)大學(xué) 物理科學(xué)與技術(shù)學(xué)院 超常條件材料物理與化學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 西安 710072

2太原科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 太原 030024

3四川農(nóng)業(yè)大學(xué) 理學(xué)院 雅安 625014

摘要

通過(guò)在過(guò)共晶Al-Si合金的不同成分點(diǎn)及不同凝固階段施加交流電脈沖等方法研究了電脈沖下初生Si相偏析的演變規(guī)律。結(jié)果表明，電脈沖可使高Si鋁合金沿徑向從邊緣到中心依次形成4層梯度偏析組織：初生Si相的粗大板條狀區(qū)、細(xì)化板條狀區(qū)、多面體狀區(qū)及近共晶組織區(qū)。相同電脈沖下合金凝固溫度區(qū)間越大，初生Si偏析越顯著，凝固區(qū)間超過(guò)閾值后試樣中心形成近共晶組織。不同成分合金中初生相偏析都隨脈沖電流密度增加先增強(qiáng)后減弱，但最嚴(yán)重偏析對(duì)應(yīng)的電流密度不同。初生Si相晶核遷移是偏析的一個(gè)重要因素，結(jié)合側(cè)壁傳熱受限鑄型中初生Si的偏析規(guī)律，揭示了電脈沖導(dǎo)致初生Si相偏析的機(jī)理：初生Si相晶核在熔體內(nèi)二次流作用下遷移到固/液界面前沿，在電磁斥力或其分量作用下被生長(zhǎng)界面捕捉，從而偏析到散熱、生長(zhǎng)快的型壁及下電極附近。液相區(qū)、糊狀區(qū)內(nèi)對(duì)流和固/液界面前沿渦街等二次流協(xié)同作用改變了熔體內(nèi)溶質(zhì)分布，促進(jìn)了初生Si相的連續(xù)生長(zhǎng)和偏析，直到熔體中溶質(zhì)含量接近共晶成分。

關(guān)鍵詞： 初生Si相; 電脈沖; 宏觀偏析; 二次流; 熔體對(duì)流

輕質(zhì)過(guò)共晶Al-Si合金因具有良好的鑄造性能、高耐磨性及低線(xiàn)膨脹系數(shù)等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車(chē)工業(yè)等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。合金中初生Si相的尺寸、形貌和分布顯著影響合金的綜合力學(xué)性能，因此通過(guò)添加細(xì)化劑[1]、外加物理場(chǎng)[2,3]和電磁攪拌[4]等方法改善初生Si相組織及分布一直備受關(guān)注。電脈沖凝固技術(shù)作為一種物理場(chǎng)處理技術(shù)，已發(fā)展為調(diào)控晶粒尺寸、柱狀晶及等軸晶生長(zhǎng)、非金屬夾雜數(shù)量及形態(tài)和相偏析等凝固組織的重要手段[5~11]。例如，電脈沖作用于Al-Si共晶合金定向凝固過(guò)程，使得復(fù)雜規(guī)則共晶Si組織的數(shù)量和面積比明顯增加[12]。電脈沖下二元MnBi/Bi共晶中MnBi相定向柱狀組織形貌由較大的三角或V字型變?yōu)樾〉膱A形，且相間距減小[13]。

宏觀偏析一方面易導(dǎo)致鑄件的熱裂或冷裂，降低鑄件的力學(xué)性能，但另一方面在材料提純及制備梯度材料中具有積極作用，因此調(diào)控合金凝固過(guò)程中宏觀偏析具有重要的應(yīng)用價(jià)值。研究[14~16]表明，糊狀區(qū)內(nèi)的強(qiáng)制對(duì)流在宏觀偏析形成中起著重要作用。磁場(chǎng)和電脈沖是產(chǎn)生強(qiáng)制對(duì)流的重要手段。旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)作用于Al7SiMg0.6合金定向凝固，Zimmermann等[17]發(fā)現(xiàn)富Si相在樣品中心軸向偏析，且歸因于熔體中強(qiáng)制對(duì)流。Noeppel等[18]則進(jìn)一步指出熔體及糊狀區(qū)內(nèi)強(qiáng)制對(duì)流引起的溶質(zhì)傳輸是合金凝固組織偏析的原因。Zhang等[3,19]系統(tǒng)研究了電脈沖作用下過(guò)共晶Al-Si合金定向凝固過(guò)程中初生Si相的分布，發(fā)現(xiàn)其在凝固初始階段嚴(yán)重偏析，且偏析程度與凝固速率有關(guān)，歸因于熔體及糊狀區(qū)內(nèi)強(qiáng)制對(duì)流導(dǎo)致的溶質(zhì)重新分布。電脈沖作用下合金鑄造過(guò)程不同于定向凝固過(guò)程，凝固組織中宏觀偏析的形成除了考慮強(qiáng)制對(duì)流引起的晶體生長(zhǎng)，還需考慮晶核的動(dòng)態(tài)遷移及其機(jī)理。Li等[20]在過(guò)共晶Al-Si合金凝固過(guò)程中施加電流，隨著電流密度從0增大到1.5 × 102 A/cm2，初生Si析出面積從100%銳減到36.67%，認(rèn)為強(qiáng)制對(duì)流對(duì)初生Si相的遷移是偏聚的主要原因。Ban等[21]認(rèn)為電脈沖作用下電磁斥力使得過(guò)共晶Al-Si合金中初生Si顆粒向鑄型壁移動(dòng)，形成偏析；脈沖強(qiáng)度超過(guò)一定值后，劇烈對(duì)流帶動(dòng)初生Si一起流動(dòng)，偏析反而消失。對(duì)金屬液施加電流，張邦文等[22]認(rèn)為在電磁斥力驅(qū)動(dòng)下夾雜物由熔體內(nèi)部垂直于電流向熔體邊緣遷移，實(shí)現(xiàn)夾雜物分離。杜傳明[23]依據(jù)鋼液中夾雜物向兩極遷移的現(xiàn)象，認(rèn)為Al2O3等氧化物夾雜物帶有正電荷，MnS等非氧化物夾雜物帶有負(fù)電荷，電泳理論是夾雜物分離的原理。Zhang和Qin[9]采用電極平行放置的電脈沖，驅(qū)動(dòng)非金屬夾雜向鋼液表面遷移，建立了電自由能去除夾雜物的理論模型[9,24]。雖然電脈沖在調(diào)控金屬液中的非金屬夾雜物及合金凝固過(guò)程中形成的電導(dǎo)率極小的第二相偏析方面效果顯著[3,19,25~27]，但電脈沖引起的宏觀偏析機(jī)理尚存爭(zhēng)議，這些機(jī)理主要概括為：糊狀區(qū)液相內(nèi)強(qiáng)制對(duì)流導(dǎo)致的溶質(zhì)重新分布，電磁斥力、帶電粒子受電場(chǎng)力或電自由能驅(qū)動(dòng)第二相或夾雜物遷移理論。因此對(duì)電脈沖下鑄造合金中宏觀偏析規(guī)律及作用機(jī)理還需更深入的認(rèn)識(shí)。

本工作采用交流電脈沖作用于不同成分過(guò)共晶Al-Si合金鑄造過(guò)程，對(duì)比研究脈沖電流密度、凝固溫度區(qū)間對(duì)初生Si相宏觀偏析的影響，結(jié)合電脈沖作用于不同凝固階段及側(cè)壁傳熱受限鑄型中初生Si的偏析規(guī)律，進(jìn)一步揭示宏觀偏析的形成機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料選取不同Si含量的過(guò)共晶Al-Si合金，其中Al-20%Si (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)和Al-30%合金為中間合金，而Si含量分別為14%、16%、17%和18%的4種合金都由純Al (99.70%)和Al-20%Si中間合金配制而成。實(shí)驗(yàn)裝置[28]由砂型模具、低壓交流脈沖電源、測(cè)溫系統(tǒng)和上下放置的純Cu電極組成。直徑20 mm的銅電纜電極固定在內(nèi)徑34 mm、長(zhǎng)110 mm的圓柱形鑄型的底部，K型熱電偶置于鑄型軸向中心位置，并與Agilent 34970A溫度采集系統(tǒng)相連，實(shí)時(shí)測(cè)溫。用電阻爐將1#~17#的Al-Si合金實(shí)驗(yàn)樣品加熱至設(shè)定預(yù)熱溫度，待合金完全熔化后除氣、除渣，并保溫30 min，然后將合金液澆鑄到預(yù)制砂型中，立刻將直徑8 mm的銅棒電極浸入合金液約1 mm深，對(duì)合金整個(gè)凝固過(guò)程施加頻率為50 Hz的交流電脈沖，樣品及凝固實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表1所示。為了確定初生Si相偏析形成的主要凝固階段，設(shè)計(jì)了電脈沖作用在Al-30%Si合金不同凝固階段(1173~1096 K、1096~823 K、1086~823 K、1076~823 K、1066~823 K和1056~823 K)的澆鑄實(shí)驗(yàn)，不同的是，上電極用焊接在直徑8 mm鋼棒上的正方形鋼板代替了純Cu棒電極，可增強(qiáng)上電極穩(wěn)定，同時(shí)對(duì)初生Si相分布的影響可忽略。

表1   電脈沖作用下過(guò)共晶Al-Si合金凝固實(shí)驗(yàn)參數(shù)

Table 1  The applied parameters during solidification of hypereutectic Al-Si alloys under alternating electropulsing

Exp.	Mass fraction of Si / %	T / K	jeff / (A·cm-2)
1	14	1023	230
2	16	1073	230
3	17	1073	230
4	18	1073	230
5	20	1073	230
6	30	1173	230
7	20	1073	0
8	20	1073	110
9	20	1073	165
10	20	1073	230
11	20	1073	300
12	30	1173	0
13	30	1173	110
14	30	1173	165
15	30	1173	230
16	30	1173	300
17	30	1173	360

Note:T—preheating temperature, jeff—effective current density

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為了進(jìn)一步闡明初生Si偏析機(jī)理，設(shè)計(jì)了側(cè)壁傳熱受限鑄型中不同電脈沖處理合金凝固實(shí)驗(yàn)。上電極為焊接在鋼棒上的正方形鋼板，下電極為Cu電纜，Cr20Ni80型電阻絲繞在內(nèi)徑34 mm、長(zhǎng)120 mm的剛玉管鑄型外側(cè)，并通以18 A的電流加熱，以阻礙鑄型的軸向散熱，熱電偶以20 mm的間距沿中心軸向?qū)崟r(shí)采集溫度。凝固過(guò)程中施加的電流強(qiáng)度分別為0和230 A/cm2。

將試樣沿縱向拋開(kāi)，一半試樣分別從中間位置的中心及邊緣處取樣鑲嵌，另一半試樣用來(lái)觀察宏觀組織。樣品經(jīng)砂紙研磨拋光，再用0.5%HF (體積分?jǐn)?shù))腐蝕劑腐蝕后，利用Axio Imager Alm型光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行組織觀察和分析。利用Image-Pro Plus 6.0圖像分析軟件對(duì)中心軸心和鑄件邊緣不同位置處凝固組織中中心初生Si相數(shù)目(Nc)與邊緣初生Si相數(shù)目(Ne)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)(取2.3 mm × 1.7 mm矩形內(nèi)初生相數(shù)目平均值)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

有無(wú)電脈沖條件下過(guò)共晶Al-30%Si合金典型鑄造凝固組織的OM像如圖1所示。無(wú)電脈沖時(shí)，初生Si相均勻彌散地分布在基體中(圖1a)。圖1b和c分別為樣品中心和邊緣位置處放大的顯微組織，粗大深灰色板條狀及五星瓣?duì)顬槌跎鶶i相，共晶基體由針狀Si相和白色α-Al組成。施加230 A/cm2電脈沖后，初生Si相主要偏聚在鑄型壁及下電極附近，形成偏析區(qū)，因此可以用其徑向厚度來(lái)表征初生相的相對(duì)偏聚程度。圖1e和f分別對(duì)應(yīng)樣品中心和邊緣位置的顯微組織，與無(wú)電脈沖時(shí)的組織相比，試樣邊緣初生Si相顯著增多，區(qū)域1、2和3的初生Si相形貌依次為粗大板條狀、細(xì)化板條狀和細(xì)小多面體狀，中心位置附近為近共晶組織，即在高Si鋁合金中形成4層梯度偏析組織。

圖1



圖1   有無(wú)電脈沖時(shí)Al-30%Si合金鑄造凝固組織的OM像


Fig.1   Solidification macrostructures of as cast Al-30%Si alloy without electropulsing (a) or with electropulsing of 230 A/cm2 (d) and high magnified OM images of region b (b), region c (c), region e (e), and region f (f) (Areas 1, 2, and 3 in Fig.1f show the coarse plate-like, refined plate-like, and fine polygon morphologies, respectively)





2.1 電脈沖下初生Si偏析與凝固溫度區(qū)間的關(guān)系

不同Si含量對(duì)應(yīng)著不同的凝固溫度區(qū)間間隔，依據(jù)Al-Si二元合金平衡相圖[29]，Al-14%Si、Al-16%Si、Al-17%Si、Al-18%Si、Al-20%Si和Al-30%Si合金的液相線(xiàn)溫度(TL)分別約為871、895、915、936、956和1086 K，固相線(xiàn)溫度(TS)都為850 K，可得它們的凝固溫度區(qū)間(ΔT = TL - TS)，依次為21、45、65、86、106和236 K。基于電脈沖下初生相向鑄型壁偏析的特性，分析了230 A/cm2電脈沖作用下不同成分過(guò)共晶Al-Si合金中軸心與邊緣位置處初生相數(shù)目比值(Nc / Ne)和凝固溫度區(qū)間內(nèi)電脈沖持續(xù)時(shí)間隨凝固溫度區(qū)間的變化，如圖2所示。可見(jiàn)，合金中凝固溫度區(qū)間為21℃時(shí)，Nc / Ne接近于1。隨著凝固區(qū)間增大，Nc / Ne顯著減小，且趨向于零。這表明，凝固區(qū)間窄時(shí)，電脈沖對(duì)初生Si相偏析影響可以忽略。合金中凝固區(qū)間寬時(shí)，電脈沖才會(huì)導(dǎo)致初生相向邊緣的顯著偏析，凝固區(qū)間超過(guò)一定閾值(約106 K)后，中軸線(xiàn)附近組織變?yōu)榻簿ЫM織。凝固區(qū)間內(nèi)電脈沖持續(xù)時(shí)間隨著凝固區(qū)間的增大而延長(zhǎng)，使得初生Si偏析越來(lái)越充分。

圖2



圖2   230 A/cm2電脈沖下過(guò)共晶Al-Si合金試樣中軸心與邊緣位置處初生相數(shù)目比值及電脈沖持續(xù)時(shí)間隨凝固溫度區(qū)間的變化


Fig.2   Number ratios of primary Si phase in the center of specimen (Nc) to that in the edge of specimen (Ne) and duration time of electropulsing as a function of solidification temperature range under electropulsing of 230 A/cm2





2.2 脈沖電流密度對(duì)初生Si偏析的影響

圖3為過(guò)共晶Al-20%Si和Al-30%Si合金偏析區(qū)的徑向厚度隨脈沖電流密度變化關(guān)系。可知，隨著電流密度逐漸增大，不同成分過(guò)共晶合金中初生Si偏析區(qū)徑向厚度都經(jīng)歷了先減小后增大的變化趨勢(shì)。然而，對(duì)于Al-20%Si和Al-30%Si合金，初生相最顯著偏析對(duì)應(yīng)的脈沖電流密度不同，分別約為300和230 A/cm2。

圖3



圖3   不同成分過(guò)共晶Al-Si合金中初生Si偏析區(qū)厚度隨脈沖電流密度變化曲線(xiàn)


Fig.3   Radial thicknesses of rich region of primary Si as a function of current density in hypereutectic Al-Si alloys





2.3 電脈沖作用凝固階段對(duì)初生Si偏析的影響

230 A/cm2電脈沖作用于Al-30%Si合金不同凝固階段時(shí)凝固組織縱截面的OM像如圖4所示。其中部分試樣中心位置附近可觀察到依附于熱電偶的初生Si相富集區(qū)(圖4b~d)。Al-30%Si合金的液相線(xiàn)溫度約為1086 K[29]，電脈沖作用在孕育階段(1173~1096 K)時(shí)，初生相均勻分布在基體中(圖4a)。若從形核前或生長(zhǎng)初始階段開(kāi)始施加電脈沖直至凝固結(jié)束，初生相有不同程度的偏析(圖4b~e)。初生相生長(zhǎng)到一定程度后施加電脈沖，不會(huì)影響初生相的分布狀態(tài)(圖4f)。這表明，初生Si的偏析與電脈沖作用的凝固階段緊密相關(guān)。

圖4



圖4   230 A/cm2電脈沖作用于Al-30%Si合金不同凝固階段時(shí)凝固組織的OM像


Fig.4   OM images of solidification macrostructures of Al-30%Si alloy with the application of electropulsing at different solidification stages (The region of macrosegregation of primary Si phase is indicated outside the closed dotted curve)


(a) 1173-1096 K (b) 1096-823 K (c) 1086-823 K (d) 1076-823 K (e) 1066-823 K (f) 1056-823 K




Al-30%Si合金組織中初生Si偏析程度與電脈沖作用溫度區(qū)間的關(guān)系如圖5所示。可見(jiàn)，溫度區(qū)間(1096~823 K和1086~823 K)施加電脈沖后，初生Si相的偏析程度幾乎相同。若形核結(jié)束后施加電脈沖(1076~823 K、1066~823 K和1056~823 K)，隨著施加電脈沖起始溫度降低，初生Si相偏析程度逐漸減弱，直至偏析消失。

圖5



圖5   過(guò)共晶Al-30%Si合金組織中初生Si相富集區(qū)面積分?jǐn)?shù)與電脈沖作用溫度區(qū)間關(guān)系


Fig.5   Relationship between area percentage of rich region of primary Si and temperature range for electropulsing treatment in Al-30%Si alloys





由實(shí)時(shí)測(cè)量的冷卻曲線(xiàn)可知，無(wú)電脈沖條件下Al-30%Si合金鑄造過(guò)程中初生相形核過(guò)冷度約為2 K。因此，鑄件中心熔體溫度降到低于1084 K之后，鑄型中將有近似均勻分布的初生Si相晶核，此后施加電脈沖的初生Si相分布情況將有助于揭示電脈沖對(duì)初生相顆粒運(yùn)動(dòng)的影響。圖4b~e組織中初生Si相的分布結(jié)果表明，電脈沖會(huì)影響長(zhǎng)大晶核的遷移行為，導(dǎo)致初生Si顆粒偏析。

為了考察電磁斥力、電自由能驅(qū)動(dòng)力或晶核帶電受電場(chǎng)力是否為晶核遷移的主導(dǎo)因素，設(shè)計(jì)了側(cè)壁傳熱受限鑄型中電脈沖處理合金凝固方案。有無(wú)電脈沖作用時(shí)側(cè)壁傳熱受限條件下過(guò)共晶Al-30%Si合金鑄造凝固組織的OM像如圖6所示。無(wú)電脈沖時(shí)，初生Si相近似均勻地分布在基體中(圖6a)，圖6b為宏觀組織中相應(yīng)位置處放大的顯微組織，初生Si相為粗大板條狀。圖6c為230 A/cm2電脈沖作用后縱截面宏觀凝固組織，初生Si相主要偏聚在上下電極附近，圖6d~f分別為宏觀組織中相應(yīng)位置處放大的顯微組織，與圖6b中初生相相比，下電極激冷區(qū)以上初生相細(xì)化且數(shù)量明顯增多，由下而上形貌依次為板條狀和多面體狀，與定向凝固組織中主要依賴(lài)強(qiáng)制對(duì)流的偏析結(jié)果明顯不同[19]，試樣中部為近共晶組織，依附于側(cè)壁形核的初生Si數(shù)量少、尺寸大，前端為細(xì)小多面體初生Si相偏析薄層。合金凝固過(guò)程中電磁場(chǎng)引起的強(qiáng)制對(duì)流使熔體溫度場(chǎng)均勻化[5,30]，有利于初生Si相在鑄型中熔體各處同時(shí)形核。表明，側(cè)壁傳熱受限條件下初生Si相晶核主要向主熱流位置處遷移。

圖6



圖6   有無(wú)電脈沖時(shí)側(cè)壁傳熱受限條件下Al-30%Si合金凝固組織的OM像


Fig.6   Solidification macrostructures of Al-30%Si alloy under the condition of insulated side wall without electropulsing (a) or with electropulsing of 230 A/cm2 (c) and high magnified OM images of region b (b), region d (d), region e (e), and region f (f)





3 分析討論

從動(dòng)力學(xué)角度考慮，電脈沖作用下合金液將受到電流與感生磁場(chǎng)相互作用產(chǎn)生的指向軸心電磁力(F)。當(dāng)熔體中存在電導(dǎo)率不一致的新相顆粒時(shí)，受到不同于合金液的電磁力。假定新相顆粒為球形，其受到的電磁合力(Fp )為[31]：

${\mathit{?}}_{\mathbf{?}}=-\frac{\mathrm{3}}{\mathrm{2}}\frac{{?}_{\mathrm{1}}-{?}_{\mathrm{2}}}{\mathrm{2}{?}_{\mathrm{1}}+{?}_{\mathrm{2}}}\frac{\mathrm{\pi }{?}^{\mathrm{3}}}{\mathrm{6}}\mathit{?}\times \mathit{?}$(1)

式中，σ1為熔體的電導(dǎo)率；σ2為新相顆粒的電導(dǎo)率；d為顆粒直徑； j 為電流密度； B 為磁感應(yīng)強(qiáng)度。由上式可知，當(dāng)σ2 < σ1時(shí)，新相顆粒受電磁合力方向與作用于合金液的電磁力方向相反。

從熱力學(xué)角度考慮，新相顆粒在熔體中位置發(fā)生變化時(shí)，其自由能也發(fā)生了改變(ΔG${}_{\mathrm{e}}^{??}$)，即：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}}^{??}=\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}}^{?}-\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}}^{?}$(2)

式中，ΔG${}_{\mathrm{e}}^{?}$和ΔG${}_{\mathrm{e}}^{?}$分別為新相顆粒在位置a和b時(shí)體系的電自由能。當(dāng)a、b之間的距離Δdab = |a - b|時(shí)，電自由能驅(qū)動(dòng)力(FPEC)有如下表達(dá)式[9]：

${?}_{\mathrm{P}\mathrm{E}\mathrm{C}}=\underset{\mathrm{\Delta }{?}_{??}\to \mathrm{0}}{\mathrm{l}\mathrm{i}\mathrm{m}}-\frac{\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{e}}^{??}}{\mathrm{\Delta }{?}_{??}}=-\frac{\partial {?}_{\mathrm{e}}}{\partial {?}_{??}}$(3)

式中，Ge為體系的電自由能。ΔG${}_{\mathrm{e}}^{??}$的降低是驅(qū)動(dòng)新相顆粒在熔體中遷移的驅(qū)動(dòng)力，且新相顆粒由溶體中心運(yùn)動(dòng)至鑄型側(cè)壁的過(guò)程中自由能降低。

電脈沖作用下熔體中導(dǎo)電性差的夾雜物或生成相的偏析常歸因于電磁斥力理論、電泳理論或自由能驅(qū)動(dòng)理論[32]。上下電極構(gòu)型時(shí)，電磁斥力及自由能驅(qū)動(dòng)的結(jié)果使得顆粒沿徑向向鑄型側(cè)壁遷移，導(dǎo)致初生Si相在鑄型壁偏聚，與圖6中觀察到的初生相偏析相矛盾，因此初生Si偏析不是電磁斥力或自由能驅(qū)動(dòng)的直接結(jié)果。若初生Si相帶電，則在電場(chǎng)力作用下移動(dòng)，移動(dòng)方向與電流方向平行，帶電的正負(fù)性決定了在哪個(gè)電極附近偏析。然而，交流電脈沖的電流始終正負(fù)交替，使得電場(chǎng)力互相抵消，電泳現(xiàn)象可以忽略，也與圖6的結(jié)果不符，表明電泳理論更不是初生Si相偏析的主要原因。

電脈沖作用于合金凝固過(guò)程時(shí)，大量實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬都指出熔體內(nèi)強(qiáng)制對(duì)流是其導(dǎo)致的最明顯效應(yīng)之一[5,7,19,31]。Nikrityuk等[33]通過(guò)模擬得到了穩(wěn)恒電流下電極上下構(gòu)型時(shí)合金熔體內(nèi)的對(duì)流分布，表明當(dāng)電極與試樣接觸面積比試樣橫截面小時(shí)，電流密度在接觸面比試樣內(nèi)的大，進(jìn)而在接觸面附近產(chǎn)生更大的電磁力，導(dǎo)致對(duì)流環(huán)的產(chǎn)生。對(duì)于電極放置方式相同的本實(shí)驗(yàn)，液相內(nèi)脈沖電流分布及對(duì)流狀態(tài)示意圖如圖7a和b所示。在上、下電極附近液相內(nèi)的脈沖電流密度線(xiàn)與中心軸線(xiàn)不平行，且電流密度較試樣中間部分大，引起的偏離徑向電磁力驅(qū)動(dòng)試樣左上部分的熔體做順時(shí)針環(huán)狀流及試樣左下部分的熔體做逆時(shí)針環(huán)狀流。無(wú)量綱參數(shù)S可以表征電脈沖下強(qiáng)制對(duì)流的強(qiáng)弱，具體表達(dá)式如下[34]：

$?=\frac{{?}_{\mathrm{0}}{?}^{\mathrm{2}}}{\mathrm{4}{\mathrm{\pi }}^{\mathrm{2}}?{?}^{\mathrm{2}}}$(4)

圖7



圖7   液相內(nèi)脈沖電流分布、對(duì)流狀態(tài)、二次流及晶核遷移示意圖


Fig.7   Sketches of current density distribution of electropulsing (a), forced flow field in bulk liquid (b), secondary flow (c), and crystal nucleus migration (d) (r, z—radial direction and axial direction in cylindrical coordinates, respectively)





式中，μ0為真空磁導(dǎo)率；I為電流強(qiáng)度；ρ為液相密度；$?$為運(yùn)動(dòng)黏度。Al-20%Si合金和Al-30%Si合金在熔點(diǎn)的密度分別約為2.44 × 103和2.37 × 103 kg/m3 [35]。2種合金出現(xiàn)最顯著偏析時(shí)脈沖電流密度不同(圖3)，若相應(yīng)的對(duì)流強(qiáng)度相當(dāng)，則可得2種合金運(yùn)動(dòng)黏度的比值約為1.28，與此合金黏度與Si含量的定性結(jié)果一致[36]。進(jìn)一步增大脈沖電流密度，初生Si的偏析反而減弱，與Ban等[21]觀察到的結(jié)果一致。分析認(rèn)為，存在反應(yīng)對(duì)流狀態(tài)變化的電流密度臨界值，超過(guò)它后會(huì)形成湍流，從而減弱初生Si的偏析。

電脈沖下合金凝固到初生Si相形核時(shí)，若只考慮對(duì)流環(huán)對(duì)初生Si晶核遷移的影響，其引起的離心力將驅(qū)動(dòng)初生相顆粒向?qū)α鳝h(huán)中心遷移，在試樣內(nèi)部形成初生Si偏析[37]，與觀察到的向邊緣偏析不符。對(duì)流環(huán)流經(jīng)凹凸不平的固/液界面時(shí)形成二次流(圖7c)，使得晶核在二次流帶動(dòng)下向固/液界面前沿富集。此外，初生Si晶核還受到沿徑向電磁斥力，對(duì)流環(huán)中心低流速時(shí)電磁斥力起主要作用，使晶核發(fā)生遷移，并遠(yuǎn)離環(huán)狀流的中心(圖7d)。由于流動(dòng)邊界層及低溫高黏度限制，固/液界面前沿熔體流速小，晶核受到的作用力對(duì)其遷移起主要作用。在側(cè)壁，晶核主要受沿徑向指向側(cè)壁的電磁斥力作用，易被生長(zhǎng)的固/液界面捕獲，形成初生Si偏析。在上、下電極附近，初生相形成改變了沿軸向的電流分布，固/液界面前沿的晶核受到的電磁斥力具有徑向分量和軸向分量。部分晶核在電磁斥力軸向分量作用下易被生長(zhǎng)的固/液界面捕獲，導(dǎo)致初生Si偏聚區(qū)形成。試樣與鑄型及試樣與電極間傳熱越強(qiáng)的部位凝固速率越快，越容易引起更多的初生Si富集。

電磁場(chǎng)引起的液相內(nèi)宏觀對(duì)流會(huì)導(dǎo)致溶質(zhì)分布均勻化。此外，電磁場(chǎng)還會(huì)導(dǎo)致糊狀區(qū)內(nèi)明顯的微米尺度對(duì)流[38]，進(jìn)而顯著影響初生相生長(zhǎng)過(guò)程。電脈沖作用下生長(zhǎng)的初生Si相使得糊狀區(qū)內(nèi)電流畸變，形成復(fù)雜的環(huán)狀對(duì)流，加快糊狀區(qū)和液相區(qū)之間溶質(zhì)交換，促進(jìn)初生Si相的快速生長(zhǎng)和偏析，一直持續(xù)到液相中溶質(zhì)含量接近共晶成分，最后凝固組織為近共晶組織[19]。另外，生長(zhǎng)著的初生Si相導(dǎo)致固/液界面凹凸不平，熔體流過(guò)時(shí)產(chǎn)生Gertler渦(Gertler vortex)或渦街(vortex street)等二次流，進(jìn)一步激勵(lì)了糊狀區(qū)和液相區(qū)內(nèi)的溶質(zhì)交換。液相區(qū)內(nèi)宏觀對(duì)流、糊狀區(qū)內(nèi)微觀對(duì)流和固/液界面前沿二次流改變了熔體內(nèi)溶質(zhì)分布，協(xié)同控制著初生Si相的生長(zhǎng)偏析。

本工作的凝固條件下，電脈沖作用于低Si含量的過(guò)共晶合金，初生Si相形核后，顆粒來(lái)不及遷移就被固/液界面捕捉，因此無(wú)明顯偏析。然而，高Si含量的過(guò)共晶合金凝固到液相內(nèi)溶質(zhì)含量低時(shí)，偏析主要由初生Si的生長(zhǎng)偏析控制，最后凝固組織為近共晶組織，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。

綜合上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析，電脈沖作用下高Si過(guò)共晶Al-Si合金普通鑄造過(guò)程中初生Si相梯度偏析形成過(guò)程可分為4個(gè)階段，其物理模型如圖8所示。第一階段，當(dāng)合金液澆入鑄型后，由于型壁和下電極的激冷作用，初生Si相在鑄型表面和上、下電極表面形核；鑄型和下電極表面附近，由于有較大的溫度梯度，偏析主要來(lái)源于液相區(qū)、糊狀區(qū)內(nèi)的對(duì)流和固/液界面前沿的二次流的協(xié)同改變?nèi)垠w中溶質(zhì)分布，促進(jìn)形核的初生Si相長(zhǎng)大，形成粗大的板條狀；而上電極由于Joule熱，溫度很高，限制了初生Si的長(zhǎng)大，因此上電極附近初生Si的偏析可忽略(圖8a)。繼續(xù)凝固時(shí)，固/液界面溫度梯度降低，成分過(guò)冷引起固/液界面前沿形成新的初生Si相，液相內(nèi)二次流使初生Si相顆粒遷移到固/液界面前沿并富集，在電磁斥力或其分量作用下被生長(zhǎng)著的界面捕捉，顆粒的生長(zhǎng)過(guò)程與第一階段相同，最終形成多量、細(xì)化的板條狀初生Si組織，初生Si相顆粒的遷移及其生長(zhǎng)構(gòu)成了第二階段的偏析(圖8b)。第三階段初生Si相形核過(guò)程、顆粒遷移及生長(zhǎng)與第二階段類(lèi)似，不同的是，熔體內(nèi)溫度場(chǎng)均勻化，低Si含量導(dǎo)致不同位置大量多面體晶核同時(shí)生成，形成了大量細(xì)小多面體狀初生Si相偏析區(qū)(圖8c)。形核結(jié)束后，生長(zhǎng)過(guò)程偏析也與以上階段一致，直到液相內(nèi)溶質(zhì)含量接近共晶成分，形成近共晶組織(圖8d)。

圖8



圖8   電脈沖下初生Si梯度偏析形成的物理模型


Fig.8   Formation model of gradient macro segregation of primary Si phase under electropulsing (F, Fy —electromagnetic repulsive force and its component in y-direction; v —velocity; vx, vy —velocity in x- or y-direction, respectively)


(a) the first segregation layer (b) the second segregation layer

(c) the third segregation layer (d) near eutectic structure




4 結(jié)論

(1) 電脈沖作用下過(guò)共晶Al-30%Si合金中初生Si相會(huì)顯著偏析，并形成4層梯度偏析組織：緊貼型壁的粗大板條狀初生Si相組織區(qū)、細(xì)化致密的板條狀初生Si組織區(qū)、細(xì)小多面體狀初生Si組織區(qū)和中心的近共晶組織區(qū)。

(2) 初生Si的偏析程度與過(guò)共晶Al-Si合金凝固溫度區(qū)間有關(guān)。當(dāng)凝固區(qū)間為21 K時(shí)，初生Si偏析不明顯；隨著區(qū)間增加，偏析顯著增強(qiáng)；凝固區(qū)間約在106 K附近時(shí)，試樣中心開(kāi)始形成近共晶組織。

(3) 對(duì)于Al-20%Si和Al-30%合金，初生Si的偏析隨著脈沖電流密度增大都經(jīng)歷了先增強(qiáng)后減弱的趨勢(shì)。然而，最顯著偏析相應(yīng)的脈沖電流密度不同。分析認(rèn)為，與熔體黏度相關(guān)的熔體強(qiáng)制對(duì)流由層流向湍流的轉(zhuǎn)變減弱了初生相偏析。

(4) 電脈沖下過(guò)共晶Al-Si合金中初生Si的偏析主要由顆粒遷移和溶質(zhì)重新分布影響初生相生長(zhǎng)共同調(diào)控。形核階段，二次流使初生Si相顆粒遷移到固/液界面前沿，在電磁斥力或其分量作用下被捕捉，發(fā)生偏析。生長(zhǎng)階段，液相區(qū)內(nèi)的宏觀對(duì)流、糊狀區(qū)內(nèi)的微米尺度對(duì)流和固/液界面前沿的二次流協(xié)同控制著初生Si相的生長(zhǎng)偏析。液相區(qū)、糊狀區(qū)內(nèi)的對(duì)流和固/液界面前沿的Gertler渦或渦街等二次流改變了熔體內(nèi)溶質(zhì)分布，促進(jìn)初生Si相的連續(xù)生長(zhǎng)和偏析。

來(lái)源：金屬學(xué)報(bào)