張利民,1,李寧2,朱龍飛1,殷鵬飛3,王建元1,吳宏景1

1西北工業大學 物理科學與技術學院 超常條件材料物理與化學教育部重點實驗室 西安 710072

2太原科技大學 材料科學與工程學院 太原 030024

3四川農業大學 理學院 雅安 625014

摘要

通過在過共晶Al-Si合金的不同成分點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相偏析的演變規律。結果表明，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、細化板條狀區、多面體狀區及近共晶組織區。相同電脈沖下合金凝固溫度區間越大，初生Si偏析越顯著，凝固區間超過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后減弱，但最嚴重偏析對應的電流密度不同。初生Si相晶核遷移是偏析的一個重要因素，結合側壁傳熱受限鑄型中初生Si的偏析規律，揭示了電脈沖導致初生Si相偏析的機理：初生Si相晶核在熔體內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界面捕捉，從而偏析到散熱、生長快的型壁及下電極附近。液相區、糊狀區內對流和固/液界面前沿渦街等二次流協同作用改變了熔體內溶質分布，促進了初生Si相的連續生長和偏析，直到熔體中溶質含量接近共晶成分。

關鍵詞：初生Si相;電脈沖;宏觀偏析;二次流;熔體對流

輕質過共晶Al-Si合金因具有良好的鑄造性能、高耐磨性及低線膨脹系數等優點，在航空航天、汽車工業等領域得到廣泛應用。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性能，因此通過添加細化劑[1]、外加物理場[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注。電脈沖凝固技術作為一種物理場處理技術，已發展為調控晶粒尺寸、柱狀晶及等軸晶生長、非金屬夾雜數量及形態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程，使得復雜規則共晶Si組織的數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字型變為小的圓形，且相間距減小[13]。

宏觀偏析一方面易導致鑄件的熱裂或冷裂，降低鑄件的力學性能，但另一方面在材料提純及制備梯度材料中具有積極作用，因此調控合金凝固過程中宏觀偏析具有重要的應用價值。研究[14~16]表明，糊狀區內的強制對流在宏觀偏析形成中起著重要作用。磁場和電脈沖是產生強制對流的重要手段。旋轉磁場作用于Al7SiMg0.6合金定向凝固，Zimmermann等[17]發現富Si相在樣品中心軸向偏析，且歸因于熔體中強制對流。Noeppel等[18]則進一步指出熔體及糊狀區內強制對流引起的溶質傳輸是合金凝固組織偏析的原因。Zhang等[3,19]系統研究了電脈沖作用下過共晶Al-Si合金定向凝固過程中初生Si相的分布，發現其在凝固初始階段嚴重偏析，且偏析程度與凝固速率有關，歸因于熔體及糊狀區內強制對流導致的溶質重新分布。電脈沖作用下合金鑄造過程不同于定向凝固過程，凝固組織中宏觀偏析的形成除了考慮強制對流引起的晶體生長，還需考慮晶核的動態遷移及其機理。Li等[20]在過共晶Al-Si合金凝固過程中施加電流，隨著電流密度從0增大到1.5 × 102A/cm2，初生Si析出面積從100%銳減到36.67%，認為強制對流對初生Si相的遷移是偏聚的主要原因。Ban等[21]認為電脈沖作用下電磁斥力使得過共晶Al-Si合金中初生Si顆粒向鑄型壁移動，形成偏析；脈沖強度超過一定值后，劇烈對流帶動初生Si一起流動，偏析反而消失。對金屬液施加電流，張邦文等[22]認為在電磁斥力驅動下夾雜物由熔體內部垂直于電流向熔體邊緣遷移，實現夾雜物分離。杜傳明[23]依據鋼液中夾雜物向兩極遷移的現象，認為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，驅動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]。雖然電脈沖在調控金屬液中的非金屬夾雜物及合金凝固過程中形成的電導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理尚存爭議，這些機理主要概括為：糊狀區液相內強制對流導致的溶質重新分布，電磁斥力、帶電粒子受電場力或電自由能驅動第二相或夾雜物遷移理論。因此對電脈沖下鑄造合金中宏觀偏析規律及作用機理還需更深入的認識。

本工作采用交流電脈沖作用于不同成分過共晶Al-Si合金鑄造過程，對比研究脈沖電流密度、凝固溫度區間對初生Si相宏觀偏析的影響，結合電脈沖作用于不同凝固階段及側壁傳熱受限鑄型中初生Si的偏析規律，進一步揭示宏觀偏析的形成機理。

1實驗方法

實驗材料選取不同Si含量的過共晶Al-Si合金，其中Al-20%Si (質量分數，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。實驗裝置[28]由砂型模具、低壓交流脈沖電源、測溫系統和上下放置的純Cu電極組成。直徑20 mm的銅電纜電極固定在內徑34 mm、長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溫度采集系統相連，實時測溫。用電阻爐將1#~17#的Al-Si合金實驗樣品加熱至設定預熱溫度，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，對合金整個凝固過程施加頻率為50 Hz的交流電脈沖，樣品及凝固實驗參數如表1所示。為了確定初生Si相偏析形成的主要凝固階段，設計了電脈沖作用在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)的澆鑄實驗，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，可增強上電極穩定，同時對初生Si相分布的影響可忽略。

表1電脈沖作用下過共晶Al-Si合金凝固實驗參數

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

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

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為了進一步闡明初生Si偏析機理，設計了側壁傳熱受限鑄型中不同電脈沖處理合金凝固實驗。上電極為焊接在鋼棒上的正方形鋼板，下電極為Cu電纜，Cr20Ni80型電阻絲繞在內徑34 mm、長120 mm的剛玉管鑄型外側，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的間距沿中心軸向實時采集溫度。凝固過程中施加的電流強度分別為0和230 A/cm2。

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

2實驗結果

有無電脈沖條件下過共晶Al-30%Si合金典型鑄造凝固組織的OM像如圖1所示。無電脈沖時，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狀為初生Si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，因此可以用其徑向厚度來表征初生相的相對偏聚程度。圖1e和f分別對應樣品中心和邊緣位置的顯微組織，與無電脈沖時的組織相比，試樣邊緣初生Si相顯著增多，區域1、2和3的初生Si相形貌依次為粗大板條狀、細化板條狀和細小多面體狀，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有無電脈沖時Al-30%Si合金鑄造凝固組織的OM像


Fig.1Solidification 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偏析與凝固溫度區間的關系

不同Si含量對應著不同的凝固溫度區間間隔，依據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合金的液相線溫度(TL)分別約為871、895、915、936、956和1086 K，固相線溫度(TS)都為850 K，可得它們的凝固溫度區間(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共晶Al-Si合金中軸心與邊緣位置處初生相數目比值(Nc/Ne)和凝固溫度區間內電脈沖持續時間隨凝固溫度區間的變化，如圖2所示。可見，合金中凝固溫度區間為21℃時，Nc/Ne接近于1。隨著凝固區間增大，Nc/Ne顯著減小，且趨向于零。這表明，凝固區間窄時，電脈沖對初生Si相偏析影響可以忽略。合金中凝固區間寬時，電脈沖才會導致初生相向邊緣的顯著偏析，凝固區間超過一定閾值(約106 K)后，中軸線附近組織變為近共晶組織。凝固區間內電脈沖持續時間隨著凝固區間的增大而延長，使得初生Si偏析越來越充分。

圖2

圖2230 A/cm2電脈沖下過共晶Al-Si合金試樣中軸心與邊緣位置處初生相數目比值及電脈沖持續時間隨凝固溫度區間的變化


Fig.2Number 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脈沖電流密度對初生Si偏析的影響

圖3為過共晶Al-20%Si和Al-30%Si合金偏析區的徑向厚度隨脈沖電流密度變化關系。可知，隨著電流密度逐漸增大，不同成分過共晶合金中初生Si偏析區徑向厚度都經歷了先減小后增大的變化趨勢。然而，對于Al-20%Si和Al-30%Si合金，初生相最顯著偏析對應的脈沖電流密度不同，分別約為300和230 A/cm2。

圖3

圖3不同成分過共晶Al-Si合金中初生Si偏析區厚度隨脈沖電流密度變化曲線


Fig.3Radial 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(圖4b~d)。Al-30%Si合金的液相線溫度約為1086 K[29]，電脈沖作用在孕育階段(1173~1096 K)時，初生相均勻分布在基體中(圖4a)。若從形核前或生長初始階段開始施加電脈沖直至凝固結束，初生相有不同程度的偏析(圖4b~e)。初生相生長到一定程度后施加電脈沖，不會影響初生相的分布狀態(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。

圖4

圖4230 A/cm2電脈沖作用于Al-30%Si合金不同凝固階段時凝固組織的OM像


Fig.4OM 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間的關系如圖5所示。可見，溫度區間(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過共晶Al-30%Si合金組織中初生Si相富集區面積分數與電脈沖作用溫度區間關系


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





由實時測量的冷卻曲線可知，無電脈沖條件下Al-30%Si合金鑄造過程中初生相形核過冷度約為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初生相顆粒運動的影響。圖4b~e組織中初生Si相的分布結果表明，電脈沖會影響長大晶核的遷移行為，導致初生Si顆粒偏析。

為了考察電磁斥力、電自由能驅動力或晶核帶電受電場力是否為晶核遷移的主導因素，設計了側壁傳熱受限鑄型中電脈沖處理合金凝固方案。有無電脈沖作用時側壁傳熱受限條件下過共晶Al-30%Si合金鑄造凝固組織的OM像如圖6所示。無電脈沖時，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，下電極激冷區以上初生相細化且數量明顯增多，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強制對流的偏析結果明顯不同[19]，試樣中部為近共晶組織，依附于側壁形核的初生Si數量少、尺寸大，前端為細小多面體初生Si相偏析薄層。合金凝固過程中電磁場引起的強制對流使熔體溫度場均勻化[5,30]，有利于初生Si相在鑄型中熔體各處同時形核。表明，側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有無電脈沖時側壁傳熱受限條件下Al-30%Si合金凝固組織的OM像


Fig.6Solidification 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

從動力學角度考慮，電脈沖作用下合金液將受到電流與感生磁場相互作用產生的指向軸心電磁力(F)。當熔體中存在電導率不一致的新相顆粒時，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為熔體的電導率；σ2為新相顆粒的電導率；d為顆粒直徑；j為電流密度；B為磁感應強度。由上式可知，當σ2<σ1時，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。

從熱力學角度考慮，新相顆粒在熔體中位置發生變化時，其自由能也發生了改變(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時體系的電自由能。當a、b之間的距離Δdab= |a-b|時，電自由能驅動力(FPEC)有如下表達式[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${}_{\mathrm{e}}^{??}$的降低是驅動新相顆粒在熔體中遷移的驅動力，且新相顆粒由溶體中心運動至鑄型側壁的過程中自由能降低。

電脈沖作用下熔體中導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動理論[32]。上下電極構型時，電磁斥力及自由能驅動的結果使得顆粒沿徑向向鑄型側壁遷移，導致初生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動的直接結果。若初生Si相帶電，則在電場力作用下移動，移動方向與電流方向平行，帶電的正負性決定了在哪個電極附近偏析。然而，交流電脈沖的電流始終正負交替，使得電場力互相抵消，電泳現象可以忽略，也與圖6的結果不符，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程時，大量實驗和數值模擬都指出熔體內強制對流是其導致的最明顯效應之一[5,7,19,31]。Nikrityuk等[33]通過模擬得到了穩恒電流下電極上下構型時合金熔體內的對流分布，表明當電極與試樣接觸面積比試樣橫截面小時，電流密度在接觸面比試樣內的大，進而在接觸面附近產生更大的電磁力，導致對流環的產生。對于電極放置方式相同的本實驗，液相內脈沖電流分布及對流狀態示意圖如圖7a和b所示。在上、下電極附近液相內的脈沖電流密度線與中心軸線不平行，且電流密度較試樣中間部分大，引起的偏離徑向電磁力驅動試樣左上部分的熔體做順時針環狀流及試樣左下部分的熔體做逆時針環狀流。無量綱參數S可以表征電脈沖下強制對流的強弱，具體表達式如下[34]：

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

圖7

圖7液相內脈沖電流分布、對流狀態、二次流及晶核遷移示意圖


Fig.7Sketches 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為真空磁導率；I為電流強度；ρ為液相密度；$?$為運動黏度。Al-20%Si合金和Al-30%Si合金在熔點的密度分別約為2.44 × 103和2.37 × 103kg/m3 [35]。2種合金出現最顯著偏析時脈沖電流密度不同(圖3)，若相應的對流強度相當，則可得2種合金運動黏度的比值約為1.28，與此合金黏度與Si含量的定性結果一致[36]。進一步增大脈沖電流密度，初生Si的偏析反而減弱，與Ban等[21]觀察到的結果一致。分析認為，存在反應對流狀態變化的電流密度臨界值，超過它后會形成湍流，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，若只考慮對流環對初生Si晶核遷移的影響，其引起的離心力將驅動初生相顆粒向對流環中心遷移，在試樣內部形成初生Si偏析[37]，與觀察到的向邊緣偏析不符。對流環流經凹凸不平的固/液界面時形成二次流(圖7c)，使得晶核在二次流帶動下向固/液界面前沿富集。此外，初生Si晶核還受到沿徑向電磁斥力，對流環中心低流速時電磁斥力起主要作用，使晶核發生遷移，并遠離環狀流的中心(圖7d)。由于流動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其遷移起主要作用。在側壁，晶核主要受沿徑向指向側壁的電磁斥力作用，易被生長的固/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的固/液界面捕獲，導致初生Si偏聚區形成。試樣與鑄型及試樣與電極間傳熱越強的部位凝固速率越快，越容易引起更多的初生Si富集。

電磁場引起的液相內宏觀對流會導致溶質分布均勻化。此外，電磁場還會導致糊狀區內明顯的微米尺度對流[38]，進而顯著影響初生相生長過程。電脈沖作用下生長的初生Si相使得糊狀區內電流畸變，形成復雜的環狀對流，加快糊狀區和液相區之間溶質交換，促進初生Si相的快速生長和偏析，一直持續到液相中溶質含量接近共晶成分，最后凝固組織為近共晶組織[19]。另外，生長著的初生Si相導致固/液界面凹凸不平，熔體流過時產生Gertler渦(Gertler vortex)或渦街(vortex street)等二次流，進一步激勵了糊狀區和液相區內的溶質交換。液相區內宏觀對流、糊狀區內微觀對流和固/液界面前沿二次流改變了熔體內溶質分布，協同控制著初生Si相的生長偏析。

本工作的凝固條件下，電脈沖作用于低Si含量的過共晶合金，初生Si相形核后，顆粒來不及遷移就被固/液界面捕捉，因此無明顯偏析。然而，高Si含量的過共晶合金凝固到液相內溶質含量低時，偏析主要由初生Si的生長偏析控制，最后凝固組織為近共晶組織，與實驗結果一致。

綜合上述實驗結果和分析，電脈沖作用下高Si過共晶Al-Si合金普通鑄造過程中初生Si相梯度偏析形成過程可分為4個階段，其物理模型如圖8所示。第一階段，當合金液澆入鑄型后，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，偏析主要來源于液相區、糊狀區內的對流和固/液界面前沿的二次流的協同改變熔體中溶質分布，促進形核的初生Si相長大，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的長大，因此上電極附近初生Si的偏析可忽略(圖8a)。繼續凝固時，固/液界面溫度梯度降低，成分過冷引起固/液界面前沿形成新的初生Si相，液相內二次流使初生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著的界面捕捉，顆粒的生長過程與第一階段相同，最終形成多量、細化的板條狀初生Si組織，初生Si相顆粒的遷移及其生長構成了第二階段的偏析(圖8b)。第三階段初生Si相形核過程、顆粒遷移及生長與第二階段類似，不同的是，熔體內溫度場均勻化，低Si含量導致不同位置大量多面體晶核同時生成，形成了大量細小多面體狀初生Si相偏析區(圖8c)。形核結束后，生長過程偏析也與以上階段一致，直到液相內溶質含量接近共晶成分，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.8Formation model of gradient macro segregation of primary Si phase under electropulsing (F,Fy—electromagnetic repulsive force and its component iny-direction;v—velocity;vx,vy—velocity inx- ory-direction, respectively)


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

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




4結論

(1) 電脈沖作用下過共晶Al-30%Si合金中初生Si相會顯著偏析，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、細化致密的板條狀初生Si組織區、細小多面體狀初生Si組織區和中心的近共晶組織區。

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

(3) 對于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歷了先增強后減弱的趨勢。然而，最顯著偏析相應的脈沖電流密度不同。分析認為，與熔體黏度相關的熔體強制對流由層流向湍流的轉變減弱了初生相偏析。

(4) 電脈沖下過共晶Al-Si合金中初生Si的偏析主要由顆粒遷移和溶質重新分布影響初生相生長共同調控。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，發生偏析。生長階段，液相區內的宏觀對流、糊狀區內的微米尺度對流和固/液界面前沿的二次流協同控制著初生Si相的生長偏析。液相區、糊狀區內的對流和固/液界面前沿的Gertler渦或渦街等二次流改變了熔體內溶質分布，促進初生Si相的連續生長和偏析。

來源：金屬學報