分享：交流磁场对过共晶Al-Fe合金初生相的影响

Fe是铝合金中常见的一种杂质元素，由于其在Al中的固溶度低，很容易形成粗大针片状含Fe相，从而严重影响合金的力学性能[1]。另一方面，铸造Al-Fe合金中的Al-Fe等金属间化合物又具有高硬度和极好的耐热、耐磨及抗腐蚀性能，在各个工业领域具有广泛的应用前景[2,3]。因此，改变铝合金中的含Fe相的类型、形貌和分布等，是提高Al-Fe合金力学性能的关键。目前，常见的方法有：半固态成型、外加物理场处理、添加合金元素、热处理等[4,5,6,7]。例如：在半固态成型过程，利用流变挤压法可以显著细化Al-Fe合金中的Al3Fe相，从而提高其抗拉强度和延伸率[8]。在传统铸造和半连铸过程中，低频电磁场可以显著细化其铸造微观组织[9]。

外加电磁场处理方法因其操作方便、无接触、晶粒细化效果显著等特点在近几十年来备受大家关注[10,11,12,13,14]。Han等[15]在研究强磁场对Al-Fe合金初生Al3Fe相的分布中发现，无强磁场条件下，片状初生Al3Fe相聚集在样品的底部，而在12 T强磁场的作用下，初生Al3Fe相垂直于磁场方向均匀分布在整个样品中。呼和满都拉等[16]研究交变电磁场对Al-5%Fe合金组织性能的影响中发现，随着交变电流的增大，铸件的抗拉强度和延伸率增高，硬度增大，组织结构明显细化。但当磁场电流强度超过12 A时，抗拉强度和硬度反而降低，晶粒变粗大。虽然有关电磁场对材料凝固组织影响的研究不少[17,18,19]，但是有关交流磁场对二元Al-Fe合金初生相的影响机制却仍未统一。

本工作以过共晶Al-2.55%Fe合金为研究对象，通过对比有无交流磁场作用条件下，过共晶Al-2.55%Fe合金初生相的类型、分布和形貌等的差异，研究交流磁场对过共晶Al-2.55%Fe合金初生相的影响规律，并进一步探索其影响的微观机理。

图1为实验装置示意图，该装置由交流变频电源、自制的电磁感应线圈、电阻加热炉、冷却水循环系统、控温装置组成。将放有样品的刚玉管置于加热炉中熔化。炉内含有一个K型热电偶，其测量精度在±1 ℃范围之内。实验支架用于支撑和固定坩锅，使样品与设备分离，以避免施加交流磁场后样品受设备机械扰动的影响。实验所用合金，采用高纯Al (99.99%)、电工纯Fe作为原料配制而成，其化学成分(质量分数，%)为：Fe 2.55，Si 0.23，Cu 0.0045，Mg 0.0019，Al余量。实验中称取该合金样品约8 g，装入刚玉管中，放入电阻炉内加热至750 ℃，待合金完全熔化后保温20 min。然后，以4 ℃/min的冷却速率降至570 ℃，同时施加不同的交流磁场，直至试样完全凝固。

将样品沿纵向切开，经抛光后，在DM500金相显微镜(OM)下观察合金的微观组织；利用D/MAX 2400型X射线衍射仪(XRD，CuKα)确定合金中相的组成；利用配备能谱仪(EDS)的SSX-550型扫描电镜(SEM)进行相的分析。

图2a给出了无磁场条件下，过共晶Al-2.55%Fe合金的凝固组织。由图可见，初生相均匀地分布在样品底部，其形貌为细小颗粒状和长棒状，样品的顶部为均匀的共晶组织。图2b~e分别为左侧宏观照片中相应位置处放大的显微组织。图2b和c处在试样的顶部，其中图2b在中轴线附近，图2c在边部，由图可见，无论是中轴线附近还是边部均为典型的共晶组织，其中灰色细针状的是Al3Fe相，白色的是Al基体。图2d和e为试样底部位置，细小颗粒状的初生Al3Fe相的边界面是近似水平的，其上长棒状Al3Fe相呈随机分布，并没有确定的取向。

图3a是频率为20 Hz、励磁电流为300 A的交流磁场作用下过共晶Al-2.55%Fe合金的凝固组织。可见，施加交流磁场后，试样底部的细小颗粒状的初生Al3Fe相含量显著减少，在试样的顶端边沿处则出现大量块状的初生Al3Fe相。图3b~e分别为宏观照片中相应位置处放大的显微组织。可以清楚地看出，与无磁场条件下的凝固组织不同，施加交流磁场后，底部细小颗粒状的初生Al3Fe相出现在试样的中心处，呈近似金字塔形分布，同时，底部长棒状的初生Al3Fe相消失(图3d)。而在试样顶端边沿处则有粗大块状初生Al3Fe相，且沿径向呈三角形分布。对比图2b和3b发现，与无交流磁场作用时的样品相比，交流磁场作用下，共晶组织中针状Al3Fe相含量显著减小(图3b)。

图4a是频率为20 Hz、励磁电流为200 A的交流磁场作用下过共晶Al-2.55%Fe合金的凝固组织。与励磁电流为300 A时相似，在试样底部出现呈近金字塔形的细小颗粒状初生Al3Fe相，在试样的顶端边沿处也出现一些块状的初生相(图4c)。但与励磁电流为300 A时的样品相比，底部初生Al3Fe相含量相对较多，且出现长棒状的初生Al3Fe相(图4d)，而且样品顶端边沿处的块状初生Al3Fe相含量相对减少。

图5a是频率为20 Hz、励磁电流为100 A的交流磁场作用下过共晶Al-2.55%Fe合金的凝固组织。结果显示，在样品的最底部是颗粒状的初生Al3Fe相，其分布不像励磁电流为200 A或者300 A时那样呈现近金字塔形状，而是与无磁场作用时相似，边界为平面。同时，在细小颗粒状初生相的上方有一些较大的棒状初生Al3Fe相(图5d和e)。在试样的顶端边部也出现一些块状的初生Al3Fe相，但含量却很少(图5c)。对比图2,3,4,5，可以得出一些实验规律：交流磁场作用下，样品底部细小颗粒状初生Al3Fe相含量减少，边界由原来的水平面变为近似金字塔形状，同时底部块状、棒状的初生Al3Fe相含量也减少；而在样品的顶端边部出现了大的块状初生Al3Fe相；励磁电流越大，即磁场强度越强，样品底部颗粒状初生Al3Fe相含量越少，大的块状初生Al3Fe相含量也越少，而顶端边部大的块状初生Al3Fe相含量越多。

图6是过共晶Al-2.55%Fe合金在有无磁场(20 Hz、300 A)作用下凝固样品的XRD谱。可以看出，2种条件下该合金的凝固组织中均只有α-Al和Al3Fe两相。这表明，合金在凝固时，生成的Al-Fe 相中只有Al3Fe稳定相，而没有其它亚稳相，交流磁场没有改变合金中Al-Fe相的类型。但从XRD谱可见，交流磁场使某些晶面对应的衍射峰加强，如(200)、(220)，表明交流磁场作用下Al-Fe相有了一定的择优取向。

当交流磁场B作用在金属上，金属中将产生感生电流J，涡流和磁场相互作用产生Lorentz力(f )[20]：

由于J和B都是时间t的函数，则f也应随t变化。

利用$\mathit{?}=\frac{\mathrm{1}}{{?}_{\mathrm{0}}}\nabla \times \mathit{?}$ (${?}_{\mathrm{0}}$为真空磁导率)，式(1)可改写为：

式(2)右端第一项为力的有旋部分，记为${\mathit{?}}_{\mathrm{r}\mathrm{o}}$：

式(2)右端第二项为力的无旋部分，记为${\mathit{?}}_{\mathrm{i}\mathrm{r}}$：

在空心螺线管线圈的内部，磁场沿z轴呈轴对称分布。当线圈内部放入金属样品时，进入金属的交流磁场的磁力线应基本平行于界面，即金属中的磁场基本为平行于z轴，但不完全平行，故沿磁场方向存在纵向梯度，即$\partial ?/\partial ?\ne \mathrm{0}$。为计算简便，磁场可近似地写成：

式中，${\mathit{?}}_{?}$为z方向单位矢量。因此，有旋力可表示为：

由式(6)可知，在原点之上，B$(\partial ?/\partial ?)$<0，${\mathit{?}}_{\mathrm{r}\mathrm{o}}$与${\mathit{?}}_{?}$方向相反；在过原点的水平面上，B$(\partial ?/\partial ?)$=0，${?}_{\mathrm{r}\mathrm{o}}$=0；在原点之下，B$(\partial ?/\partial ?)$>0，${\mathit{?}}_{\mathrm{r}\mathrm{o}}$与${\mathit{?}}_{?}$方向相同，见图7a。由于交流磁场进入金属后，振幅按指数衰减，因此，Lorentz力的作用主要集中在金属边部，其有旋力${\mathit{?}}_{\mathrm{r}\mathrm{o}}$推动液态金属按图7a中箭头所示方向分别向上或向下运动，从而在熔体内部形成涡旋运动，如图7a中虚线所示。

无旋力${\mathit{?}}_{\mathrm{i}\mathrm{r}}=-\nabla ({?}^{\mathrm{2}}/\mathrm{2}{?}_{\mathrm{0}})$，其中，${?}_{\mathrm{m}}={?}^{\mathrm{2}}/\mathrm{2}{?}_{\mathrm{0}}$，称为磁压强。所以，无旋力可看作磁压强的负梯度。磁压强梯度可沿纵向和横向分解成2部分，即：

式中，右边第一项为纵向梯度，第二项为横向梯度。式(5)中已指出金属中存在磁场纵向梯度，即$\partial ?/\partial ?\ne \mathrm{0}$。由此可推断，磁压强纵向梯度不为零，即${\nabla }_{\parallel }({?}^{\mathrm{2}}/\mathrm{2}{?}_{\mathrm{0}})\ne \mathrm{0}$。交流磁场进入金属后磁场基本平行于界面，振幅沿垂直界面方向衰减，这说明金属中一定存在着垂直于磁场方向的横向梯度，即$\partial ?/\partial ?\ne \mathrm{0}$。因此，磁压强的横向梯度也不为零，即${\nabla }_{\perp }({?}^{\mathrm{2}}/\mathrm{2}{?}_{\mathrm{0}})\ne \mathrm{0}$。因此得到：

${\mathit{?}}_{\mathrm{i}\mathrm{r}}$的方向如图7b所示，在原点之上，沿斜向上方向指向金属内部；在原点之下，沿斜向下方向指向金属内部；在过原点的水平面上，无纵向分量，沿径向指向金属内部。

随着温度降低，Al-2.55%Fe合金首先析出初生Al3Fe相，若未施加交流磁场作用，由于初生Al3Fe相密度大于液态Al基体，在重力的作用下向底部沉积，沉积到底部的初生Al3Fe相由于来不及长大而呈细小颗粒状，由于重力的方向恒定，所以形成的细小颗粒状初生Al3Fe相的界面呈水平面。随着温度继续降低，此时形成的初生Al3Fe相开始长大，在颗粒状初生Al3Fe相上方形成一些棒状和大的块状初生Al3Fe相。由于样品放置的位置处于图7a的上半段，当凝固过程中施加交流磁场后，由于交流磁场在金属熔体内产生的Lorentz力，其中有旋部分使熔体产生了强迫对流作用，使初生Al3Fe相按图7a所示方向进行运动，如果仅仅只是在有旋Lorentz力的作用下，很难形成图3所示的实验结果。

材料在磁场中会被磁化，产生磁化强度M。若磁场不均匀，沿纵轴向存在梯度，则样品将受到磁力(f')的作用，其大小为：

考虑到：

式中，H为磁场强度，$?$为磁化率。所以有：

设基体的磁化率为${?}_{\mathrm{m}}$，杂质相的磁化率为${?}_{\mathrm{p}}$，则两者之间的磁力差$(\mathrm{\Delta }?\mathrm{\text{'}})$为：

由于初生Al3Fe相的磁化率比基体Al的磁化率大，所以初生Al3Fe相将受到向上的磁力作用，当磁感应强度足够大时，这一向上的磁力大于重力，加上图7a中的Lorentz力共同作用，使得初生Al3Fe相很少向底部沉淀，由于边部比轴线附近温度低，所以最后在顶端边沿处聚集了大量的块状初生Al3Fe相。而样品的底端边部由于受到有旋Lorentz力和式(12)对应的磁力方向都是向上，则2个力之和远大于重力，故边部几乎没有初生Al3Fe相形成，而在底端中轴线附近由于Lorentz力向下，则在这3种力的作用下最终形成近似金字塔形的细小颗粒状初生Al3Fe相。而当励磁电流减小时，磁感应强度相应减小，向上的磁力也减小，无法克服重力的作用，故而样品顶部初生Al3Fe相含量逐渐减小，底部初生Al3Fe相含量逐渐增多。当磁场进一步减小时，如实验中励磁电流为100 A时，样品底部的初生Al3Fe相的界面已经变为水平面，含量也与无磁场作用时相当，如图5所示。

(1) 交流磁场不能改变过共晶Al-2.55%Fe合金初生相的类型，有无交流磁场作用下，初生相均为Al3Fe相。

(2) 交流磁场能显著改变初生Al3Fe相的分布和形貌。无磁场条件下，初生Al3Fe相在重力的作用下均匀地分布在样品的底部，呈细小颗粒状，界面为水平面。而在交流磁场的作用下，除了少部分细小颗粒状的初生Al3Fe相在样品底端中轴线附近呈金字塔状分布外，大部分初生Al3Fe相以块状和棒状出现在样品的顶端边沿处，且沿径向呈三角形分布。

(3) 磁感应强度越大，交流磁场对初生Al3Fe相分布和形貌的影响越大，底部细小颗粒状初生Al3Fe相含量越少，顶部初生Al3Fe相的含量越多，但交流磁场作用效果与磁感应强度之间并非呈线性关系。

(4) 交流磁场对过共晶Al-2.55%Fe合金初生相分布和形貌的影响，主要是由交流磁场产生的Lorentz力和磁力共同作用的结果。