许多偏晶合金具有优异的特性^{[1, 2]}, 但是在偏晶合金凝固时的液-液相变过程中相偏析严重, 易形成乃至两相空间分离的组织。重力、温度梯度等导致的弥散相液滴迁移和基体熔体对流, 是导致偏析组织形成的关键因素^[3]。为了制备具有弥散型复合凝固组织的偏晶合金, 人们采用各种工艺以减弱弥散相液滴迁移和基体熔体对流的影响 ^[3-6]。这些方法有: 一, 降低重力引起的浮升力、增加流动阻力: 例如, 减小坩埚尺寸、改变凝固方向(相对于重力加速度方向)、在微重力条件下凝固等; 二, 在正交电磁场作用下凝固, 用电磁力补偿组元间比重差, 消除相间比重差导致的两相偏析。其中一些方法在应用中受到限制, 如: 减小坩埚的尺寸则限制了合金凝固试样的尺寸; 对熔体施加正交电磁场虽可以补偿组元间比重差, 但电磁场也加强熔体对流; 微重力虽然消除了重力导致的基体熔体对流运动, 但弥散相液滴的Marangoni迁移仍导致偏析凝固组织的形成。同时, 微重力条件的时间太短(如落管技术), 费用高昂(如火箭、空间站等)。研究表明, 恒定磁场能有效抑制金属熔体的对流, 影响合金凝固过程^[7]。本文进行在恒定磁场作用下的Al-Pb合金的连续凝固, 研究磁场对Al-Pb偏晶合金凝固特性的影响。

1 实验方法

在恒定磁场作用下偏晶合金凝固的实验装置(图1), 主要由电阻炉、液态合金冷却部分、恒定磁场以及传动装置组成。在空炉条件下测定了炉膛内磁场强度分布, 磁极中心处磁场强度最大, 在磁极中心上下±25 mm范围内, 磁场强度的变化幅度小于3%, 可认为是均匀磁场。用石墨为坩埚材料, 坩埚外径为10 mm, 内径为8 mm, 长为192 mm。实验合金成分为Al-5%Pb(质量分数, 下同)。用纯度为99.99%的Al以及99.99%的Pb为原料, 实验在氩气的保护下进行。将金属Al放入石墨坩埚中加热, Al完全熔化后将用铝箔包好的Pb加入; 将合金升温到950℃保温20 min, 对熔体进行充分搅拌, 促进合金成分均匀化; 然后施加直流磁场, 待熔体静止后开启传动系统, 使石墨坩埚以5 mm/s速度连续下移进入Ga-In-Sn液态金属中冷却凝固。

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图1   凝固装置原理图

Fig.1   Schematic of the directional solidification setup

将制备出的棒状样品沿纵向剖开, 抛光后在光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)下观察显微组织, 使用图像分析软件进行定量金相分析, 测定弥散相粒子尺寸分布和平均尺寸。

2 结果与讨论

2.1 Al-Pb合金凝固后的显微组织

图2给出了Al-5%Pb合金在不同强度磁场作用下的凝固组织, 图中黑色相为基体α-Al, 白色粒子为富Pb相, 较大粒子是液-液相变过程中产生的, 称为初生相粒子。由此可见, 在不同强度的磁场作用下凝固的Al-5%Pb合金均呈现了富Pb相以粒子形式弥散分布于α-Al基体的组织。样品中最大富Pb相粒子的尺寸随着磁场强度的增加而下降。定量金相分析结果(图3)表明, 随着磁场强度(B)的增加, 富Pb相粒子的平均半径<R>减小。

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图2   在不同强度磁场作用下Al-5%Pb合金以5 mm/s下拉速度连续凝固后的显微组织

Fig.2   Microstructures of the Al-5%Pb alloys solidified at the rate of 5 mm/s in static magnetic fields of different strengths. (a) 0 T, (b) 0.3 T, (c) 0.6 T

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图3   在不同强度磁场下以5 mm/s速度凝固的Al-5%Pb合金组织中液-液相变产生的富Pb粒子半径

Fig.3   Average radius of Pb- rich particles formed during the liquid- liquid decomposition in Al- 5%Pb alloy solidified at the rate of 5 mm/s versus the magnetic field strengths

2.2 偏晶合金连续凝固组织的演变

在连续凝固条件下偏晶合金组织演变过程, 如图1所示。对于初始处于均一液相区内的任一给定部位的合金熔体, 其在试样下移过程的凝固组织演变过程为: 当温度下降至液态组元不混溶温度区内时变为过冷熔体, 倾向于发生液-液相变; 在进一步下移过程中, 其过冷度不断增加; 当移动至某一位置时弥散相液滴开始形核; 在此后的下移过程中熔体内的弥散相液滴不断长大, 并在重力和熔体内温度梯度的作用进行空间迁移和碰撞凝并; 最后, 当其运动到凝固界面位置时被凝固界面捕获。

弥散相液滴的Stokes运动和Marangoni迁移以及基体熔体的对流对偏晶合金凝固过程及组织的影响很大, 直接决定能否形成弥散型凝固组织。当弥散相液滴相对于基体熔体静止、并且熔体内无对流, 即液滴的Stokes运动速度 uS、Marangoni迁移速度 uM和熔体对流速度 VC均为零时, 合金凝固形成弥散相粒子均匀分布的组织; 当液-液相变区内的某些弥散相液滴的运动合速度向上, 即 uMz+uS+VCz>V0时( uMz和 VCz分别为弥散相液滴的Marangoni迁移速度和熔体对流速度沿图1中z轴的分量, V0为试样下拉速度), 不可能建立稳态的凝固过程, 熔体发生两液相分离现象, 形成偏析组织; 当液-液相变区内所有弥散相液滴均向下运动, 即 V0>VCz+uMz+uS∀(R,r,z)时, 能够实现稳态凝固, 形成弥散型复合凝固组织。根据上述分析, 在本实验逆重力连续凝固条件下, 熔体对流和弥散相液滴的Marangoni迁移不利于合金实现稳态凝固、形成弥散型凝固组织。

图4给出了实测的无磁场条件下合金凝固界面前沿的温度曲线, 图5给出了固/液界面附近熔体中弥散相液滴的Stokes运动速度和根据图4中温度曲线计算的液滴Marangoni迁移速度随液滴半径的变化关系。在本实验条件下凝固界面前沿熔体的对流较强, 最大对流速度达1.19 mm/s ^[8]。定量金相分析结果可知, 试样中富Pb粒子尺寸远小于40 mm。根据以上数据和图5, 在本实验条件下 V0>VCz+uMz+uS∀(R,r,z)关系成立, 因此能形成弥散型凝固组织。

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图4   凝固界面前沿熔体的温度变化

Fig.4   Temperature profile in front of the solidification interface for the sample solidified at the rate of 5 mm/s

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图5   固/液界面附近熔体中弥散相液滴的Stokes 运动速度和Marangoni 迁移速度随液滴直径( D_Droplet)变化关系曲线

Fig.5   Variation of Stokes and Marangoni velocities of the minority phase droplets in front of the solidification interface with the diameter of the minority phase droplets

2.3 磁场对凝固组织形成过程的影响

实验中施加的磁场强度较低, 对合金相变的热力学性质影响很弱, 主要影响合金相变的动力学过程。磁场主要通过两个途径影响偏晶合金凝固组织形成的动力学过程: 改变弥散相液滴的运动状态和改变基体熔体的对流状态。

2.3.1磁场抑制弥散相液滴迁移 弥散相液滴在导电的基体熔体中运动时, 基体熔体内产生环绕液滴的流动, 如图6所示, 磁场对液滴内部及附近基体熔体流动的抑制, 束缚弥散相液滴的运动。Chester等^[9]研究了磁场作用下导电粒子运动时所受的电磁力, 发现在恒定磁场作用下液滴的Stokes运动速度和Marangoni迁移速度分别为

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图6   磁场作用下弥散相液滴在基体熔体中的运动模式及感生电流和洛仑兹力示意图

Fig.6   Schematic illustration of the flow pattern, eddy current and Lorentz force when a droplet moves in the alloy melt

(1)uS=2g(ρβ-ρm)3ηeffm+ηeffβηeffm(2ηeffm+3ηeffβ)R2

(2)uM=-2kmR(2km+kβ)(2ηeffm+3ηeffβ)dσdT▽T

式中 ρβ和 ρm分别为液滴和基体的密度, kβ和 km分别为液滴和基体的热导率, σ为两液相间界面能, ▽T为温度梯度, g为重力加速度, R为液滴半径。 ηeffm和 ηeffβ分别为基体熔体和弥散相液滴的有效粘度, 由下式计算^{[10, 11]}:

(3)ηeff=η01+38Ha+7960Ha2-437680Ha3+OHa4Ha<<1ηeff≌η01+Ha24∙9+8Ha1+HaHa≌1ηeff=η013Ha1+OHaHa>>1

式中 Ha=Bd0σe/η01/2为哈德曼数, η0为无磁场时基体或液滴的粘度, σe为基体或液滴的电导率, d0为特征尺寸, B为磁场强度。

当磁场强度为0.3 T时, 由式(3)计算出弥散相液滴的哈特曼数、熔体有效粘度与液滴直径间关系, 如图7所示。可见, 磁场导致熔体有效粘度升高, 富Pb相液滴的运动速度下降(图8)。富Pb液滴的尺寸越大磁场导致有效粘度升高幅度越大, 富Pb液滴的运动速度减小得越多。

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图7   磁场强度为0.3 T 时对应于弥散相液滴运动的哈特曼数和熔体有效粘度与弥散相液滴直径的关系

Fig.7   Relationship between the Hartman number of the minority phase droplets and effective viscosity of the melt and the diameter of the minority phase droplets in the magnetic field of 0.3 T. Ha^m and Ha^d are the Hartman number of the melt and the minority phase droplets, respectively.{\eta }_0^m and {\eta }_0^{\beta } are the viscosity of the melt and minority phase droplets in the magnetic field of 0 T, respectively

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图8   磁场作用下凝固界面处基体熔体中弥散相液滴运动速度与液滴直径的关系

Fig.8   Relationship between the velocities of the minority phase droplets in front of the solidification interface and the diameter of the minority phase droplets in static magnetic fields. u_{SB} and u_{S0} are the Stokes velocity of the minority phase droplets in the magnetic field of 0 and 0.3 T, respectively. u_{MB} and u_{M0} are the Marangoni velocity of the minority phase droplets in the magnetic field of 0 and 0.3 T, respectively

2.3.2 磁场抑制基体熔体对流运动 恒定磁场对基体熔体的对流运动的抑制程度, 也可用哈特曼数和熔体有效粘度表示。在强度为0.3 T磁场作用下基体熔体对流对应的哈特曼数和熔体有效粘度随试样直径的变化, 如图9所示。图9表明, 磁场使熔体的有效粘度大幅度提高, 对直径为8 mm的合金试样, 熔体的有效粘度提高100余倍, 即对流强度下降100余倍。由此可以推知, 在0.3 T磁场作用下凝固界面前沿熔体的最大对流速度小于0.012 mm/s。此对流速度远小于试样的移动速度, 因此对凝固过程的影响可以忽略不计。

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图9   磁场强度为0.3 T时对应于弥散相液滴运动的哈特曼数和熔体有效粘度与弥散相液滴直径的关系

Fig.9   Relationship curve between the velocities of the minority phase droplets in front of the solidification interface and the diameter of the samples in static magnetic fields of 0.3 T

由上述分析可见, 恒定磁场能大幅度减小弥散相液滴的Marangoni迁移和基体熔体的对流, 促进偏晶合金形成弥散型凝固组织。

3 结论

1. 在恒定磁场作用下Al-Pb合金的连续凝固组织中, 富Pb相粒子弥散相分布于基体内。恒定磁场使凝固试样中富铅相粒子的数量密度提高、平均半径减小。

2. 恒定磁场能减小弥散相液滴相对于基体熔体的运动速度, 并有效地抑制熔体对流, 因此促进偏晶合金形成弥散型复合凝固组织。