李 明，李元東, 2，邱 謹，張繼淵，畢廣利, 2，馬 穎, 2

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A356鋁合金自孕育流變壓鑄過程中的凝固行為

李 明1，李元東1, 2，邱 謹1，張繼淵1，畢廣利1, 2，馬 穎1, 2

(1. 蘭州理工大學(xué)省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學(xué)有色金屬合金及加工教育部重點實驗室，蘭州 730050)

采用自孕育法制備A356鋁合金半固態(tài)漿料，研究薄壁件流變壓鑄過程中的凝固行為。結(jié)果表明：在自孕育制漿過程中，等溫保溫過程對初生(Al)顆粒的尺寸和形貌影響較大，而對后續(xù)薄壁件壓鑄過程中的二次凝固組織影響不是很大。當(dāng)剩余液相充填型腔時，型腔提供的較大冷卻速率使剩余液相爆發(fā)形核；晶核的生長分為穩(wěn)定生長和失穩(wěn)生長兩個過程。爆發(fā)形核的核心先穩(wěn)定生長成球狀小顆粒，穩(wěn)定生長的極限尺寸為6.5 μm。由于“成分過冷”等因素的存在，一次凝固(1)顆粒和二次凝固(2)顆粒最終均出現(xiàn)不穩(wěn)定生長現(xiàn)象。由于1顆粒的存在，剩余液相的成分與原始成分相比更接近共晶成分，導(dǎo)致2顆粒中Si的含量較1顆粒中的高。2顆粒將共晶反應(yīng)限制在許多晶間小區(qū)域內(nèi)，在較高的局部冷卻速率下，共晶硅最終長成細小纖維狀或菊花狀.

鋁合金；半固態(tài)；自孕育；流變壓鑄；二次凝固；成分過冷；共晶硅

金屬半固態(tài)成形自問世以來，廣受國內(nèi)外專家學(xué)者的關(guān)注，被譽為21世紀最有發(fā)展前景的現(xiàn)代加工新技術(shù)。在半固態(tài)成形時，漿料以非枝晶凝固方式開始結(jié)晶，合金中剩余液相能夠互相連通，使凝固收縮得到有效補充，從而減少或消除縮松和熱裂；同時，半固態(tài)漿料粘度較全液態(tài)的高，氣體卷入較少。因此，半固態(tài)成形技術(shù)在理論上可以獲得無孔洞類缺陷的產(chǎn)品[1?5]。經(jīng)半個世紀的探索與研究，國內(nèi)外學(xué)者相繼開發(fā)出了半固態(tài)流變鑄造法(Semi-solid rheocasting，SSR)[6]、連續(xù)流變轉(zhuǎn)換法(Continuous rheoconversion process，CRP)[7]、新流變鑄造法(New rheocasting process，NRC)[8]、渦流熱焓平衡工藝(Swirled enthalpy equilibration device，SEED)[9]等半固態(tài)組織的制備工藝。在低溫澆注、液?液混合法、固?液混合法、懸浮鑄造及斜板冷卻等現(xiàn)有細化工藝特點的基礎(chǔ)上，一種新型凝固組織控制方法被提出，即自孕育法(Self-inoculation method，SIM)[10]，就是將兩個一定成分、質(zhì)量和溫度的合金混合，之后通過傾斜一定角度的導(dǎo)流器澆注，利用兩個合金液(體)的溫度、表面張力等不同性質(zhì)，混合后使合金熔體中瞬間形成大量晶核(一次自孕育)，同時通過導(dǎo)流器產(chǎn)生熔體冷卻和對流效應(yīng)，促進晶粒增殖，加強自孕育效果(二次自孕育)，抑制晶粒生長，最終消除鑄件中的粗大樹枝晶，獲得細小等軸晶組織。

所謂半固態(tài)金屬流變成形是指利用混合漿料直接進行成形的方法。其中初生固相顆粒從液態(tài)合金中析出，進而制備出固液混合的半固態(tài)漿料的過程稱為一次凝固過程；漿料的后續(xù)成形過程(即剩余液相的凝固過程)稱為二次凝固過程。近年來，國內(nèi)外學(xué)者對于半固態(tài)流變成形的研究大都集中于一次凝固過程，而對二次凝固過程的研究并不是太多。英國FAN團隊[11]研究雙螺桿的剪切作用對A357合金半固態(tài)漿料剩余液相的凝固特性的影響，發(fā)現(xiàn)高剪切作用和持續(xù)剪切相結(jié)合會促進二次凝固組織的細小化和球狀化。李元東等[12]研究了AZ91D鎂合金在半固態(tài)觸變成形過程中的組織特征與二次凝固行為，提出二次凝固過程包括初生-Mg相生長階段，液相內(nèi)部重新形核并生長成細小的等軸晶階段和剩余的液相發(fā)生共晶反應(yīng)形成共晶體三個階段。CHEN等[13]研究AA8006鋁合金在吸鑄過程中的二次凝固行為，分析得出冷卻速率不僅影響一次(Al)枝晶的凝固，而且影響剩余液相的凝固。

鑒于此，本文作者在前期研究[14?17]的基礎(chǔ)上選用A356亞共晶鑄造鋁合金為研究對象，利用其優(yōu)良的鑄造性能，采用自孕育法制備半固態(tài)漿料，結(jié)合傳統(tǒng)高壓壓鑄成形A356鋁合金薄壁圓盤，研究制漿過程中的保溫時間對壓鑄薄壁件最終凝固組織(一次凝固和二次凝固)的影響，并通過對元素、成分及共晶硅片層間距的定量分析系統(tǒng)地闡述流變壓鑄過程中剩余液相的凝固行為。

1 實驗

1) 自孕育劑制備。將商用A356合金(成分見表1)在井式坩堝電阻爐中熔煉，待合金完全熔化后，開始測溫。當(dāng)熔體溫度達到720~730 ℃時，用C2Cl6(合金質(zhì)量的1%(質(zhì)量分數(shù)))進行除氣除渣，然后進行扒渣與靜置，并對熔體溫度進行測定。當(dāng)熔體溫度降至700 ℃時，澆注成15 mm×150 mm的金屬型棒料，加工成5 mm×5 mm×5 mm的小顆粒狀的孕育劑，將其表面進行清洗，烘干作為自孕育劑待用。

2) 漿料制備及壓鑄過程。圖1為自孕育流變制漿工藝示意圖，其中導(dǎo)流器參數(shù)為：長度為500 mm，角度為45°。將A356合金按照過程1)重新熔煉并精煉后，控制熔體溫度達到680 ℃時，將孕育劑(合金質(zhì)量的5%(質(zhì)量分數(shù)))加入到A356鋁合金熔體中并迅速攪拌，將混合后的熔體經(jīng)過導(dǎo)流器后收集到漿料收集器，并將制備好的漿料在600 ℃下進行一定時間(0、3、5和10 min)的保溫處理，然后用DAK 450?54型壓鑄機進行后續(xù)薄壁件流變壓鑄實驗，壓鑄件實物圖如圖2所示。薄壁件圓盤的直徑為200 mm，壁厚為2 mm。

3) 組織觀察及定量分析。將壓鑄件進行取樣(取樣位置見圖2)，經(jīng)預(yù)磨、拋光后用飽和NaOH溶液腐蝕，進行光學(xué)顯微鏡(MEF?3型)和掃描電鏡(FEG450型)組織觀察，并作成分分析。利用Image-Pro Plus 5.0軟件對組織中的一次初生顆粒和二次顆粒的顆粒尺寸及其形狀因子(圓整度)進行測定。利用Pandat軟件計算初生顆粒與二次顆粒中的理論硅含量。

圖3所示為實驗過程中溫度變化的示意圖。當(dāng)熔體溫度達到1時，加入孕育劑并進行攪拌，使溫度降至2，接著過導(dǎo)流器，整個熔體溫度降至3，在3溫度下進行特定時間的保溫，再進行后續(xù)成形(二次凝固)過程。經(jīng)過多次實驗測得，加入孕育劑后平均降溫(2?1)約50 ℃，過導(dǎo)流器后平均降溫(3?2)約30 ℃。

表1 商用A356鋁合金成分

圖1 自孕育流變制漿工藝示意圖

圖2 壓鑄薄壁件及取樣位置

圖3 自孕育半固態(tài)加工過程中的溫度變化示意圖

2 實驗結(jié)果

2.1 A356合金不同成形方式的組織

圖4所示為A356鋁合金在不同成形方式下的組織?？梢妭鹘y(tǒng)金屬型組織多由粗大的樹枝晶組成(見圖4(a))。而液態(tài)壓鑄A356主要由樹枝狀初生(Al)和細小(Al)激冷晶組成(見圖4(b))。液態(tài)壓鑄組織中前者是合金在進入壓室時被沖頭和壓室內(nèi)壁激冷而形成的，由于較快的冷卻速率和不均勻的溫度場而導(dǎo)致最終(Al)長成了樹枝晶。后者是充型過程中的液相整體過冷后爆發(fā)形核而形成的，冷卻速率過快使晶核來不及長大而形成細小的激冷晶。自孕育流變壓鑄組織(見圖4(c))由部分枝晶碎片、近球狀晶以及細小的二次(Al)組成，且枝晶較液態(tài)壓鑄的小，并出現(xiàn)明顯的頸縮現(xiàn)象(結(jié)構(gòu)見圖4(c)中黑色方框)，近一步證實自孕育過程中存在枝晶臂熔斷并球化現(xiàn)象。

圖4 A356鋁合金不同成形方式的組織

2.2 保溫時間對自孕育流變壓鑄件初生(Al)顆粒的影響

圖5所示為不同保溫時間下自孕育流變壓鑄組織。由圖5可以看出，隨著保溫時間的延長，初生-Al(1)顆粒尺寸逐漸增大，且逐漸圓整化。對其平均晶粒尺寸和顆粒圓整度進行測量得(見圖6(a))，在漿料未保溫時，壓鑄件組織中1顆粒的平均晶粒尺寸為35 μm，相應(yīng)的顆粒圓整度為1.57；而在保溫3 min和5 min時，1顆粒的平均晶粒尺寸分別為66 μm和81 μm，相應(yīng)的顆粒圓整度為1.25和1.34；當(dāng)保溫時間達到10 min時，1顆粒的平均晶粒尺寸增大至104 μm，相應(yīng)的顆粒圓整度為1.47。由圖6(b)的擬合曲線可以看出，保溫初期顆粒逐漸長大并圓整化，且其顆粒長大的速率符合D3?03=動力學(xué)方程[18](0為保溫初始時刻的初生固相顆粒直徑，D為保溫時間后的平均顆粒尺寸)。過長的保溫時間會使?jié){料中1顆粒之間發(fā)生合并長大現(xiàn)象而惡化組織。綜合分析，適合A356合金半固態(tài)流變成形的漿料保溫時間為3 min。

2.3 不同保溫時間對二次凝固顆粒的影響

圖7所示為不同保溫時間后自孕育流變壓鑄的SEM像。通過觀察發(fā)現(xiàn)，不同保溫時間下2顆粒的形狀均為近球狀晶或薔薇狀晶，也就是說，保溫時間對壓鑄薄壁件的二次凝固組織影響不是很大。用Image-Pro Plus 5.0軟件對2顆粒的晶粒尺寸進行了測量(各取50個顆粒)。結(jié)果顯示，保溫0、3、5和10 min時2顆粒的平均晶粒尺寸分別為6.5、7.0、6.7以及6.8 μm，各參數(shù)下二次顆粒的平均尺寸相差不大。對各個保溫參數(shù)下的二次顆粒尺寸分布進行統(tǒng)計，如圖8所示。結(jié)果表明，顆粒尺寸5~8 μm范圍內(nèi)的比例均大于50%。同時，從總分布圖(見圖8(e))也可以看出，二次顆粒的總體分布(200個顆粒)與各個參數(shù)下的尺寸分布范圍及比例非常相似，尺寸在5~8 μm范圍內(nèi)的顆粒數(shù)目占總數(shù)的58%，進一步說明二次顆粒尺寸隨保溫時間的變化不大。對所取200個顆粒進行平均顆粒尺寸計算得，2顆粒的平均晶粒尺寸為6.6 μm。

圖5 不同保溫時間下的自孕育流變壓鑄組織

圖6 初生顆粒尺寸及形狀因子隨保溫時間的變化

圖9所示為2顆粒在不同尺寸范圍內(nèi)的平均形狀因子。由圖9可看出，隨著2顆粒尺寸的增大，平均形狀因子也增大，說明2顆粒以穩(wěn)定的球狀生長開始。隨著凝固過程的進行，顆粒尺寸增大，失穩(wěn)現(xiàn)象逐漸顯現(xiàn)出來。當(dāng)2顆粒尺寸在3~7 μm時，平均形狀因子在1.1~1.2范圍內(nèi)，當(dāng)尺寸大于7 μm時，形狀因子大于1.25。為了更清楚地理解凝固過程中二次顆粒的穩(wěn)定性與形狀因子的關(guān)系，對圖9作平均形狀因子對顆粒平均尺寸的微分處理(見圖9中曲線所示)。從其微分曲線可以看出，當(dāng)二次顆粒尺寸小于7 μm時，形狀因子變化趨勢較緩慢；當(dāng)二次顆粒尺寸達到8 μm時，形狀因子急劇增大，在6~7 μm范圍內(nèi)出現(xiàn)了由緩到陡的轉(zhuǎn)折點。在8 μm以后出現(xiàn)下降趨勢是由于較大顆粒的突起在其原有基礎(chǔ)上繼續(xù)長大的速率較慢。由此可知，二次顆粒穩(wěn)定生長的極限尺寸范圍為6~7 μm，對應(yīng)的形狀因子為1.25。

2.4 元素分布

為了進一步說明一次顆粒與二次顆粒的差別，對1顆粒、2顆粒以及最終共晶組織進行了成分分析。

圖7 不同保溫時間下自孕育流變壓鑄的SEM像

點掃描結(jié)果如表2所列(1、2的點掃描位置均在顆粒的中心處)。無論保溫與否，1顆粒中的Si含量均為1.1%~1.2%，其余均為Al，而Mg、Cu、Zn的含量均為0。這樣的現(xiàn)象同樣發(fā)生在2顆粒中，2顆粒中除了約1.7%的Si外，其余的全是Al。Mg、Cu、Zn元素均分布在最終的共晶組織中。共晶組織中成分的偏差說明溶質(zhì)元素的分布不均勻，出現(xiàn)偏析。

從圖10所示的面分布圖中可以看出硅主要分布在晶間白色共晶區(qū)域，其余部分分布在1顆粒和2顆粒中。鎂含量較少，除了在晶內(nèi)彌散分布外，在晶界附近的共晶區(qū)域鎂明顯富集。而銅與鋅由于含量過少而未能檢測出來。這與表2所示的點掃描成分相吻合。值得注意的是，1顆粒和2顆粒的邊緣區(qū)域均有溶質(zhì)元素的富集，而且富集層較為明顯。由此可知，剩余液相在凝固過程中1和2是同時長大的。對比發(fā)現(xiàn)圖10(a)中的1顆粒邊緣平滑，無明顯的凸起，說明在此條件下1顆粒凝固時的固液界面是相對穩(wěn)定的。圖10(b)中1顆粒的邊緣有明顯的“齒狀”(見圖10(b)中區(qū)域)和“胞狀”(見圖10(b)中區(qū)域)凸起，說明該條件下1顆粒凝固時的固液界面處于失穩(wěn)狀態(tài)，在界面前沿出現(xiàn)了“成分過冷”。凸起形貌和尺寸的差異也可說明成分過冷的傾向不同，傾向較大的區(qū)域凸起較大(如胞狀)，傾向較小的區(qū)域凸起較小(如齒狀)。

表2 α1顆粒、α2顆粒及共晶組織中的元素含量

2.5 液態(tài)壓鑄與自孕育流變壓鑄成形件共晶組織

凝固過程中最后發(fā)生的是剩余液相中的共晶反應(yīng)。該反應(yīng)發(fā)生于晶間共晶硅相。由于不規(guī)則-Al-Si共晶體系由小晶面組成，共晶硅通常顯示了很強的小晶面行為，使其長成了不規(guī)則的薄片狀。然而掃描電鏡組織顯示，液態(tài)壓鑄的共晶硅相為塊狀(見圖11(a))；相比之下，自孕育流變壓鑄的共晶硅相呈發(fā)散的纖維狀或菊花狀(見圖11(b))。

圖9 不同晶粒尺寸對應(yīng)的平均形狀因子

圖10 A356鋁合金壓鑄組織的元素分布

圖11 共晶組織形貌

3 討論

3.1 保溫過程對1顆粒的影響

自孕育流變壓鑄是自孕育制漿與高壓壓鑄相結(jié)合的新型成形方式，而制備出優(yōu)良的半固態(tài)漿料是保證后續(xù)壓鑄過程中得到高質(zhì)量、高完整性的壓鑄件的前提。漿料未保溫時，熔體內(nèi)部大多為枝晶碎片和依附高熔點質(zhì)點長大的顆粒，漿料匯合流入導(dǎo)流器后存在對流，會使枝晶碎片尖角鈍化。在保溫過程中，對流減弱，熔體成分逐漸均勻。但由于枝晶碎片的存在使界面能增加，在界面能減小的驅(qū)動力影響下不規(guī)則的枝晶碎片逐漸圓整化，并作為基底吸附更多來自液相的溶質(zhì)原子。于是隨著保溫時間的延長，1顆粒增大，且逐漸圓整(見圖5(b))。由于原始枝晶碎片尺寸有大有小，且生長速率不同，導(dǎo)致1顆粒大小各異。尺寸較小的1顆粒周圍液相溶質(zhì)濃度較低，而尺寸較大顆粒周圍液相溶質(zhì)濃度較高。隨保溫時間的進一步延長，Si元素將不斷從大顆粒向小顆粒擴散，而Al元素則呈相反的擴散路徑。其結(jié)果是大顆粒不斷長大，小顆粒不斷變小，甚至熔化消失，即發(fā)生所謂的Ostwald熟化[19]。保溫10 min時，出現(xiàn)大量“8”字狀或“梭”狀初生顆粒的合并組織(見圖5(d))，是由于保溫后期顆粒與顆粒之間合并長大現(xiàn)象加劇而形成的。當(dāng)兩個尺寸相差較大的顆粒通過合并方式形成新顆粒時，在界面能減少的驅(qū)動力下，新顆粒最終會球化；但是當(dāng)兩個尺寸相差不大的顆粒合并成新顆粒時，新顆粒粒很難球化，最終長成“8”字狀或“梭”狀團簇。根據(jù)前期實驗研究發(fā)現(xiàn)，適合A356鋁合金自孕育流變成形的漿料保溫時間為3 min，此時1顆粒尺寸不是很大，圓整度最好。

3.2 薄壁件壓鑄過程中的二次凝固行為

根據(jù)WATERLOO G[20]所述，冷卻速率滿足式(1)：

式中：為熱傳導(dǎo)系數(shù)；為熔體澆注溫度；0為模具溫度；為比熱容；為密度；為試樣厚度。根據(jù)文獻[21]所述，鋁合金薄壁壓鑄過程中可達1.5×104W?m?2?K?1。而實驗中所設(shè)模具溫度為200 ℃，A356合金密度取2700 kg/m3，比熱容為900 J/(kg·K)，試樣厚度為2 mm，代入式(1)可得冷卻速率達到1×103K/s。

二次凝固開始于漿料移出等溫保溫爐之后。當(dāng)漿料倒入壓室時，由于壓室溫度較低(400 ℃)，在漿料與壓室內(nèi)壁接觸的地方會產(chǎn)生異質(zhì)形核并迅速長成枝晶。之后漿料射入型腔，在通過內(nèi)澆口時，枝晶被擠碎，即圖5(b)、(c)、(d)中所看到部分枝晶碎片。當(dāng)剩余液相充填型腔時，其結(jié)晶可以分為形核和長大兩個過程。在接近1的地方，液相中析出的Al原子會依附于1顆粒直接生長。同時，型腔提供的較大的冷卻速率(1×103K/s)使剩余液相中爆發(fā)形核，在較大冷卻速率下這些核心均能存活下來。隨著凝固過程的進行，一次顆粒(1)和二次顆粒(2)逐漸長大；1顆粒作為基底接納由液相中析出的Al原子繼續(xù)長大，而爆發(fā)形核的核心會穩(wěn)定生長成球狀小顆粒，即為穩(wěn)定生長過程。隨凝固的繼續(xù)，2顆粒達到其穩(wěn)定生長的極限尺寸而失穩(wěn)生長，加之凝固區(qū)域的限制，最終長成近球狀顆粒(見圖12(a)中)或合并的“8”字狀顆粒(見圖12(a)中)；在2顆粒生長的同時，1周圍的依附生長仍在繼續(xù)，使界面前沿存在溫度的波動，進而使生長中的晶體前沿受到擾動。且隨凝固的進行，界面前沿的液相內(nèi)將形成穩(wěn)定的溶質(zhì)富集層，并在晶體前沿造成“成分過冷”區(qū)，此時該區(qū)域的液相是準穩(wěn)定態(tài)，也就存在著使固液界面擾動得以發(fā)展的驅(qū)動力。這樣，在固液界面凸入液相內(nèi)的尖端處，液相內(nèi)的溫度梯度會增加，同時，在尖端處合金液相內(nèi)的溶質(zhì)濃度梯度也會增加，從而使液相線的梯度也增加，最終使“成分過冷”區(qū)得以保存，使最終凝固后1周圍的擾動逐漸長成“胞狀”或“齒狀”凸起(見圖12(b))。但過快的冷卻速率使“胞狀”或“齒狀”凸起未充分長大而保留。尺寸不會超過二次顆粒尺寸。

圖12 顆粒的不穩(wěn)定生長

根據(jù)M?S穩(wěn)定性判據(jù)[22]，當(dāng)顆粒尺寸超過了臨界值c時，熔體中球狀晶的生長為不穩(wěn)定生長，即

式中：m為熔點；T為熔體溫度；Δ為顆粒的過冷度；s和l分別為液相和固相(Al)在熔點溫度的導(dǎo)熱系數(shù)；sl是固液界面能；L為固體單位體積的熔化潛熱。將純鋁的熱物理值[11]代入到式(2)中可得

(3)

可以看出，顆粒保持穩(wěn)定球狀生長的臨界半徑c受凝固過程中過冷度Δ的影響。根據(jù)已有研究[23?24]，假設(shè)過冷度為1~2 K，在二次凝固中，根據(jù)M?S理論，(Al)球狀晶將會穩(wěn)定生長至直徑為5.12~10.24 μm。而本次研究對2顆粒尺寸和形狀因子進行統(tǒng)計的過程中發(fā)現(xiàn)，2顆粒的形狀因子小于1.25時對應(yīng)的顆粒尺寸最大為6.5 μm，表明2顆粒保持穩(wěn)態(tài)球狀生長時的最小過冷度為1.58 K。由圖9微分曲線表明，2顆粒保持穩(wěn)態(tài)球狀生長時的臨界形狀因子為1.25。綜合分析可得，2顆粒保持穩(wěn)定生長的極限尺寸為6.5 μm，接近實驗所測得的2顆粒平均尺寸(6.6 μm)，且該尺寸在圖9所得出的二次顆粒穩(wěn)定生長的極限尺寸范圍(6~7 μm)內(nèi)。由此可以得出，2顆粒保持穩(wěn)定生長的極限尺寸為6.5 μm。

3.3 EDS分析

由表2及圖10的EDS數(shù)據(jù)可知：在制漿和壓鑄成形過程中，只有少量Si固溶于一次顆粒與二次顆粒中，Mg、Cu、Zn元素均富集在共晶區(qū)域。由Pandat 熱力學(xué)計算軟件測得A356鋁合金在600 ℃時的固相率約為40%。合金中Mg、Cu、Zn元素含量相對過少，可忽略不計。因此，合金中溶質(zhì)元素為Si，且根據(jù)平衡相圖及Pandat軟件計算出一次顆粒中固溶的Si平均為1.13%(見圖13)。則根據(jù)質(zhì)量守恒[25]，剩余液相的含量l可表示為

式中：0為合金中初始Si含量；s和分別為已結(jié)晶固相的含量和體積分數(shù)。計算得剩余液相中Al含量為89.1%，Si含量為10.9%。也就是說剩余液相的成分靠近共晶成分(12.6%)。實驗所得的1與2顆粒中Si含量的差別說明一次凝固是在A356合金原始成分中析出(Al)顆粒的，所以顆粒中固溶的Si較少。而壓鑄過程中冷卻速率較快(1×103K/s)，使界面前方所富集的Si原子由于擴散不及時而固溶于已結(jié)晶的二次顆粒中，所以其凝固時析出的二次(Al)顆粒中的Si含量較一次顆粒中的高，約為1.7%。這一數(shù)值與理論計算的Si的飽和固溶度(1.58%)相差不大(見圖13)。從圖10(a)可以看出，一次顆粒尺寸較二次顆粒大很多，但其溶質(zhì)富集層厚度相差不大，即可說明一次顆粒周圍的溶質(zhì)富集層是由漿料充型后的二次凝固過程所形成的。也就是說，剩余液相凝固時，依附于一次顆粒生長和液相中二次顆粒重新形核長大是同時進行的。另外，由于Mg、Cu、Zn元素本身含量較少，加之壓鑄時過快的冷卻速率，導(dǎo)致二次顆粒的生長速率較大，剩余液相中析出的Al元素與已結(jié)晶的二次顆粒的結(jié)合優(yōu)先于Mg、Cu、Zn元素，將Mg、Cu、Zn元素排擠至液相中。待凝固結(jié)束后，Mg、Cu、Zn元素只能在最后的共晶凝固過程中富集到共晶區(qū)域。

圖13 Al-Si平衡相圖中1與2顆粒理論Si含量

Fig. 13 Theoretical Si content of1and2particles in Al-Si equilibrium phase diagram

3.4 共晶硅相的形貌

共晶反應(yīng)的結(jié)束標志著凝固過程完成。硅是小晶面相，Al-Si共晶通常被認為是不規(guī)則共晶。鑄態(tài)組織中共晶硅呈粗大的針片狀，會嚴重影響合金的性能，因此，需要獲得細小的共晶硅組織以提高產(chǎn)品的力學(xué)性能。通常，將片狀共晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿±w維狀有兩種不同方式：加入合適的元素(化學(xué)變質(zhì)法)或加快冷卻速率(物理方法)。本研究中發(fā)現(xiàn)，A356中的共晶硅經(jīng)歷了由HPDC試樣中的塊狀到RDC試樣中發(fā)散菊花狀的轉(zhuǎn)變。這種變化主要是由于較高的局部冷卻速率所致。RDC的二次凝固過程中，二次顆粒將剩余液相劃分為許多晶間小區(qū)域。因此，包括共晶硅在內(nèi)的共晶反應(yīng)發(fā)生在很小的晶間區(qū)域。這時，較高的局部冷卻速率能夠促進硅形貌的轉(zhuǎn)變。測得RDC中共晶硅相的平均共晶間距約為0.57 μm，HPDC中共晶硅間距為1.14 μm。根據(jù)Jackson?Hunt共晶生長理論[26]，共晶間距與生長速度有如下關(guān)系：

而在Al-6Si?Al-12Si合金中[27]，測得常數(shù)為(25.2±3.2) μm2/3s?1/2。根據(jù)式(5)，共晶硅間距為0.57和1.14分別對應(yīng)的生長速率為1489 μm/s和372 μm/s。表明RDC局部共晶生長速度是HPDC的4倍，且這兩個共晶生長速度遠大于測得的發(fā)生形態(tài)變化的臨界速度270 μm/s[28]。因此，共晶硅長成了塊狀(見圖11(a))或菊花狀(見圖11(b))，而非不規(guī)則的針片狀。

4 結(jié)論

1) 自孕育制漿過程中，保溫過程只影響初生(Al)顆粒，而對A356鋁合金薄壁件壓鑄過程中剩余液相的凝固組織影響不是很大。適合A356鋁合金自孕育流變成型的漿料保溫時間為3 min。

2) 二次凝固開始于漿料移出等溫保溫爐之后。當(dāng)剩余液相充填型腔時，型腔提供的較大的冷卻速率使剩余液相中爆發(fā)形核，而在接近初生(Al)的地方，剩余液相中析出的Al原子會依附于初生顆粒生長。

3) 晶核的生長分為穩(wěn)定生長和失穩(wěn)生長兩個過程。爆發(fā)形核的核心先穩(wěn)定生長成球狀小顆粒，穩(wěn)定生長的極限尺寸為6.5 μm。由于“成分過冷”等因素的存在，1和2顆粒最終均出現(xiàn)不穩(wěn)定生長現(xiàn)象。

4) 由于1顆粒的存在，剩余液相的成分與原始成分相比靠近共晶成分。同時較快的冷卻速率(1×103K/s)使界面前沿富集的Si原子擴散不及時而固溶于已結(jié)晶的二次顆粒中，導(dǎo)致2顆粒中Si的含量較1的多。

5)2顆粒將剩余液相劃分為許多晶間小區(qū)域，較高的局部冷卻速率使共晶硅在較快的生長速率下凝固，并由此長成了細小纖維狀或菊花狀，而HPDC過程中形成的共晶硅是塊狀。

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(編輯 龍懷中)

Solidification behavior of A356 aluminum alloy during rheo-diecasting process with self-inoculation method

LI Ming1, LI Yuan-dong1, 2, QIU Jin1, ZHANG Ji-yuan1, BI Guang-li1, 2, MA Ying1, 2

(1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals,Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China;2. Key Laboratory of Non-ferrous Metal Alloys and Processing, Ministry of Education,Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China)

The semisolid slurry of A356 aluminum alloy was prepared by self-inoculation method and the solidification behavior of thin-walled component produced by rheo-diecasting was investigated. The results indicate that the isothermal holding process during slurry preparation has great effect on primary(Al) particles, but has little effect on the microstructure of secondary solidification in the process of thin-walled rheo-diecasting. When the remaining liquid fills die cavity, due to the large cooling rate provided by metallic dies, the nucleation is expected to take place throughout the entire remaining liquid. The growth of nucleus has two stages, nucleus will grow stably into globular particles with the limited grain size of 6.5 μm, then, as the exist of constitutional undercooling, both primary (1) particles and secondary (2) particles will appear unstable growth phenomenon. Compared with original composition of alloy, the remaining liquid closes to the eutectic composition due to the existence of1particles, which makes the content of Si in2particles higher than that in1particles. The eutectic reaction is confined to small intergranular areas due to the presence of fine2particles. With high local cooling rate, the eutectic silicon will solidify in fine fibrous or chrysanthemum morphology.

aluminum alloy; semi-solid forming; self-inoculation method; rheo-diecasting; secondary solidification; constitutional undercooling; eutectic silicon

Project(51464031) supported by the National Nature Science Foundation of China

2015-09-12; Accepted date: 2016-02-26

LI Yuan-dong; Tel: +86-931-2976795; E-mail: liyd_lut@163.com

1004-0609(2016)-11-2256-11

TG146.2

A

國家自然科學(xué)基金資助項目(51464031)

2015-09-12；

2016-02-26

李元東，教授；電話：0931-2976795；E-mail：liydlut@163.com