傾斜板法制備半固態(tài)A356合金漿料凝固后的顯微組織

劉洪軍，王揚(yáng)虎，李亞敏

（蘭州理工大學(xué) 有色金屬新材料省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州730050）

0 引 言

隨著金屬產(chǎn)品向輕量化、高性能和低成本方向的發(fā)展，對(duì)于半固態(tài)成形技術(shù)的研究越來(lái)越深入，應(yīng)用范圍不斷擴(kuò)大。半固態(tài)坯料或漿料的制備技術(shù)是金屬產(chǎn)品半固態(tài)成形的前提和關(guān)鍵環(huán)節(jié)，作為一種短流程、高效率、低成本和工藝簡(jiǎn)單的半固態(tài)漿料制備工藝，傾斜板法得到了廣泛的關(guān)注，尤其適合在半固態(tài)流變鑄造中應(yīng)用［1-4］。

傾斜板法是將略高于液相線溫度的金屬液倒在傾斜的冷卻板上，在重力的作用下金屬液流入漿料收集容器中或者直接進(jìn)入流變成形裝置中成形。在流經(jīng)冷卻板的過(guò)程中，晶粒大量形核并被沖擊、攪拌和脫落，有利于得到球晶或者薔薇狀晶粒的初生相組織，從而可以獲得晶粒細(xì)小、無(wú)明顯枝晶的半固態(tài)組織。在傾斜板法的原理基礎(chǔ)上，很多研究者進(jìn)行了一些改進(jìn)，如采用水冷和氣冷的混合冷卻方式、波浪形板面和振動(dòng)復(fù)合［5-6］、冷卻傾斜管［7］、蛇形通道［8］和阻尼冷卻管［9］等，取得了更好的半固態(tài)漿料制備效果。

在傾斜板法制備半固態(tài)漿料時(shí)，金屬液流動(dòng)過(guò)程影響了結(jié)晶初始狀態(tài)和形核長(zhǎng)大條件，最終決定了所形成的半固態(tài)合金組織。在各種影響因素中，金屬液在傾斜板上的流動(dòng)距離和速度決定了傾斜板的冷卻條件和沖擊攪拌效果，而金屬液的澆注溫度對(duì)形核和結(jié)晶條件影響非常大?；趦A斜板法原理開(kāi)發(fā)的半固態(tài)漿料制備工藝研究中，幾乎都涉及這三個(gè)關(guān)鍵因素，但大多集中于工藝參數(shù)對(duì)組織和性能的影響趨勢(shì)和優(yōu)化等方面。傾斜板法之所以能夠獲得非枝晶化的半固態(tài)漿料組織，主要源于促進(jìn)形核和流動(dòng)沖擊兩方面的作用。從這兩方面的作用分析這三個(gè)關(guān)鍵因素對(duì)凝固組織的影響，將更有利于認(rèn)識(shí)金屬液在傾斜板上流動(dòng)過(guò)程中復(fù)雜的動(dòng)態(tài)結(jié)晶形核和凝固。因此，作者以A356鋁合金為研究對(duì)象，采用傾斜板法制備了半固態(tài)漿料，考察了澆注溫度、金屬液流動(dòng)距離和冷卻板傾斜角度對(duì)其凝固后顯微組織的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為商用A356鋁合金，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為7.0Si，0.35Mg，＜0.20Fe，＜0.20Cu，＜0.10Mn，0.20Zn，＜0.20Ti，＜0.05Pb，余 Al。A356鋁合金液相線和固相線的溫度分別為615℃和577℃，半固態(tài)溫度區(qū)間為38℃。

傾斜板的結(jié)構(gòu)如圖1所示，板由5mm厚的45號(hào)鋼板焊接而成，總長(zhǎng)為1 200mm，傾斜角度由支架調(diào)整。半固態(tài)漿料收集容器是由厚3mm鋼板焊接的底面為150mm×60mm的楔形槽，放置在水冷槽中。所有試驗(yàn)均在約22℃下進(jìn)行。

圖1 制備A356半固態(tài)漿料的傾斜板結(jié)構(gòu)示意Fig.1 Schematic drawing of inclined cooling plate for preparing semi-solid A356alloy slurry

首先在坩堝電阻爐中熔化A356合金，熔化溫度控制在700℃，在此溫度下精煉，當(dāng)金屬液溫度降低到預(yù)定澆注溫度（620，630，640，650 ℃）后，在預(yù)設(shè)位置將金屬液倒出，沿冷卻板流入水冷槽中的漿料收集容器中，冷卻后取樣。每次試驗(yàn)合金澆注量約為800g，在楔形槽收集容器中形成約120mm×50mm×5mm的薄片，在薄片中心位置取樣，試樣經(jīng)預(yù)磨（粗磨、細(xì)磨）、拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF溶液進(jìn)行腐蝕，然后在MeF3型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 澆注溫度對(duì)顯微組織的影響

澆注溫度對(duì)半固態(tài)組織的形成有著非常重要的影響，在理想的澆注溫度下既能獲得良好的半固態(tài)組織形態(tài)又能保證其在冷卻板上的流動(dòng)速度。澆注溫度過(guò)高，冷卻板促進(jìn)形核的激冷作用大大降低，甚至不能起到應(yīng)有的作用；澆注溫度過(guò)低，金屬液流動(dòng)性能惡化，在冷卻板上流動(dòng)速度太低，甚至部分凝固的金屬液會(huì)粘附在冷卻板上，金屬液流動(dòng)沖擊和攪拌的作用將減弱或者不存在，也不能得到半固態(tài)的漿料。

試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)金屬液在冷卻板上流動(dòng)距離（800mm）和冷卻板傾斜角度（60°）保持不變，澆注溫度為620℃時(shí)，由于過(guò)熱度太小，合金澆注到冷卻板上因激冷形成較大的過(guò)冷度，初生晶形核長(zhǎng)大迅速，過(guò)高的固相率阻礙了金屬液的流動(dòng)，在冷卻板末端形成凝固的金屬殼，收集容器中未能得到完整的凝固試樣；在其他三種澆注溫度下，金屬液的過(guò)熱度可以保證熔融合金在冷卻板上流動(dòng)順暢，在收集容器中均可獲得較完整的凝固試樣。

由圖2可見(jiàn)，當(dāng)澆注溫度為620℃（即過(guò)熱度為5℃）時(shí)，得到的凝固組織由初生α相和共晶相組成，大部分初生相以近球團(tuán)形、薔薇狀晶粒及獨(dú)立塊狀存在，符合半固態(tài)組織特征。雖然，在此溫度下金屬液流動(dòng)不暢，但是激冷效果好，與冷卻板接觸時(shí)大量形核，即使流動(dòng)沖擊作用較弱，得到的試樣組織仍然細(xì)小，初生晶粒呈現(xiàn)良好的半固態(tài)特征，這是由于大量晶核間相互抑制長(zhǎng)大，細(xì)小等軸晶凝固長(zhǎng)大形成。當(dāng)澆注溫度為630℃（即過(guò)熱度提高到15℃）時(shí)，組織中大部分初生α相呈近球狀和塊狀，晶粒尺寸多在50～200μm間，分布很均勻，共晶組織均勻分布在初生晶粒之間，表明在過(guò)熱度低時(shí)，冷卻板對(duì)金屬液的激冷效果好，金屬液與冷卻板接觸時(shí)大量形核，大量初生α相晶核間相互抑制長(zhǎng)大，以細(xì)小等軸晶凝固，同時(shí)將共晶成分的金屬液均勻分散在初生α相晶粒間，也使得凝固后的共晶組織均勻細(xì)小。當(dāng)澆注溫度為640℃（即過(guò)熱度為25℃）時(shí)，初生α相的薔薇狀組織特征明顯，晶粒多以簇團(tuán)狀連接在一起，單獨(dú)塊狀形貌的晶粒變少，二次枝晶開(kāi)始出現(xiàn)，晶粒的縱橫比逐漸變大，初生相的晶粒尺寸多在100～400μm間，尺寸有所長(zhǎng)大，而初生晶粒間的共晶組織更大且相互連接趨向更明顯，表明過(guò)熱度的提高使冷卻板的激冷形核作用減弱，初生相形核數(shù)量減少，形核后有更多的時(shí)間長(zhǎng)大，最后凝固的共晶成分液相也更集中；當(dāng)澆注溫度為650℃（即過(guò)熱度達(dá)到35℃）時(shí)，初生相的半固態(tài)組織特征已經(jīng)惡化，可以看到明顯的枝晶形貌，出現(xiàn)較長(zhǎng)一次枝晶臂和二次枝晶臂，初生相枝晶組織粗大，尺寸可達(dá)500～1 000μm以上，枝晶間共晶相粗大，因此太高的過(guò)熱度將使冷卻板的激冷作用降低，很難再獲得較好的半固態(tài)組織。

圖2 不同澆注溫度下半固態(tài)A356合金漿料的凝固顯微組織（800mm，60°）Fig.2 Solidification microstructure of semi-solid slurry of A356alloy at different pouring temperatures

采用文獻(xiàn)［10］的計(jì)算方法分析圖2組織中初生α相晶粒的平均形狀系數(shù)，衡量其晶粒圓整度，該系數(shù)越接近于1，晶粒越圓整。結(jié)果表明：半固態(tài)組織在過(guò)熱度低于25℃時(shí)，圓整度較好，大部分在0.6以上，平均晶粒尺寸在100μm以下；而過(guò)熱度高于25℃時(shí)，圓整度變差，晶粒粗大，初生相組織的半固態(tài)形態(tài)較差。綜合合金液在冷卻板上的流動(dòng)情況，A356合金用傾斜板制備半固態(tài)漿料時(shí)應(yīng)將澆注溫度控制在630～640℃。

2.2 金屬液流動(dòng)距離對(duì)顯微組織的影響

當(dāng)澆注溫度和冷卻板傾斜角度一定時(shí)，金屬液流動(dòng)距離成為調(diào)整半固態(tài)漿料組織的關(guān)鍵因素。當(dāng)金屬液流動(dòng)距離為0時(shí)，也就是直接澆注而不流經(jīng)冷卻板時(shí)，不發(fā)生額外的形核或者流動(dòng)沖擊，金屬液按照正常枝晶生長(zhǎng)方式結(jié)晶凝固，隨著流動(dòng)距離逐漸增大，激冷面積增大，可能的形核數(shù)量增多，流動(dòng)沖擊攪拌組織的時(shí)間變長(zhǎng)，因此有利于得到初生相形狀良好和分布均勻的半固態(tài)漿料，但是同時(shí)金屬液熱量散失也越多，流到冷卻板末端的金屬液溫度越低，金屬液流動(dòng)性變差，如果在冷卻板表面形成凝固殼，反而不利于半固態(tài)漿料的制備。

設(shè)置澆注溫度為640℃、冷卻板傾斜角度為60°，金屬液流動(dòng)距離分別為500，800，1 000mm。試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)流動(dòng)距離為1 000mm時(shí)，冷卻板末端已經(jīng)出現(xiàn)了凝固殼，表明合金液熱量散失太多，不適用于半固態(tài)漿料的制備。從圖3中可以看出，當(dāng)流動(dòng)距離較短（500mm）時(shí)，凝固組織中初生α相晶粒較粗大，多數(shù)都大于200μm，形貌多為薔薇狀，塊狀和近球形晶粒較少，部分晶粒上出現(xiàn)了較長(zhǎng)的枝晶臂；當(dāng)流動(dòng)距離適當(dāng)增加后（800mm），組織中近球狀和塊狀晶粒增多，尺寸變得細(xì)小，共晶組織也變得均勻分散。

圖3 640℃時(shí)不同金屬液流動(dòng)距離下半固態(tài)A356合金漿料的凝固顯微組織（60°）Fig.3 Solidification microstructure of semi-solid slurry of A356alloy at different flow distances at 640 ℃

金屬液在傾斜板上的流程較短時(shí)，初生相形核數(shù)量較少，枝晶破碎力度較小，而且冷卻板末端流出金屬液中保留的熱量較多，凝固過(guò)程中可能熔化掉一些較小的晶核或者破碎的晶臂，造成可長(zhǎng)大的晶核變少，凝固時(shí)間延長(zhǎng)，從而為晶體生長(zhǎng)提供更大空間和更長(zhǎng)時(shí)間，有利于晶粒長(zhǎng)大和枝晶臂的發(fā)展，因此組織較粗大，晶粒圓整度變差。

從圖4可以看出，澆注溫度為630℃時(shí)，合金漿料的凝固組織表現(xiàn)出了相同的變化趨勢(shì)。因此增加金屬液在冷卻板上的流動(dòng)距離，有利于形成更多的晶核和弱化晶臂生長(zhǎng)條件，半固態(tài)合金漿料組織更細(xì)小均勻，但是過(guò)長(zhǎng)的流程使沖擊攪拌作用和促進(jìn)形核效果不再明顯增強(qiáng)，而且容易形成凝固殼，因此A356合金用傾斜板法制備半固態(tài)漿料時(shí)應(yīng)將金屬液流動(dòng)距離控制在800mm左右。

圖4 630℃時(shí)不同金屬液流動(dòng)距離下半固態(tài)A356合金漿料的凝固顯微組織（60°）Fig.4 Solidification microstructure of semi-solid slurry of A356alloy at different flow distances at 630 ℃

2.3 冷卻板傾斜角度對(duì)顯微組織的影響

冷卻板傾斜角度決定了金屬液在冷卻板上流動(dòng)的速度，進(jìn)而影響了已形核晶粒的沖擊碰撞和金屬液在板上的接觸時(shí)間，因此對(duì)半固態(tài)合金漿料的組織也具有較大的影響。傾斜角度較大，金屬液在板上流動(dòng)時(shí)由于重力造成的加速度較大，流動(dòng)速度增大迅速，形核晶粒間以及晶粒與板面間的沖刷、碰撞和剪切等作用比較激烈，但由于金屬液和板面的接觸時(shí)間較短，金屬液熱量散失較少，流入收集器時(shí)漿料中小的核心和破碎晶臂有可能會(huì)熔化，增加晶體的長(zhǎng)大傾向。傾斜角度較小時(shí)加速度較小，金屬液流動(dòng)速度增大緩慢，形核數(shù)量和破碎晶臂數(shù)量減少，流動(dòng)過(guò)程中熱量散失較多，因此容易形成冷卻板末端的凝固殼，半固態(tài)漿料的組織形態(tài)和分布也有所變化。

澆注溫度為640℃、金屬液流動(dòng)距離為800mm時(shí)，設(shè)置了兩種冷卻板傾斜角度（30°和60°）。從圖5可以看出，當(dāng)傾斜板傾斜角度為30°時(shí)，半固態(tài)合金漿料凝固組織中初生α相晶粒形貌大多數(shù)為塊狀，晶粒尺寸多在50～300μm間，沒(méi)有明顯的枝晶出現(xiàn)，共晶組織分散在塊狀晶粒之間，凝固組織的半固態(tài)特征良好，但初生相的均勻程度稍差；當(dāng)傾斜板傾斜角度為60°時(shí)，初生α相晶粒中可以觀察到二次枝晶，多呈現(xiàn)薔薇狀組織，塊狀形貌的晶粒較少，晶粒尺寸多在100～400μm間，共晶組織更集中地分布在初生相晶粒間，尺寸有所增大，但凝固組織仍具有較好的半固態(tài)組織特征。

圖5 640℃時(shí)不同冷卻板傾斜角度下半固態(tài)A356合金漿料的凝固顯微組織（800mm）Fig.5 Solidification microstructure of semi-solid slurry of A356alloy at different inclined angles at 640 ℃

當(dāng)傾斜板的傾斜角度較大時(shí)，流動(dòng)速度較快，沖擊攪拌過(guò)程激烈，雖然金屬液流出冷卻板時(shí)含有較多的熱量，組織容易變得稍大，但半固態(tài)漿料中初生相分布較均勻。當(dāng)傾斜角度較小時(shí)，流動(dòng)沖擊不夠激烈，但沖擊和攪拌時(shí)間較長(zhǎng)，組織較圓整細(xì)小，有利于獲得初生相形態(tài)較好的半固態(tài)漿料。但是傾斜角度較小時(shí)，由于金屬液流動(dòng)較慢，靠近冷卻板的金屬液中晶核較多且流速慢，遠(yuǎn)離冷卻板的金屬液晶核較少且流速快，最終形成的組織均勻性稍差，而且澆注溫度不太高時(shí)對(duì)工藝條件的波動(dòng)較敏感。當(dāng)澆注溫度為640℃、冷卻板傾斜角度為30°時(shí)，雖然多數(shù)情況下可以制備出較好的半固態(tài)合金漿料，但是有時(shí)（如環(huán)境溫度略低或者澆注速度略慢時(shí)）也會(huì)在冷卻板上形成凝固殼，造成漿料制備失敗。將澆注溫度提高到650℃，獲得的漿料凝固組織見(jiàn)圖6（a），漿料制備中不出現(xiàn)凝固殼，且對(duì)比冷卻板傾斜角度為60°時(shí)的凝固組織見(jiàn)圖6（b），初生相已經(jīng)沒(méi)有明顯的枝晶，漿料組織得到了極大的改善。因此當(dāng)澆注溫度較高時(shí)，可設(shè)置較低的冷卻板傾斜角度。為了獲得較均勻的半固態(tài)漿料組織和更好地控制制備工藝，應(yīng)該采用較低的澆注溫度，冷卻板的傾斜角度設(shè)置為60°較好，對(duì)于凝固組織中初生相略粗大及枝晶化傾向稍大的不足，可通過(guò)調(diào)整澆注溫度和金屬液流動(dòng)距離來(lái)改善。

圖6 650℃時(shí)不同冷卻板傾斜角度下半固態(tài)A356合金漿料的凝固顯微組織（800mm）Fig.6 Solidification microstructure of semi-solid slurry of A356alloy at different inclined angles at 650 ℃

綜合試驗(yàn)結(jié)果和分析，用傾斜板法制備A356合金半固態(tài)漿料的優(yōu)化工藝條件為澆注溫度630～640℃，金屬流動(dòng)距離800mm，冷卻板傾斜角度60°。

3 結(jié) 論

（1）澆注溫度決定了金屬液的過(guò)熱度，隨澆注溫度升高，初生相組織逐漸傾向于更明顯的枝晶形貌，過(guò)熱度過(guò)低，冷卻板上形成凝固殼，不利于獲得良好的半固態(tài)漿料；在冷卻板上流程更長(zhǎng)的金屬液有利于更小更圓整晶粒的形成，但不應(yīng)使冷卻板上出現(xiàn)凝固殼；冷卻板傾斜角度較大，初生相組織更均勻，傾斜角度較小，組織更細(xì)小圓整。

（2）在試驗(yàn)條件下，用傾斜板法制備A356合金半固態(tài)漿料的優(yōu)化工藝條件為澆注溫度6 3 0～640℃，金屬流動(dòng)距離800mm，冷卻板傾斜角度60°；此時(shí)的凝固組織為塊狀或者薔薇狀初生α相晶粒間均勻分布著共晶組織。

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