王國偉，巫瑞智

(哈爾濱工程大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院，哈爾濱 150001)

Al-6.5%Mg合金的半固態(tài)流變鑄造及其性能

王國偉，巫瑞智

(哈爾濱工程大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院，哈爾濱 150001)

利用保溫電磁攪拌制備半固態(tài)漿料，對Al-6.5%Mg合金的半固態(tài)流變鑄造進(jìn)行研究。實(shí)驗(yàn)中對該合金的常壓鑄造、液態(tài)壓鑄和半固態(tài)壓鑄所得鑄件的顯微組織、力學(xué)性能和拉伸斷口進(jìn)行分析比較。結(jié)果表明，常壓鑄造得到的Al-6.5%Mg合金組織為粗大的樹枝晶，力學(xué)性能較低；與常壓鑄造相比，液態(tài)壓鑄件的樹枝晶生長較為規(guī)則，枝晶得到細(xì)化，同時(shí)，液態(tài)壓鑄件的強(qiáng)度和塑性提高明顯；半固態(tài)壓鑄的顯微組織則為規(guī)則的球狀晶，與液態(tài)壓鑄相比，半固態(tài)壓鑄件的強(qiáng)度略有提高，表現(xiàn)出更好的塑性。

流變鑄造；保溫電磁攪拌；球狀晶；強(qiáng)度；塑性

半固態(tài)鑄造技術(shù)(SSF)起源于20世紀(jì)70年代，由美國麻省理工學(xué)院 Flemings教授等提出它的基本概念、理論和技術(shù)[1-2]。半固態(tài)鑄件具有表面質(zhì)量高、強(qiáng)度與鍛件接近等優(yōu)點(diǎn)。同時(shí)半固態(tài)成形技術(shù)還是一種近凈成形技術(shù)，可以實(shí)現(xiàn)少、無余量加工。因此，半固態(tài)金屬成形技術(shù)近年來受到各國科研機(jī)構(gòu)和企業(yè)的重視，被譽(yù)為21世紀(jì)最具發(fā)展?jié)摿Φ慕饘俨牧霞庸こ尚渭夹g(shù)之一[3]。半固態(tài)觸變成形是目前已經(jīng)商業(yè)應(yīng)用的半固態(tài)鑄造技術(shù)，但是其胚料的價(jià)格高，重熔又是一種消耗能源的加工方式，同時(shí)半固態(tài)胚料重熔過程的控制復(fù)雜，而且存在一定的胚料流失[4]。流變成形則沒有這些缺點(diǎn)，它是半固態(tài)漿料直接在壓力作用下鑄造成形的技術(shù)，它具有短流程、節(jié)能、材料利用率高等優(yōu)點(diǎn)[5-6]。所以，研究合金的流變成形已經(jīng)成為半固態(tài)鑄造技術(shù)的發(fā)展趨勢。

Al-Mg合金的耐腐蝕能力極好，而且在Al中加入Mg，提高了合金的凝固區(qū)間，適合于半固態(tài)鑄造。目前，國內(nèi)外對鋁合金的半固態(tài)鑄造研究主要集中在現(xiàn)有合金牌號及其成分調(diào)節(jié)上[7]，對二元合金的半固態(tài)鑄造研究較少。然而半固態(tài)鑄造技術(shù)中涉及半固態(tài)漿料的制備和壓力成形，該過程中合金凝固規(guī)律對于制備工藝的設(shè)計(jì)具有很好的指導(dǎo)意義。對Al-Mg二元合金的半固態(tài)鑄造進(jìn)行研究，有利于在此基礎(chǔ)上開發(fā)高強(qiáng)、高耐腐蝕的半固態(tài)Al-Mg基多元合金，因此，有必要對二元合金的半固態(tài)鑄造進(jìn)行研究。

本文作者利用保溫電磁攪拌技術(shù)制備流變成形用半固態(tài)漿料，對Al-Mg合金的流變鑄造工藝及其性能進(jìn)行研究。

1 實(shí)驗(yàn)

合金熔煉以工業(yè)純鋁和工業(yè)純鎂(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.7%)為原料在坩堝式電阻爐內(nèi)配制 Al-6.7%Mg合金，化學(xué)分析結(jié)果顯示，該合金成分為Al-6.5%Mg。第一份合金液精煉除雜后在680 ℃澆鑄到預(yù)熱200 ℃的鋼制模具中冷卻成形。第二份合金液澆鑄到同樣的模具中(在50 MPa下壓力成形)。第三份合金液澆鑄到自制不銹鋼模具中，攪拌器的加熱裝置先預(yù)熱，攪拌器內(nèi)溫度控制在400 ℃，在400 ℃的保溫電磁攪拌器中攪拌一定時(shí)間，制得固相率(體積分?jǐn)?shù))為40%～50%的半固態(tài)漿料(攪拌原理見圖1)，然后填充到預(yù)熱200℃的鋼制模具中(填充原理見圖2)，在50 MPa下壓力成形。

圖1 攪拌原理圖Fig.1 Schematic diagram of stirring: 1—Magnetic pole; 2—Crucible; 3—Liquid alloy; 4—Plate piston; 5—Heating device

實(shí)驗(yàn)制得的鑄錠尺寸約為d 80 mm × 80 mm，在鑄錠上取樣，機(jī)械拋光后，試樣經(jīng)0.5%HF水溶液侵蝕后，用PME3金相顯微鏡進(jìn)行金相觀察。利用切割儀將鑄錠切成圓片(3 mm厚)，然后在鑄錠上、中、下各處取圓片加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，并在WDW3100電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/s，實(shí)驗(yàn)結(jié)果取平均數(shù)據(jù)。取拉斷后的試樣，利用JSM-6480掃描電子顯微鏡做斷口掃描。

圖2 填充原理圖Fig.2 Schematic diagram of filling: 1—Extruded rod; 2—Plate piston; 3—Semi-solid slurry; 4—Crucible; 5—Casting mold

2 結(jié)果與討論

2.1 半固態(tài)漿料的制備原理

在普通鑄造過程中，合金液是由外到內(nèi)逐漸凝固的，合金液內(nèi)存在較大的溫度梯度。在現(xiàn)有的電磁攪拌技術(shù)(MHD)制備半固態(tài)坯料的過程中，主要通過電磁攪拌使α(Al)相球化和細(xì)化，然后水淬得到觸變成形用的半固態(tài)坯料[8-9]。在該凝固過程中合金液內(nèi)仍然存在較大的溫度梯度，使得凝固過程中合金液內(nèi)部和外部固相率相差較大，甚至合金液外部已經(jīng)完全凝固。因此，不能直接用于半固態(tài)流變成形。

在保溫電磁攪拌過程中，合金液的溫度為680 ℃，攪拌器內(nèi)的溫度為400 ℃，這會(huì)降低合金液的降溫速度，且降低了合金液的溫度梯度。同時(shí)由于攪拌作用，使合金液內(nèi)熱量交換更加充分，也有助于降低合金液內(nèi)的溫度梯度[10]。圖3所示為3種凝固技術(shù)的溫度場分布示意圖。當(dāng)合金液溫度降至固液共存區(qū)時(shí)，合金液內(nèi)外溫差極小，在這種保溫電磁攪拌的方法下可以制得理想的半固態(tài)漿料。

鋁合金中初生 α(Al)相細(xì)小均勻的原理是熔體整體爆發(fā)形核機(jī)制[11]。在本研究中，隨著合金液溫度降到固液共存區(qū)時(shí)，同時(shí)，熔體還受到電磁攪拌作用，合金熔體處于低過熱度、均勻的成分場和溫度場條件下，合金熔體各處都達(dá)到了形核與生長條件而大量形核，合金擇優(yōu)生長的趨勢受到限制，鋁合金中初生α(Al)相直接以非枝晶或球狀晶生長[12]。

2.2 顯微組織分析

圖3 合金溫度場的示意圖Fig.3 Schematic diagram of temperature field of alloy: 1—Thermal electromagnetic stirring; 2—Electromagnetic stirring;3—Conventional casting

由Al-Mg合金相圖分析推測，Al-6.5%Mg合金的凝固組織由初生α(Al)相和Mg5Al8相組成。圖4所示為Al-Mg合金的顯微組織。由圖4可知，常壓鑄造的該合金初生 α(Al)相為粗大的樹枝晶；與常壓鑄造相比，壓力鑄造的初生α(Al)相得到細(xì)化、生長較為規(guī)則，二次枝晶間距減?。话牍虘B(tài)壓鑄的初生α(Al)相是較為規(guī)則的球狀晶。

在壓鑄過程中，凝固可分成3個(gè)階段：1)在充型開始時(shí)，金屬液接觸型壁處便開始結(jié)晶；2)在金屬液快速射入型腔后，金屬液在壓力下凝固；3)在壓力下補(bǔ)縮金屬的凝固。第一階段的凝固近似于常壓下的凝固，第二、第三階段都屬于壓力下的凝固[13]。

根據(jù)Clapeyren方程：

圖4 Al-Mg合金的顯微組織Fig.4 Microstructures of Al-Mg alloy: (a), (b) Constant pressure casting; (c), (d) Liquid die-casting at 50 MPa; (e), (f) Semi-solid die-casting at 50 MPa

式中：dp為壓力的變化；dT為相應(yīng)改變dp值的熔化溫度變化值；Tm為熔化溫度；Vs和Vl分別為1 kg固相和液相的相應(yīng)體積；ΔHm為熔化潛熱。

由此可知，隨著壓力的增加,熔化溫度也得以提高。本實(shí)驗(yàn)中，合金液是在50 MPa壓力下凝固，因此，合金液的實(shí)際熔點(diǎn)略有提高，這就使得合金液凝固時(shí)的過冷度略增。金屬液凝固時(shí)的臨界晶核半徑rk和臨界形核功ΔG0可分別用式(2)和(3)表示[14]：

式中：ρ為熔體密度；σ為表面張力；ΔT為過冷度。

其余符號的含義與式(1)中相同，由式(2)和(3)可見,提高過冷度、施加壓力可同時(shí)減小臨界晶核半徑和臨界形核功，從而引起結(jié)晶核心數(shù)目增加。結(jié)晶核心數(shù)目越多則組織越細(xì)小。

由以上分析可知，與常壓鑄造相比，壓鑄過程由于過冷度的增加和壓力的存在，使得壓鑄組織中初生α(Al)相得到明顯細(xì)化。在常壓凝固過程中，存在微弱的自然對流，凝固散熱較慢；在液態(tài)壓鑄過程中，由于壓力作用，合金液粘性增加，抑制了合金液的自然對流，同時(shí)使合金液的冷卻速度略增，因此，與常壓鑄造相比，液態(tài)壓鑄的初生α(Al)相更加均勻細(xì)小。

由圖 4(e)可以看出，半固態(tài)壓鑄組織較為均勻，其中存在少量極其細(xì)小的晶粒。經(jīng)分析認(rèn)為，由于半固態(tài)漿料中存在較高含量的液相，這些液相的溫度已經(jīng)在固液共存區(qū)，同時(shí)還有壓力作用，所以這些液相在一定條件下可以形核生成極其細(xì)小的晶粒。

在合金凝固過程中，部分 Mg原子固溶于 α(Al)相，部分Mg原子與Al原子結(jié)合，以Mg5Al8相析出，存在于晶界間。Mg5Al8相的形貌和分布對于合金的影響則尚需進(jìn)一步研究。

2.3 拉伸與斷口

Al-6.5%Mg合金的拉伸性能如表1所列。由表1可知，常壓鑄件表現(xiàn)為較低的強(qiáng)度和塑性。與常壓鑄件相比，液態(tài)壓鑄件的抗拉強(qiáng)度提高了34%，斷裂伸長率提高了83%；與常壓鑄件相比，半固態(tài)壓鑄件的抗拉強(qiáng)度提高了 40%，斷裂伸長率提高了 164%；與液態(tài)壓鑄件相比，半固態(tài)壓鑄件的抗拉強(qiáng)度提高了4.6%，斷裂伸長率提高了43%。

表1 Al-6.5%Mg合金的拉伸性能Table1 Tensile properties of Al-Mg alloy

上述現(xiàn)象可以解釋為在自然凝固過程，由于冷卻速度較慢，晶粒較為粗大。同時(shí)合金液中依然存在少量的微氣孔和雜質(zhì)，這些缺陷容易導(dǎo)致微裂紋的萌生。圖5所示為Al-Mg合金斷口SEM像。由圖5(a)和5(b)可以看出，它的斷裂機(jī)制是穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂機(jī)制，這就使得常壓凝固的鑄件表現(xiàn)出較低的抗拉強(qiáng)度和較低的塑性，這與拉伸結(jié)果十分吻合。

在液態(tài)壓鑄過程，由于枝晶得到細(xì)化，二次枝晶間距減小，同時(shí)壓力鑄造使得鑄件的組織更加致密[15]，對雜質(zhì)和氣孔的敏感性降低。與常壓鑄件相比，液態(tài)壓鑄件的力學(xué)性能得到很大提高。在半固態(tài)壓鑄過程，半固態(tài)漿料中初生α(Al)相在攪拌作用下得到細(xì)化，因而與液態(tài)壓鑄件相比，表現(xiàn)出更高的抗拉強(qiáng)度。同時(shí)由于半固態(tài)壓鑄件的晶粒成球狀晶，合金塑性得到提高，在拉伸過程中表現(xiàn)出更高的斷裂伸長率。

對比分析圖5可知，壓鑄件的斷口表現(xiàn)為韌性斷裂，而常壓鑄件的表現(xiàn)為脆性斷裂，所以壓鑄件表現(xiàn)出更好的塑性。半固態(tài)壓鑄件與液態(tài)壓鑄件相比，由于均為壓鑄而成，所以力學(xué)性能均得到較大的提高。但由于液態(tài)壓鑄件的晶粒呈樹枝晶，而半固態(tài)壓鑄件的晶粒得到球化和細(xì)化，晶粒界面能增加，在塑性變形過程，晶界滑移，產(chǎn)生微裂紋的趨向減小，表現(xiàn)出更加優(yōu)異的塑性[16]。對比圖 5(c)和 5(e)可知，半固態(tài)壓鑄件的韌窩更為細(xì)小；對比圖 5(d)和 5(f)可知，液態(tài)壓鑄件的撕裂面較為整齊，而半固態(tài)壓鑄件的斷口破碎，撕裂面極為細(xì)小。因此，這驗(yàn)證了半固態(tài)壓鑄件比液態(tài)壓鑄件具有更好的塑性。

3 結(jié)論

1) 利用保溫電磁攪拌技術(shù)使合金液均勻化降溫，可制備流變成形用半固態(tài)漿料。

2) 液態(tài)壓鑄件比常壓鑄件的力學(xué)性能好，抗拉強(qiáng)度提高了34%，斷裂伸長率提高了83%。

3) 與液態(tài)壓鑄件相比，半固態(tài)壓鑄件的塑性顯著提高，抗拉強(qiáng)度提高了4.6%，斷裂伸長率提高了43%。

圖5 Al-Mg合金的斷口SEM像Fig. 5 Fracture SEM images of Al-Mg alloys: (a), (b) Constant pressure casting; (c), (d) Liquid die-casting at 50 MPa; (e), (f) Semisolid die-casting at 50 MPa

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Semi-solid rheocasting and performance of Al-6.5%Mg alloy

WANG Guo-wei, WU Rui-zhi
(College of Material Science and Chemical Engineering, Harbin Engineering University, Harbin 150001, China)

Semi-solid rheocasting of Al-6.5% Mg alloy was studied by using the method of thermal electromagnetic stirring to prepare semi-solid slurry. The microstructure, mechanical properties and tensile fracture of the castings under the conditions of constant pressure casting, liquid metal die-casting and semi-solid die-casting were compared. The results demonstrate that the Al-6.5%Mg alloy produced by conventional casting has coarse dendritic grains with low mechanical properties. Compared with constant pressure casting, the dendritic grains from liquid metal die-casting are more regular and finer, the strength and plasticity of liquid metal die-casting are improved. The microstructure in semi-solid die-casting shows regular spherical grains. Compared with liquid metal die-casting, the strength in semi-solid die-casting is slightly improved, and showing a better plasticity.

rheocasting; thermal electromagnetic stirring; spherical grains; strength; plasticity

TG249.9

A

1004-0609(2012)1-0033-06

2010-12-16；

2011-03-28

巫瑞智，教授，博士；電話：13074559355; E-mail: rzwu@hrbeu.edu.cn

(編輯 何學(xué)鋒)