近年来，随着二元合金共晶反应过程组织演变研究的深入，许多重要的工程材料得到了广泛应用。共晶合金的凝固组织直接决定了其最终性能的好坏，例如共晶晶粒的细化可以优化Al-Si-Cu合金的极限抗拉强度^[1]。调控共晶合金微观组织的关键在于控制凝固过程中的溶质元素迁移行为，例如，Li等^[2]研究发现，过冷Ni-Sn合金在快速凝固过程中形成的初生相富集了溶质，因此再辉时初生相固体被重熔，最终以碎片状的形态保留在凝固组织中。Aguiar和Caram^[3]利用坩埚下降法制备了Sn-Se共晶合金，发现增加生长速率会导致共晶片层间距减小；而通过旋转坩埚使熔体产生对流会引起溶质分配系数发生变化，导致共晶片层间距增大。Zhang等^[4]通过数值模拟对流环境下多种共晶合金的生长行为，发现对流通过促进溶质迁移从而增大共晶片层间距，但该效果同时受凝固速率的影响。因此，通过改变合金的凝固参数调控凝固过程中的溶质分布与元素迁移行为，进而影响凝固组织是调控材料最终性能的有效手段。而合金凝固过程中溶质的迁移行为主要受扩散和对流的耦合作用影响^[5]。随着凝固速率的增加，金属凝固时间缩短，对流对溶质迁移的作用效果减弱且扩散时间有限，引起溶质迁移效率降低，进而诱发凝固组织变化。据此，研究者们开发了快速凝固^[6]、机械搅拌^[7]、超声波振动^[8]、施加磁场^[9,10]等多种金属凝固调控技术。

近年来，强磁场对金属凝固过程的潜在调控效果逐渐得到证实^[11~15]。研究发现，强磁场可以通过Lorentz力^[16]、磁化力^[17]、磁力矩^[18]、磁化能^[19]、磁极间相互作用^[18]等多种力、磁、能协同作用有效调控合金的凝固组织。Utech和Flemings^[16]将直流磁场应用于含有Te杂质的InSb合金凝固过程，磁场的Lorentz力显著抑制了熔体中的热对流，成功消除了晶体由于液相温度波动引起的溶质富集带。Li等^[20]通过在A1-Zn合金凝固过程中施加强磁场，发现Lorentz力除了能够阻碍溶质原子的迁移，还能够通过阻尼作用减缓对流，降低熔体的散热能力和混合能力，改变了凝固组织的晶体择优取向，并且在固/液界面处形成了羽毛状组织。Xiao等^[21]研究了强磁场下Lorentz力、热电磁力与磁化力的耦合作用对包晶合金定向凝固行为的影响，证明了强磁场的综合效应可以改变包晶凝固过程中的溶质迁移和熔体对流，使合金中出现偏析组织。上述研究表明，强磁场可以通过控制合金凝固过程中的溶质迁移行为调控凝固组织，进而改变合金性能。

对于共晶成分合金来说，研究^[22]表明，随着凝固速率增加，溶质迁移行为逐渐减弱，合金发生了由粗大共晶组织向细小共晶组织，再向亚共晶组织转变的过程，这为共晶合金的组织设计提供了依据。将强磁场作用于共晶合金的凝固过程时，强磁场的Lorentz力效果可以显著抑制液相中的流动，改变溶质迁移行为，进而可能诱发共晶合金的凝固组织转变。Al-Si系合金由于具有良好的流动性、易于铸造性以及良好的耐热性和耐磨性等特点，在工业生产中被广泛使用。另外，Al-Si共晶合金的凝固过程简单，作为典型的共晶模型合金被大量研究。因此，本工作以Al-Si共晶合金作为研究对象，在有无磁场和不同凝固速率条件下开展了合金的定向凝固实验，考察强磁场对合金定向凝固组织以及凝固过程中溶质迁移行为的影响。通过对合金定向凝固过程中淬火界面形貌和溶质分布的分析，对比凝固速率的作用效果，探讨强磁场对Al-Si共晶合金凝固行为的作用机制。

本实验以Al (99.999%)和Si (99.999%)为原料，利用真空感应熔炼炉制备出成分为Al-12.7%Si (质量分数，下同)的母合金，采用铜模铸造获得母合金锭。采用化学分析法和微观组织观察法确定了合金锭的成分和组织均匀性。利用线切割将合金切成尺寸为直径5.8 mm、长100 mm的圆柱试样，经过去氧化皮、超声波清洗后烘干备用。

采用自主开发的强磁场下定向凝固设备进行合金的定向凝固实验^[23]，该设备由超导强磁体、Bridgman定向凝固炉、温度控制系统与抽拉系统组成。强磁体能提供最高6 T的稳恒强磁场。冷却介质采用液态Ga-In-Sn三元合金。将合金置于内径6 mm、长120 mm的石墨坩埚中，抽真空至0.2 Pa，然后通入0.02 MPa的Ar气作保护气。由Al-Si合金相图可知，其共晶温度为577 ℃^[24]，为保证凝固过程中的过热度，将样品以10 ℃/min的速率升温至700 ℃，随后保温30 min，使合金内部温度场达到均匀。在无磁场和6 T强磁场条件下分别以5、50和200 μm/s的速率将合金向下拉伸25 mm至液态Ga-In-Sn冷却液中进行定向凝固，随后快速向下拉动坩埚至冷却液中进行淬火以保留固/液界面。凝固过程中的温度梯度约为50 ℃/cm。

定向凝固实验结束后，沿纵向将实验样品切割成2个半圆柱体，在定向凝固区域截取横截面，使用水磨砂纸从800 μm至1.25 μm逐级对横/纵截面进行打磨。随后使用10% (体积分数)高氯酸酒精溶液对横纵截面在10 V电流下进行电解抛光。抛光腐蚀后使用Sigma 300型扫描电子显微镜(SEM)观察微观组织形貌，利用JXA-iHP200F型电子探针(EPMA)对样品进行线扫描分析Si相含量。利用Image Pro Plus软件对淬火样品液相区中的Al析出相面积分数进行定量统计，并对固/液界面前沿Si溶质富集区长度进行测量。使用Ultima IV型高分辨X射线衍射仪(XRD)对合金样品的晶体取向进行分析(CuK_α，波长为0.1542 nm)，扫描范围10°~90°，扫描速率为5°/min。

图1所示为有无磁场和不同速率条件下凝固的Al-12.7%Si合金纵截面微观组织的SEM像。当凝固速率为5 μm/s时，从图1a中可以看出，不施加磁场时，合金呈共晶形貌。板片状的浅灰色共晶Si相分布在深灰色的共晶Al相基底中，以近似平行于凝固方向定向排列生长，形状较为粗大，大部分Si片尺寸较长且生长连续，粗大的Si片间有不规则的小尺寸Si分布(图1a和其放大图1a1)；当施加6 T强磁场后，合金仍以共晶组织为主，其中共晶Si相多呈束状生长，表现出一定程度的不规则性，表明Si片的定向生长及其连续性被破坏(图1d)，从图1d1中的白色圆圈区域可以看出，施加6 T强磁场后出现了类似于树枝状的块状Al相，即离异共晶相。当凝固速率增加至50 μm/s后，不施加磁场时，凝固速率的增加使得共晶Si定向生长程度变差(图1b)，由图1b1可以观察到凝固组织仍以共晶组织为主，相对于5 μm/s下凝固的合金，其共晶Si尺寸和片层间距均明显变小；施加6 T强磁场后，共晶组织中层片状共晶Si尺寸和间距进一步减小(图1e)，出现了较多数量的树枝状离异共晶相(图1e1中椭圆区域所示)，产生从细小共晶向亚共晶组织的转变。当凝固速率进一步增加到200 μm/s后，不施加磁场时，凝固组织由共晶转变为由树枝状的初生Al相和Al-Si共晶组成的亚共晶组织(图1c)，初生Al相呈柱状枝晶形貌，近乎沿生长方向排列，且有少量交叉分枝(图1c1中椭圆区域所示)，共晶Si呈细小针状或颗粒状不规则分布(图1c1)；施加6 T磁场后，与无磁场时类似，合金呈亚共晶组织，初生Al的枝晶分枝交叉更明显(图1f1中椭圆区域所示)，而共晶Si与无磁场条件时相比没有明显差别(图1f1)。

图2为有无磁场和不同速率条件下凝固的Al-12.7%Si合金横截面微观组织的SEM像。可以看出，当凝固速率为5 μm/s时，无磁场条件下片状Si分布均匀且大多相互连通(图2a)；但施加强磁场后Si片层间距减小，出现多处鱼骨状组织，并有大量块状离异共晶组织出现，Si片之间的连通特征明显减弱，在块状离异共晶组织周围出现颗粒状或细小的Si (图2d)，说明施加强磁场破坏了Si相生长的连续性，这与图1d中得出的强磁场对合金纵截面凝固组织影响的结论相一致。当凝固速率升至50 μm/s时，从图2b中可以观察到，无磁场条件下Si片层间距明显减小，说明凝固速率的上升对Si的细化作用较为明显；施加6 T强磁场后，与5 μm/s时的合金组织类似，Si枝晶片层间距略有减小(图2e)。当凝固速率为200 μm/s时，从图2c和f可以看出，施加强磁场后，初生Al枝晶的分枝更加明显。

图3为有无磁场和不同凝固速率条件下定向凝固Al-12.7%Si合金纵截面的XRD谱。如图3a所示，未施加磁场时，当凝固速率分别为5和50 μm/s时，各衍射峰的位置和峰值未显示出明显变化。这些峰位主要分布在(111)、(220)和(331)。随着凝固速率增加至200 μm/s，峰位发生显著变化，主要集中在(200)。如图3b所示，施加强磁场后，合金的衍射峰位同无磁场时合金的衍射峰位基本相同，且峰强没有明显变化。

图4为有无磁场和不同凝固速率条件下Al-12.7%Si合金定向凝固过程中的固/液界面淬火形貌。从图4a~f可以看出，合金固/液界面处的微观组织由上方的液相区以及下方的定向凝固区组成。经过EDS分析确认，液相区在淬火过程中快速凝固，主要为由细小的初生Al枝晶和共晶组织组成的亚共晶组织。当凝固速率为5 μm/s时，无磁场条件下，固/液界面整体上呈现相对平稳的形貌，合金呈现典型的定向共晶生长模式；板片状的共晶Si相作为先共晶相突出于固/液界面沿着生长方向定向排列，共晶Al相依附于共晶Si相形核生长，且落后于共晶Si (图4a和a1)。施加强磁场后，固/液界面整体上的稳定性遭到破坏，界面高低起伏。呈束状生长的共晶Si相突出于固/液界面，每束共晶Si相之间存在大量富Al液相，其分布于晶界、枝间等处，形成块状或枝晶形貌的离异共晶组织(图4b和b1)。凝固速率增加到50 μm/s，无磁场条件下固/液界面高低起伏，合金呈非规则共晶方式生长，共晶组织显著细化，多处粗大的Si相突出深入到液相，树枝状的Al相依附于Si相生长(图4c和c1)。施加强磁场后，与无磁场条件下的情况类似，合金呈非规则共晶形貌生长，固/液界面高低起伏，共晶组织进一步细化，突入液相中生长的Si和树枝状的Al相数量增加，Al相分枝明显(图4d和d1)。当凝固速率进一步增加到200 μm/s后，有/无磁场条件下合金均呈亚共晶方式生长，树枝状的Al相突出固/液界面以近乎平行于生长方向定向排列。在高凝固速率条件下，强磁场的施加没有给合金的固/液界面形貌带来明显影响(图4e和e1，图4f和f1)。

对比5和50 μm/s条件下合金固/液界面的淬火组织可以看出，下部定向凝固区和上部的细小亚共晶组织之间还存在一段长度不一的浅灰色区域，经EDS分析确认，该段是细小的共晶组织(图4a~d和4a1~d1)。通过对比该处共晶组织与上部亚共晶组织的成分，可以认为该段细小共晶区域是由于在合金定向凝固过程中界面前沿Si溶质含量高于上方液相区而形成。利用定量金相方法对该Si溶质富集区的宽度进行测量，结果如图5所示。无磁场下，随着凝固速率从5 μm/s增加至50 μm/s，富Si溶质区的宽度从120 μm增加至480 μm。而强磁场的施加不同程度地增加了该区域的宽度，即：在5 μm/s时，该共晶区域宽度从无磁场下的120 μm增加至400 μm；在50 μm/s时，该共晶区域宽度从无磁场下的480 μm增加至550 μm。对于200 μm/s下凝固的合金来说，由于凝固速率较快，定向凝固的共晶组织显著细化，同淬火后生成的共晶组织难以区分，因此没有对比是否存在Si富溶质区宽度的差异。

为了进一步探究凝固速率和强磁场对合金凝固过程中溶质迁移行为的影响，利用EPMA对合金淬火组织中的固/液界面处进行了线扫描分析，考察Si元素沿定向凝固方向的成分变化。EPMA检测的位置和结果如图6所示，其中组织图中的黄实线为线扫分析的扫描路径，EPMA线扫图中蓝色背景的深浅程度与Si含量的高低成正比。从图中可以看出，所有条件下Si的含量曲线均呈波动状分布，这是由于不同条件下的合金中含有共晶Si和Al相以及枝晶Al相。在5 μm/s凝固速率下，无磁场时液相区曲线波动较小，Si元素分布相对均匀，而定向生长区成分波动幅度明显，且频率较小(图6a1)，证实了该条件下液相成分均匀，凝固的共晶组织较为粗大(图6a)。施加强磁场后，液相区的成分有一定程度波动，而定向生长区的成分波动幅度也较为剧烈，且频率增加明显(图6d1)，说明该条件下液相区内溶质分布均匀性变差，也证实了定向凝固区内共晶组织细化明显(图6d)。在50 μm/s凝固速率下，无磁场时液相区曲线分布相对均匀，而定向生长区曲线分布波动幅度较大(图6b1)，证实了该条件下液相成分均匀，定向生长区内有大量大尺寸Si相生成(图6b)。施加强磁场后，液相区的成分有一定程度波动，而定向生长区的成分波动较大，波动频率相对较高(图6d1)，说明该条件下液相区内溶质分布不均匀，也证实了定向凝固区内组织有一定程度细化(图6d)。凝固速率增大至200 μm/s，相较于5和50 μm/s条件，有无磁场下合金在定向凝固区域的成分曲线波动幅度均明显下降，这是由于线扫描分析主要在共晶组织区域。此外，比较有无磁场下的成分分布曲线可以看出，强磁场的施加使曲线发生了更为明显的波动，说明该条件下合金的液相区成分和定向凝固区组织均匀性有一定程度的降低(图6c和c1，6f和f1)。

另外，从图6b1、d1和e1中的成分曲线可以看出，在靠近固/液界面位置有一处总体上Si含量相对较高的区域，这与淬火组织中的细小共晶区相对应，证实了界面前沿富Si溶质区的存在。但是对于5 μm/s和无磁场条件下凝固的合金来说，位于富Si溶质区位置的线扫描检测结果表明，有离异共晶组织存在，该处的数值近乎为0% (图6a1)。

根据元素守恒定律，固/液界面前沿Si的富集程度变化意味着在液相区中Al的含量变化。在靠近富Si区域的液相区内，对细小枝晶Al相的面积分数进行了统计测量，测量的平均值如图7所示。未施加磁场时，随着凝固速率的增加，液相区内枝晶Al相含量小幅上升。施加6 T强磁场后，随着凝固速率从5 μm/s升高至50 μm/s再升高至200 μm/s，液相区内枝晶Al相含量先大幅增加后再小幅增加。

研究^[18,25]表明，强磁场可以通过磁力矩和Lorentz力分别影响合金生成相的晶体取向以及溶质迁移行为，进而改变合金的凝固组织。图3的结果表明，强磁场对于Al-12.7%Si合金中Al相和Si相的晶体取向行为没有显著影响，因此磁场诱发的组织演变只能通过改变溶质迁移行为产生。

上述实验结果表明，随着凝固速率的增加，Al-12.7%Si合金发生了从粗大共晶向细小共晶，再向亚共晶组织的转变。而在相同凝固速率下，施加强磁场同样诱发从粗大共晶向细小共晶、细小共晶向亚共晶组织的转变(图1和2)。这说明，除了凝固速率，强磁场同样可以作为调控共晶合金凝固组织的工艺参数。图3中XRD的实验结果排除了磁力矩对合金溶质迁移行为的影响，结合合金定向凝固过程中的淬火组织变化(图4)和强磁场的Lorentz力效果，可以将上述组织演变归结为强磁场通过Lorentz力抑制对流以及抑制溶质扩散，改变了溶质迁移行为，从而诱发了凝固组织演变。具体机制如下：当合金以较低速率定向凝固时，高熔点的Si作为先共晶相，以板片状生长并突出到固/液界面前沿，低熔点的Al依附于Si相形核生长并向固/液界面前沿排除Si溶质，形成Si溶质富集区(图4)。由于凝固速率较低，溶质有充分时间进行扩散，其迁移行为主要受扩散行为控制，液相中的对流进一步促进了溶质交换，使Si和Al以共晶耦合方式定向生长，固/液界面相对平直。当凝固速率上升时，固/液界面由于来不及凝固而呈现高低起伏。施加强磁场后，Lorentz力抑制熔体对流的作用加剧，Si溶质富集区变宽(图5和6)，液相区Al相含量也随之上升(图7)。

研究^[26,27]表明，强磁场通过增加扩散激活能可以明显降低固/液界面的溶质扩散。本工作中，施加强磁场后，合金固/液界面处的Si和Al溶质的扩散均被显著抑制。同时，垂直于磁场运动的金属熔体会感生出同磁场方向垂直的电流，如图8a所示，该电流同磁场相互作用产生与熔体流动相反的Lorentz力(F_L)，进而显著抑制熔体的运动^[28,29]。强磁场引起的扩散和对流行为改变会引起2方面变化：一方面，流动的抑制导致合金固/液界面前沿的溶质迁移被显著抑制，Si溶质富集区明显扩大(图8c)，导致共晶Si形核数量增加，组织显著细化；另一方面，Si相间的Al溶质由于对流抑制无法迁移而发生聚集，形成了成分过冷产生了离异共晶相；同时，流动抑制引起的溶质分布不均也导致固/液界面波动，共晶组织的定向排列和连续性遭到破坏(图8b)。另外，Lorentz力对固/液界面前沿熔体内对流的抑制也导致溶质分布不均，引起了合金淬火组织中液相内成分分布的波动(图8d)。而随着凝固速率的增加，合金凝固时间缩短，界面前沿的溶质来不及迁移，造成了Al溶质的富集，形成成分过冷而生成柱状离异共晶组织枝晶和细小共晶组织共存的亚共晶组织。此时施加强磁场，随着作用时间的减少，Lorentz力抑制熔体对流和溶质扩散的效果减弱，在固/液界面前沿抑制溶质迁移的作用效果也相应减弱。当凝固速率进一步提高时，合金在非常短的时间内凝固，强磁场来不及对溶质迁移行为产生明显的作用效果。综上，磁感应强度和凝固速率作为影响合金凝固组织的2个主要参数，都具有控制熔体对流及溶质扩散的作用。但是前者的作用效果受后者影响，即：凝固速率提高后，强磁场控制对流和溶质扩散的时间变短、影响溶质迁移的效果减弱，此时凝固速率对凝固组织的影响占据主导地位，强磁场对合金凝固组织的影响不再明显。

(1) 在0和6 T强磁场以及5、50、200 μm/s凝固速率条件下进行了Al-12.7%Si合金的定向凝固和淬火实验。结果表明，随着凝固速率的增加，Al-12.7%Si合金发生了从粗大Al/Si共晶向细小Al/Si共晶，再向离异共晶组织枝晶同Al/Si共晶共存的亚共晶组织转变。

(2) 在相同凝固速率下，施加强磁场同样可以诱发上述组织转变。强磁场未对合金的晶体学取向产生明显影响。在低凝固速率下，固/液界面前沿存在一个富Si溶质区域，施加强磁场显著增加该富Si溶质区域的宽度。强磁场下液相区内溶质分布不均匀。

(3) 强磁场诱发的上述组织演变主要是由于Lorentz力抑制液相中的对流，进而显著影响固/液界面前沿溶质迁移行为导致。