陳 濤，劉 政，陳志平，胡詠梅

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旋轉(zhuǎn)磁場作用下A356-La合金徑向凝固組織形貌及稀土元素分布

陳 濤1，劉 政2，陳志平2，胡詠梅3

(1. 江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，贛州 341000；2. 江西理工大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，贛州 341000；3. 江西理工大學(xué) 工程研究院，贛州 341000)

利用OM、SEM分析低過熱度澆注、雙向低頻電磁攪拌和稀土元素細(xì)化處理復(fù)合技術(shù)制備的A356-La鋁合金鑄錠，考察電磁場作用時(shí)間恒定時(shí)，磁場頻率對合金鑄錠徑向顯微組織和稀土元素分布規(guī)律的影響，并在最佳工藝參數(shù)上探討熔體攪拌方式對徑向組織演化及均勻性的影響。結(jié)果表明：磁場頻率增加，晶粒球化程度顯著，生長方式由枝晶向球晶轉(zhuǎn)變，徑向組織以及稀土元素點(diǎn)狀彌散分布均勻性增強(qiáng)，磁場頻率25 Hz、0.7時(shí)達(dá)到最佳，平均等積圓直徑和形狀因子分別為36.2 μm和0.82；合金徑向3個(gè)采集點(diǎn)晶粒直徑和形狀因子的平均值達(dá)到41.6 μm和0.76。雙向連續(xù)攪拌作用于熔體時(shí)，組織形貌和均勻性優(yōu)于單向連續(xù)攪拌、雙向間歇攪拌。此攪拌方式加快熔體內(nèi)部質(zhì)量傳輸、熱量傳遞進(jìn)程，一定程度上避免集膚效應(yīng)對組織均勻性的不利影響。

旋轉(zhuǎn)磁場；A356-La合金；稀土元素分布；攪拌方式；凝固組織均勻性

樹枝晶是合金凝固后常見的顯微組織形貌，這種復(fù)雜的組織形貌對合金材料的性能有著重要影響[1]。因此，有效地控制合金凝固過程中枝晶的生長行為，使其破碎演變?yōu)榍蛐尉Я＃瑢τ讷@得優(yōu)質(zhì)半固態(tài)合金漿料十分必要。半固態(tài)成形技術(shù)作為一種新型細(xì)晶漿料制備技術(shù)，在低熔點(diǎn)的鋁、鎂合金和高溫合金中應(yīng)用日趨成熟[2?5]，為制備晶粒細(xì)小、圓整的優(yōu)質(zhì)合金漿料提供了技術(shù)選擇。

另外，從金屬凝固理論可知合金漿料組織細(xì)化的主要途徑是：激發(fā)熔體內(nèi)部原子團(tuán)簇大量形核，形成數(shù)目可觀的自由晶繼而控制晶粒長大過程使其尺寸穩(wěn)定[6]。趙倩等[7]指出半固態(tài)電磁攪拌技術(shù)以磁力密度梯度大、磁能利用率高和穿透性強(qiáng)為特征，是調(diào)控半固態(tài)鋁合金漿料晶粒尺寸的有效途徑。當(dāng)鋁熔體處于液固兩相溫度區(qū)間時(shí)，引入交變磁場，磁場與熔體間交互作用形成電磁攪拌力，引起熔體的三維強(qiáng)制流動(dòng)，促使熔體內(nèi)部的質(zhì)量傳輸、熱量傳遞處于快速混合狀態(tài)，從而加快液相強(qiáng)制流動(dòng)。還有研究表明[8?10]，強(qiáng)制對流環(huán)境下合金漿料中初生相、共晶相、二次相的晶粒尺寸得以細(xì)化，其形態(tài)規(guī)整和分布均勻性得到提升；合金元素的偏析現(xiàn)象得到改善。然而，由于合金是多種元素組分構(gòu)成的體系，影響獲得完整球形且分布均勻的晶粒的因素較多(如熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)條件；磁場集膚效應(yīng)等)。另外，在合金熔體中添加適量稀土元素進(jìn)行細(xì)化處理是優(yōu)化合金凝固組織的有效方 式[11?14]。盡管筆者前期對恒定轉(zhuǎn)向磁場作用下熔體的流動(dòng)特性[15]，加入稀土元素在電磁場調(diào)控下的擴(kuò)散路徑、存在形式與分布狀態(tài)也已基本熟知[16]，但在雙向電磁攪拌處理下，熔體的流動(dòng)方向、對流強(qiáng)度和電磁力的大小發(fā)生周期性變化時(shí)，可能導(dǎo)致稀土元素在合金中的傳輸、分布呈現(xiàn)新規(guī)律。這將對漿料晶粒組織演化產(chǎn)生重要的影響，為此需探明其中蘊(yùn)含的工藝 信息。

綜上所述可知，目前關(guān)于鋁熔體中稀土元素在工頻范圍內(nèi)雙向攪拌處理下的流動(dòng)特性研究尚較少，雙向攪拌處理下稀土元素的擴(kuò)散形式、分布狀態(tài)以及凝固組織演化機(jī)理有待探討。因此，本文作者對A356合金熔體施加雙向攪拌和稀土元素細(xì)化處理復(fù)合作用，研究不同電磁攪拌條件下合金徑向凝固組織的均勻性、初生相的演化規(guī)律和鑄錠徑向稀土元素的分布規(guī)律。以期通過利用稀土元素細(xì)化效應(yīng)及低頻電磁場的電磁效應(yīng)為合金材料的細(xì)化和強(qiáng)化提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 合金熔煉、細(xì)化變質(zhì)和電磁場處理

試驗(yàn)所用電磁攪拌裝置由三相異步電動(dòng)機(jī)改制而成，通過電磁調(diào)頻控制器調(diào)節(jié)作用于液態(tài)合金熔體的磁場頻率來調(diào)控合金液流的流動(dòng)速率、電磁力的大小和攪拌強(qiáng)度。在電磁場下，采用低過熱澆注和等溫保溫?zé)崽幚韽?fù)合工藝制備合金漿料。試驗(yàn)爐料為A356鋁合金，經(jīng)DTA(Differential thermal analysis)測試合金的液相線溫度為615.3 ℃。鋁錠預(yù)熱后其熔煉實(shí)驗(yàn)在SG2?5?12電阻坩堝爐內(nèi)進(jìn)行，熔煉溫度為720 ℃。在合金充分熔化靜置數(shù)分鐘后加入覆蓋劑，防止熔體在加熱過程中被氧化，保溫10 min后進(jìn)行2~3次除氣除渣精煉。Al-La中間合金中La含量為20%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，在爐溫780 ℃時(shí)將Al-La中間合金加入熔體中，以最終合金中含0.6 %La為基準(zhǔn)控制其加入量，對熔體進(jìn)行變質(zhì)處理。待熔體溫度降至630 ℃時(shí)澆入預(yù)熱至 350 ℃的不銹鋼鑄型中，鑄型尺寸為55 mm×100 mm。電磁攪拌頻率設(shè)置為5 、15 、25和35 Hz，雙向連續(xù)攪拌20 s(正?反向各攪拌10 s)。即時(shí)通電啟動(dòng)旋轉(zhuǎn)磁場，攪拌終了后將鑄型置于600 ℃的箱式電阻爐內(nèi)保溫10 min。保溫結(jié)束后對熔體進(jìn)行快速水淬處理以保存高溫時(shí)合金漿料的組織形態(tài)。

1.2 試樣制取與測試分析

從不同工藝條件下合金鑄錠橫截面的中心部(0)、徑向0.7處和邊部(1)，在軸向距底部10 mm處截取一個(gè)圓片并從中切取一個(gè)過圓心的扇形圓片作為金相試樣。試樣經(jīng)預(yù)磨、機(jī)械拋光后并利用0.5% HF (體積分?jǐn)?shù))水溶液進(jìn)行腐蝕處理。隨后，采用ZEISS AXIOSKOP2型光學(xué)顯微鏡(OM)拍攝金像圖并進(jìn)行組織分析。研究雙向電磁攪拌作用下稀土La在鑄錠徑向分布規(guī)律時(shí)，應(yīng)用XL30W/TMP掃描電鏡(SEM)對不同磁場頻率下獲得的合金試樣徑向(0、0.7和1)拍取背散射電子像。為了探討攪拌方式對徑向凝固組織均勻性的影響，在前述研究電磁頻率參數(shù)和稀土分布位置較佳的工藝基礎(chǔ)上，對熔體施加不同攪拌方式(單向連續(xù)攪拌、雙向間歇攪拌(間歇時(shí)間4s)和雙向連續(xù)攪拌)，來研究攪拌方式對凝固組織形貌和均勻性的影響。另外，為了表征電磁攪拌下徑向凝固組織形貌圓整度和晶粒尺寸細(xì)化程度，利用Image-pro-plus和Excel測量計(jì)算各頻率下合金中初生相的形貌特征參數(shù)：平均等積圓直徑、平均形狀因子。平均等積圓直徑和平均形狀因子計(jì)算公式分別為：=2(/π)1/2；=4π/2。式中：為合金中初生相的平均周長；為初生相的平均面積。若的數(shù)值越大或者越趨近于1，則表明漿料中初生相形貌圓整，此時(shí)，合金中的晶粒細(xì)化以及均勻化程度最大，組織性能最優(yōu)。

2 結(jié)果與分析

2.1 磁場頻率對合金鑄錠徑向凝固組織的影響

圖1所示為不同磁場頻率下半固態(tài)A356-La合金鑄錠徑向初生相的形貌。從圖1可見，合金鑄錠中心部、0.7和邊部初生晶粒尺寸得到了不同程度細(xì)化。磁場頻率5 Hz作用于熔體時(shí)，電磁力驅(qū)動(dòng)合金液流的流動(dòng)速率和攪拌強(qiáng)度較弱，枝晶破碎、剪切程度有限。凝固組織形貌保留枝晶特征，晶界輪廓清晰可見。中心部的晶粒組織有明顯二次枝晶臂斷裂跡象和分支形態(tài)，0.7和邊部的初生相由細(xì)長條枝晶和薔薇狀晶粒構(gòu)成，相較于中心部組織形貌有所優(yōu)化，但整體組織形態(tài)較差，初生相的形貌還不能滿足流變成形的要求(見圖1(a)~(c))。Image-pro-plus測量顯示鑄錠0.7處初生相的平均等積圓直徑為62.6 μm、形狀因子0.55，若定義合金漿料徑向3個(gè)采集點(diǎn)初生相晶粒尺寸的均值作為合金徑向平均晶粒尺寸，則5 Hz磁場頻率處理下合金徑向平均晶粒直徑為69.1 μm、形狀因子0.53。圖1(d)~(f)是合金熔體施加15 Hz電磁攪拌時(shí)初生相的組織特征。頻率增加使電磁力對熔體的攪拌作用和枝晶破碎強(qiáng)度增強(qiáng)，改善了初生相形貌。鑄錠中心部發(fā)達(dá)枝晶的數(shù)目減少，邊緣薔薇晶向球晶演化；0.7處細(xì)長的枝晶向棒狀晶轉(zhuǎn)變；邊部薔薇晶的數(shù)量繼續(xù)增加，但依舊含有少量枝晶。合金0.7處晶粒平均直徑減小至53.7 μm、形狀因子增加到0.67；徑向平均晶粒直徑為64.8 μm、形狀因子為0.59。磁場頻率增至25 Hz時(shí)的晶粒組織形貌見圖1(g)~(i)，合金中枝晶組織已基本消失殆盡。中心部晶粒為橢圓形和類球形；在電磁力誘發(fā)的熔體強(qiáng)制對流沖刷下，棒狀晶粒逐步演化為如0.7處所示的細(xì)小球晶；鑄錠邊部合金液流受到鑄型和熔體間溫差所形成的激冷效應(yīng)作用，使得漿料中出現(xiàn)了少量枝晶。此時(shí)，合金徑向0.7處初生相的平均等積圓直徑進(jìn)一步細(xì)化至36.2 μm，形狀因子增至0.82；平均晶粒直徑進(jìn)一步降至41.6 μm，形狀因子增至0.76，合金徑向平均晶粒尺寸呈現(xiàn)相似的增長關(guān)系。當(dāng)磁場頻率35 Hz時(shí)，中心部、0.7和邊部的部分球狀初生相合并生長的趨勢增強(qiáng)，組織中出現(xiàn)了尺寸較大的枝晶(見圖1(j)~(l))。原因是由于磁場頻率增大，則熔體熱量散失速率增大，從而導(dǎo)致冷卻速率亦增大。為初生相向樹枝晶生長提供了動(dòng)力學(xué)條件。因此合金鑄錠0.7處和徑向初生相的平均等積圓直徑分別增至44.2 μm和46.6 μm；形狀因子減小為0.73和0.70。

圖1 不同磁場頻率作用下半固態(tài)A356-La合金鑄錠徑向初生α相的形貌

綜合不同磁場頻率下合金鑄錠徑向凝固組織形貌、初生相的平均等積圓直徑和平均形狀因子的數(shù)值可知，在25 Hz、0.7處的晶粒相較于中心部和邊部更加細(xì)小圓整。另外，為了進(jìn)一步直觀表明合金徑向凝固組織的細(xì)化和均勻程度時(shí)，定義各相鄰磁場頻率間合金徑向3個(gè)采集點(diǎn)初生相平均等積圓直徑和形狀因子均值間的差值分別記為Δd和Δf(如Δ1為5 Hz與15 Hz間合金徑向平均等積圓直徑的差值；Δ1為平均形狀因子的差值)。表1所列為表征合金徑向晶粒組織細(xì)化和圓整程度Δd和Δf的數(shù)值。由表1可知，晶粒的細(xì)化和球化過程主要發(fā)生在15~25 Hz，頻率繼續(xù)增加時(shí)，合金組織反而出現(xiàn)了惡化。在雙向連續(xù)電磁攪拌作用下，合金徑向顯微組織均勻性增強(qiáng)，晶粒尺寸波動(dòng)幅度平緩。各頻率下半固態(tài)合金鑄錠0.7處初生相的平均等積圓直徑和形狀因子變化趨勢如圖2所示。由圖2可以看出，合金徑向最佳的試樣采集點(diǎn)位于0.7處，且25 Hz是獲取球晶的適宜頻率。

2.2 磁場頻率對合金鑄錠徑向稀土元素分布和形態(tài)的影響

文獻(xiàn)[17]中的結(jié)果表明，處于此磁場下熔體流動(dòng)速率的最大值位于凝固界面前沿即在合金徑向0.7左右，流場速率與磁感應(yīng)強(qiáng)度的分布特性和稀土元素在合金徑向的分布規(guī)律存在一定的關(guān)聯(lián)性。合金熔體凝固時(shí)對磁感應(yīng)強(qiáng)度大小和磁感應(yīng)線的分布規(guī)律數(shù)值模擬表明，熔體中的磁感應(yīng)強(qiáng)度由鑄型中心向邊緣單調(diào)遞增變化，在邊緣附近磁感應(yīng)強(qiáng)度處于峰值[18]。磁感應(yīng)線的分布呈現(xiàn)類似規(guī)律，由中心稀疏到邊緣密集。為此，試驗(yàn)選取0、0.7、1這3個(gè)徑向采集點(diǎn)分析稀土元素分布規(guī)律。圖3所示為25 Hz時(shí)半固態(tài)A356-La鋁合金鑄錠徑向稀土元素分布SEM-BE像。從圖3中可看出，亮白物主要分布于初生相的晶界和相界，依據(jù)Al-La二元合金相圖推斷亮白物為鋁鑭化合物，但稀土元素La在合金徑向分布均勻性和稀土化合物的形態(tài)卻存在差異。圖3(a)所示為稀土元素La在合金心部分布狀態(tài)。從圖中可看出，稀土化合相在晶界上錯(cuò)亂分布，形態(tài)呈針狀，彌散均勻分布程度較弱，合金中存在稀土元素分布富集(貧化)現(xiàn)象。其原因是：合金中稀土La的原子半徑遠(yuǎn)大于Al及其他元素的原子半徑，不固溶于Al基體中，只偏聚在晶界和相界；并且由于電磁場的分布特性使得電磁力對合金中心熔體的攪拌作用和合金液流的沖刷剪切效應(yīng)對稀土化合相形態(tài)的控制作用幾乎趨近于零。由圖3(b)可看出，合金徑向0.7處稀土化合相的形態(tài)已由心部的針狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)點(diǎn)狀，彌散均勻分布，合金中沒有出現(xiàn)稀土元素富集(貧化)區(qū)域。其原理是電磁攪拌使熔體形成強(qiáng)制對流，熔體中的稀土元素在電磁力和離心力的復(fù)合驅(qū)動(dòng)作用下，趨向沿著合金鑄錠的徑向由心部向邊部遷移，稀土元素在遷移過程中受到熔體粘滯力阻滯在合金凝固界面前沿駐留，合金液流在電磁力的攪動(dòng)下強(qiáng)力沖刷凝固界面前沿駐留的稀土化合物，促進(jìn)其形態(tài)向細(xì)點(diǎn)狀演化，均勻分布于合金漿料中。合金邊部(1)稀土元素分布如圖3(c)所示，針狀的稀土化合物再現(xiàn)，分布均勻程度較0.7處發(fā)生了明顯的衰減。解析導(dǎo)致邊部稀土化合物形態(tài)和分布出現(xiàn)此現(xiàn)象的機(jī)理是，試驗(yàn)時(shí)鑄型中的凝固殼層在熔體澆注完畢后短時(shí)內(nèi)形成，稀土元素在沿徑向遷移過程中被凝固殼層捕獲，此外凝固界面由型壁向熔體中心推進(jìn)與沿徑向遷移的稀土元素碰撞使其停駐于型壁附近，凝固殼層的存在也使得電磁力對稀土化合物的攪拌效果衰減，從而導(dǎo)致了稀土化合物呈針狀在邊部富集(或貧化)。

2.3 熔體攪拌方式對合金鑄錠徑向0.7R處凝固組織及均勻性的影響

圖4所示為磁場頻率25 Hz且作用時(shí)間20 s的條件下不同攪拌方式時(shí)合金徑向0.7處初生相的形貌及均勻程度。由圖4可知，合金熔體攪拌方式變化是導(dǎo)致初生相的演化和尺寸發(fā)生改變的重要因素。圖4(a)所示為液態(tài)合金單向連續(xù)攪拌時(shí)的顯微組織，初生相由枝晶碎塊和類球晶構(gòu)成，晶粒間的尺寸和圓整度相差較大，分布均勻性也較差。主要原因是：單向連續(xù)攪拌時(shí)，合金液流與磁場協(xié)同轉(zhuǎn)動(dòng)；熔體的流場保持恒定的流向；流場狀態(tài)平穩(wěn)、液相流速漲幅變化較小；熔體中初生晶粒受到液流沖刷強(qiáng)度較弱以及鑄型內(nèi)高溫熔體熱量散失速率較小。此時(shí)初生相的平均等積圓直徑為45.3 μm、形狀因子為0.72。晶粒的尺寸和形態(tài)均勻程度有待進(jìn)一步優(yōu)化。當(dāng)熔體施加雙向連續(xù)攪拌時(shí)，晶粒尺寸細(xì)小，凝固組織以球晶為主。雙向電磁攪拌力的大小和方向周期性變化驅(qū)動(dòng)合金熔體強(qiáng)制對流，導(dǎo)致結(jié)晶器內(nèi)的固液兩相金屬液流混合折疊程度加強(qiáng)，固相顆粒與液態(tài)金屬間熱量交換速率增大，溶質(zhì)處于快速傳輸狀態(tài)促進(jìn)了凝固系統(tǒng)溫度場和溶質(zhì)場的均勻化，為晶粒形核和抑制其生長過程提供了熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)條件，促使晶粒在凝固整個(gè)進(jìn)程中保持向球晶演化趨勢。此時(shí)初生晶粒的平均等積圓直徑減小至36.2 μm、形狀因子增至0.82(見圖4(b))。另外，電磁攪拌過程中短時(shí)間歇所制備的合金漿料凝固組織見圖4(c)，初生相為狹長枝晶和大尺寸的橢球晶。漿料中初生固相晶粒較單向攪拌、雙向連續(xù)攪拌向枝晶轉(zhuǎn)變趨勢增強(qiáng)。此時(shí)初生相相的平均等積圓直徑反增至47.6 μm、形狀因子降至0.68。

表1 相鄰磁場頻率間半固態(tài)A356-La合金3個(gè)采集點(diǎn)初生α(Al)相平均等積圓直徑與形狀因子均值間的差值Δdi與Δfi

圖2 不同磁場頻率作用下半固態(tài)A356-La合金鑄錠徑向0.7R處初生相的平均等積圓直徑與形狀因子

圖3 25 Hz時(shí)半固態(tài)A356-La鋁合金鑄錠徑向稀土元素分布SEM-BE像

圖4 25 Hz時(shí)不同熔體攪拌方式下半固態(tài)A356-La合金鑄錠徑向0.7R處初生α相的形貌

圖5所示為磁場頻率25 Hz不同熔體攪拌方式下半固態(tài)合金鑄錠徑向0.7處初生相平均等積圓直徑和形狀因子的曲線圖。為從數(shù)學(xué)上定性反映不同熔體攪拌方式間半固態(tài)合金鑄錠徑向0.7處初生相的細(xì)化和均勻化程度，定義Δ1表示雙向間歇攪拌和雙向連續(xù)攪拌下初生晶粒平均等積圓直徑的差值；Δ1表示雙向間歇攪拌和雙向連續(xù)攪拌下初生晶粒平均形狀因子的差值。Δ2表示雙向間歇攪拌和單向連續(xù)攪拌下初生晶粒平均等積圓直徑的差值；Δ2表示雙向間歇攪拌和單向連續(xù)攪拌下初生晶粒平均形狀因子的差值。Δ1、Δ1、Δ2、Δ2的數(shù)值分別為?11.4、0.14、?2.3、0.04，Δ1＜Δ2＜0；Δ1＞Δ2＞0。定性結(jié)果亦顯示出與圖5合金凝固組織形貌演化規(guī)律相一致的結(jié)論：雙向連續(xù)攪拌較其他兩種攪拌方式處理下初生相的細(xì)化和均勻化程度更高，此攪拌方式更有利于細(xì)晶漿料的制備。

圖5 磁場頻率25 Hz不同熔體攪拌方式作用下半固態(tài)A356-La合金徑向0.7R處初生相的平均等積圓直徑和形狀因子

3 討論

3.1 集膚效應(yīng)對合金鑄錠徑向凝固組織的影響

磁場環(huán)境下鋁熔體可視為一種具有高黏性的導(dǎo)電材質(zhì)，在旋轉(zhuǎn)磁場作用下合金熔體周期性的旋轉(zhuǎn)運(yùn)動(dòng)切割磁感應(yīng)線感生感應(yīng)電流，感應(yīng)電流與磁場間交互作用形成Lorentz力，對熔體產(chǎn)生強(qiáng)烈的攪拌作用。電磁場磁感應(yīng)強(qiáng)度數(shù)值模擬表明[18]，磁感應(yīng)強(qiáng)度在電磁結(jié)晶器的徑向從中心到型壁邊緣磁感應(yīng)強(qiáng)度大小單調(diào)遞增梯度變化；磁力線由中心稀疏到邊緣密集。依據(jù)洛倫茲力方程[19]：=×。為Lorentz力；為電流密度；為磁感應(yīng)強(qiáng)度?？芍狶orentz力在合金熔體徑向的分布呈現(xiàn)與磁感應(yīng)強(qiáng)度相似規(guī)律。因此，鑄型徑向位于不同位置的初生相受到電磁力的大小和方向、合金液流的沖刷強(qiáng)度、熱量傳導(dǎo)和質(zhì)量傳輸方式以及晶粒間的碰撞剪切強(qiáng)度和概率都存在顯著差異，從而導(dǎo)致初生相在合金漿料徑向的組織形態(tài)及均勻性呈非均衡狀態(tài)。這種由于電磁場自身分布特性所誘導(dǎo)的合金漿料初生相徑向演化方式、晶粒形態(tài)以及分布的差異稱之為集膚效應(yīng)。磁感應(yīng)強(qiáng)度在合金熔體中的作用機(jī)理可用集膚深度進(jìn)行表征，集膚深度的表達(dá)式為[20]：=[1/(π?)]1/2。式中：為鋁合金電導(dǎo)率；?為旋轉(zhuǎn)磁場電流頻率；為鋁合金熔體的磁導(dǎo)率。從表達(dá)式可以看出電流頻率與熔體集膚效應(yīng)呈反比關(guān)系，電磁攪拌過程中鋁合金的電導(dǎo)率處于相對恒定時(shí)，當(dāng)旋轉(zhuǎn)頻率減小，集膚深度增大。相反，旋轉(zhuǎn)頻率增大，集膚深度反而減小。低頻攪拌(5 Hz)時(shí)，磁感應(yīng)強(qiáng)度在熔體內(nèi)部的作用距離較長，磁感應(yīng)線貫穿整個(gè)熔體，使其整體處于電磁攪拌作用下。但由于磁場頻率處于低位電磁攪拌，其攪拌強(qiáng)度較弱，電磁力對合金漿料中初生枝晶的剪切作用有限。此外，鑄型中的高溫金屬熔體與已預(yù)熱的鑄型間仍存在較大的溫差，型壁處的晶粒沿?zé)崃鞣捶较蛞灾螒B(tài)向熔體心部生長。因此，在鑄錠邊部及心部、0.7處初生相都形成了粗大的枝晶(見圖1(a)~(c))。當(dāng)磁場頻率適當(dāng)提升(15 Hz、25 Hz)，此時(shí)雖然電磁感應(yīng)強(qiáng)度在熔體中的作用距離有所減小，但電磁力的增大使熔體形成強(qiáng)烈的混合對流，加快熔體內(nèi)部質(zhì)量傳輸、熱量傳遞，使晶粒的形核處于一個(gè)相對穩(wěn)定的凝固體系中，自由晶的數(shù)量大大增加，晶核四周長大環(huán)境總體保持一致。合金鑄錠的中心部(0)、0.7和邊部(1)處的晶粒組織較低頻攪拌得到了顯著優(yōu)化，此時(shí)初生相基本呈現(xiàn)球形(見圖1(d)~(i))，0.7處初生相的形貌達(dá)到最佳。其原因?yàn)椋阂环矫?，合適的電磁頻率攪拌避免了熔體心部高溫對晶粒的熔蝕，能夠獲得大量的自由晶核，保證了晶粒向球晶演化所需要的高晶核密度；另一方面，抑制了型壁激冷效應(yīng)所誘導(dǎo)的枝晶生長趨勢。此外，磁場頻率25 Hz與熔體慣性響應(yīng)頻率接近，對克服自然對流、減小晶粒凝固前沿溫度和濃度梯度的作用更加明顯，抑制了枝晶生長。當(dāng)磁場頻率35 Hz時(shí)，熔體形成大的集膚效應(yīng)，電磁體積力僅作用于合金漿料的表面，對液態(tài)合金的攪拌作用有限，使得結(jié)晶器中心的合金熔體幾乎不具有攪拌效果，合金中心部(0)、0.7和邊部晶粒的形態(tài)都有所惡化。因此，得到了形貌如圖1(j)~(l)所示尺寸較大的短棒狀和枝狀晶。

3.2 雙向電磁場作用下稀土元素遷移分布規(guī)律

合金熔體在電磁力的徑向分量和軸向分量作用下主要發(fā)生了與磁場轉(zhuǎn)動(dòng)方向同向的周向流動(dòng)和繞軸的軸向環(huán)流，且周向流動(dòng)速率遠(yuǎn)大于軸向流率[21]。因此，鑄型內(nèi)合金液流的流動(dòng)形式以周向?yàn)橹鲗?dǎo)。電磁場環(huán)境下熔體中溶質(zhì)原子隨金屬液流在電磁力徑向分量的作用下，從熔體中心的高溫區(qū)向鑄型型壁附近的低溫區(qū)遷移。在溶質(zhì)原子遷移過程中，原子遷移速率與原子半徑存在正相關(guān)性，即原子半徑越大，遷移速率越大。在A356-La合金中，稀土La的原子半徑遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其他合金元素的原子半徑。因此，La原子向鑄錠邊部運(yùn)動(dòng)的趨勢更大，并且隨著離熔體中心距離的增加，原子運(yùn)動(dòng)的線速度增大，這種運(yùn)動(dòng)趨勢也將更加明顯。從而導(dǎo)致電磁力的攪拌效應(yīng)對合金中心部的溶質(zhì)原子擴(kuò)散、遷移作用失效，形成了如圖3(a)所示的針狀且分布無序的稀土化合物。另外，處于固液相區(qū)的A356- La合金熔體具有較高的黏性，合金漿料中溶質(zhì)原子沿徑向擴(kuò)散遷移時(shí)將受到熔體粘滯力的阻滯。但是溶質(zhì)原子向鑄錠邊部的擴(kuò)散還要受到鑄型壁上已結(jié)晶的凝固層向熔體中心推進(jìn)的固/液凝固界面的阻礙。隨著熔體溫度的降低，由型壁處形成的凝固層的固/液界面向鋁合金熔體內(nèi)部推進(jìn)，并與向外遷移的溶質(zhì)原子相遇，在其凝固前沿駐留、聚集[22]。因此，稀土元素在0.7處沒有出現(xiàn)邊部的富集(或貧化)現(xiàn)象，在適宜的沖刷力作用下，稀土化合相均勻且呈點(diǎn)狀分布。此外雖然合金邊部溶質(zhì)原子受到了最大電磁攪拌力的攪拌作用，但合金邊部凝固環(huán)境更加復(fù)雜以及凝固界面對溶質(zhì)原子的吸附作用，從而導(dǎo)致了如圖3(c)所示的稀土化合相針狀形態(tài)再現(xiàn)。

4 結(jié)論

1) 合金熔體在不同磁場頻率攪拌處理下獲得了初生相尺寸細(xì)小、形貌圓整的半固態(tài)合金鑄錠，鑄錠中心部和邊部晶粒呈枝晶形態(tài)；0.7處初生(Al)形貌以類球晶或球晶為主。25 Hz磁場頻率作用下，半固態(tài)合金鑄錠徑向0.7處晶粒尺寸和均勻性最佳，平均等積圓直徑為36.2 μm、形狀因子為0.82，且在該工藝條件下，合金徑向初生相的平均等積圓直徑均值為41.6 μm，平均形狀因子均值為0.76。

2) 不同磁場頻率旋轉(zhuǎn)磁場作用下合金徑向稀土元素的分布均勻性以及存在形態(tài)表明，在磁場頻率25 Hz、合金鑄錠徑向0.7處，顯微組織中稀土元素均勻彌散分布、形態(tài)呈細(xì)點(diǎn)狀；稀土元素的富集(或貧化)現(xiàn)象以及稀土化合相的形態(tài)得到有效的控制。

3) 施加25 Hz磁場頻率不同電磁攪拌方式下合金鑄錠0.7處晶粒組織形貌和均勻性表明，3種攪拌方式間初生晶粒的尺寸和形狀因子的差值存在不等式關(guān)系：Δ1＜Δ2＜0、Δ1＞Δ2＞0。雙向連續(xù)攪拌促進(jìn)了凝固體系質(zhì)量傳輸、熱量傳遞。較單向連續(xù)攪拌、雙向間歇攪拌獲得了尺寸更加細(xì)小，形態(tài)規(guī)整的球晶組織。平均等積圓直徑為36.2 μm、形狀因子為0.82，組織的均勻性也大大提升，有效地減緩了磁場集膚效應(yīng)對凝固組織均勻性的不利影響。

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(編輯 王 超)

Radial solidification microstructure and rare earth elements distribution of A356-La alloy under rotating magnetic field

CHEN Tao1, LIU Zheng2, CHEN Zhi-ping2, HU Yong-mei3

(1. School of Materials Science and Engineering,Jiangxi University of Science and Technology, Ganzhou 341000, China;2. School of Mechanical and Electrical Engineering,Jiangxi University of Science and Technology, Ganzhou 341000, China;3. Institute of Engineering and Research, Jiangxi University of Science and Technology, Ganzhou 341000, China)

A356-La aluminum alloy ingot prepared by composite technology of low superheat pouring, two-way low-frequency electromagnetic stirring and rare earth element refinement were analyzed by OM and SEM, which contains the microstructure with fine size and round shape primary phase. The influence of magnetic field frequency on the radial microstructure and distribution of rare earth elements in alloy ingot was investigated, when the stirring time of electromagnetic field was constant. The results indicate that when the frequency of magnetic field increases, the degree of grain spheroidization becomes significantly better. The growth mode of grain changes from dendrite grain to globular grain, and the distribution of microstructure along the radial and rare earth element becomes uniform. When the magnetic field frequency is 25 Hz and the radius is 0.7, the morphology of the primary phase can reach at optimum. The average equal-area circle diameter and shape factor of the primary phase are 36.2 μm and 0.82, respectively. The average primary phase diameter and shape factor from the three collecting points in the radial direction are 41.6 μm and 0.76, respectively. In addition, the influence of melt stirring ways on the evolution and uniformity of microstructure along the radial was discussed under the optimum technological parameters. It indicates that the morphology and uniformity of the microstructure obtained from the two way continuous stirring are better than the single way continuous stirring and two-way intermittent stirring. This stirring way accelerates the internal mass transfer and heat transfer process of the melt, and then, to a certain extent, the adverse effect of skin effect on uniformity of solidification structure can be avoided.

rotating magnetic field; A356-La alloy; distribution of rare earth elements; stirring method; solidification microstructure uniformity

Projects (51144009, 51361012) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(20142bab206012) supported by the Natural Science Foundation of Jiangxi Province, China; Project(GJJ14407) supported by the Science and Technology of Jiangxi Provincial Education Department, China

2016-12-08;

2017-04-17

LIU Zheng; Tel:+86-797-8312137; E-mail：liukk66@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.03.06

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51144009，51361012)；江西省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(20142bab206012)；江西省教育廳科技項(xiàng)目(GJJ14407)

2016-12-08；

2017-04-17

劉 政，教授，博士；電話：0797-8312137；E-mail：liukk66@163.com

1004-0609(2018)-03-0483-09

TG146；TG244

A