李元東，邢 博，馬 穎，郝 遠(yuǎn)

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省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；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金及加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

導(dǎo)流器對(duì)自孕育鑄造法制備AM60鎂合金半固態(tài)漿料的影響()Ⅲ

李元東1,2，邢 博1，馬 穎1,2，郝 遠(yuǎn)1

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省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；2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金及加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

采用自孕育鑄造法制備AM60鎂合金半固態(tài)坯料，研究導(dǎo)流器參數(shù)對(duì)半固態(tài)組織的影響規(guī)律及組織形成機(jī)理。結(jié)果表明：導(dǎo)流器能有效促進(jìn)合金組織由樹(shù)枝晶向等軸晶及顆粒狀晶的轉(zhuǎn)變；熔體處理溫度和孕育劑加入量一定時(shí)，導(dǎo)流器的相關(guān)參數(shù)，如角度、長(zhǎng)度、溫度、混合段的凹槽寬度，均影響合金的傳熱及流動(dòng)，進(jìn)而影響其凝固組織；在導(dǎo)流器角度為30°～45°、長(zhǎng)度為500 mm、混合段凹槽寬度為50 mm、且通水冷卻時(shí)可以獲得細(xì)小顆粒狀或薔薇狀的半固態(tài)坯料，初生α-Mg的平均晶粒尺寸為37.5 μm；減小導(dǎo)流器出口寬度有利于增強(qiáng)液體紊流，促進(jìn)晶粒均勻分布；導(dǎo)流器促進(jìn)了熔體非均質(zhì)形核及激冷晶的形成，增強(qiáng)了晶粒增殖；熔體對(duì)流使合金的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)更均勻，晶粒生長(zhǎng)以顆粒狀生長(zhǎng)、薔薇晶根部頸縮熔斷和磨圓熟化機(jī)制為主。

AM60鎂合金；自孕育法；半固態(tài)漿料；非枝晶；形核；生長(zhǎng)

半固態(tài)金屬加工技術(shù)自問(wèn)世以來(lái)，經(jīng)歷了從流變成形到觸變成形，再到流變成形的螺旋式發(fā)展。與觸變成形相比，流變成形最大的優(yōu)勢(shì)在于制漿與成形同步進(jìn)行，能有效縮短工藝流程，為半固態(tài)成形潛在的高效率、低能耗的優(yōu)勢(shì)發(fā)揮提供了保障。漿料在線制備是流變成形的關(guān)鍵。近年來(lái)，隨著研究的不斷深入，基于方法有效、流程簡(jiǎn)潔和成本低廉的商業(yè)性選擇等原則，研究人員相繼開(kāi)發(fā)了多種適合于流變成形的漿料制備工藝，如NRC[1-3]、SEED[4]、SSR[5]和CRP[6-8]等。在這些工藝中，對(duì)熔體施加強(qiáng)制攪拌或剪切并不是獲得球晶組織的關(guān)鍵，而是通過(guò)各種方式使合金在液相線附近迅速喪失過(guò)熱，有效促進(jìn)非均質(zhì)形核，增大晶粒密度。在晶粒生長(zhǎng)階段，控制濃度場(chǎng)和溫度場(chǎng)均勻分布會(huì)促進(jìn)界面平面推移，即使出現(xiàn)破壞界面穩(wěn)定的擾動(dòng)，在高晶粒密度下，這些擾動(dòng)也會(huì)由于相鄰晶粒濃度場(chǎng)和溫度場(chǎng)的疊加而消失，最終初生相會(huì)在整個(gè)凝固過(guò)程中保持近球形態(tài)[9]。

由此可以認(rèn)為，只要熔體結(jié)晶時(shí)生成足夠多的晶核，且晶核生長(zhǎng)時(shí)破壞界面穩(wěn)定的不利因素如負(fù)溫度梯度和界面溶質(zhì)富集等現(xiàn)象能得到有效克服，則金屬在一定程度凝固后，即可獲得組織圓整、細(xì)小的半固態(tài)漿料。自孕育鑄造便是基于上述思想的半固態(tài)漿(錠)料制備工藝。該方法通過(guò)加入與合金熔體同成分的自孕育劑，改變了熔體熱穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，引入結(jié)晶核心，激發(fā)了合金中可作為非均質(zhì)形核晶坯的大尺寸原子團(tuán)簇。隨著金屬液澆到傾斜一定角度、具有多條流道的導(dǎo)流器上，原子團(tuán)簇在導(dǎo)流器的迅速冷卻下，獲得形核功并生長(zhǎng)為晶粒。此外，導(dǎo)流器激冷作用使其表面發(fā)生大量非均質(zhì)形核，這些晶粒在液流沖刷下隨著合金熔體進(jìn)入鑄型，促進(jìn)了凝固時(shí)的晶粒增殖。如果將上述高晶粒密度的金屬在鑄型中凝固，則可以獲得尺寸細(xì)小、形貌為等軸或顆粒狀的半固態(tài)坯料；若將流出導(dǎo)流器的半固態(tài)金屬進(jìn)行短時(shí)保溫或緩慢冷卻，則會(huì)獲得質(zhì)量?jī)?yōu)良、適合于流變成形的半固態(tài)漿料。

影響自孕育制漿的工藝參數(shù)包括熔體處理溫度(孕育劑加入時(shí)的熔體溫度)、孕育劑參數(shù)、導(dǎo)流器結(jié)構(gòu)及性質(zhì)。本文作者[10-11]曾對(duì)前兩者的影響做了詳細(xì)研究，在此，主要研究導(dǎo)流器的參數(shù)如角度、長(zhǎng)度、溫度、混合段凹槽寬度對(duì)自孕育鑄造組織的影響，并結(jié)合實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象和現(xiàn)有理論分析導(dǎo)流器作用下合金組織演變機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)裝置及原理

自孕育澆注裝置由澆口杯、多流股混合冷卻導(dǎo)流器、收集坩堝、計(jì)算機(jī)溫度采集模塊等組成。導(dǎo)流器材質(zhì)為不銹鋼，由蓋板和底板通過(guò)卡槽扣合。蓋板上部安裝澆口杯，下表面沿軸線焊接一條通氣管，在通氣管表面沿金屬液流動(dòng)方向開(kāi)出若干氣孔供氣體保護(hù)。底板由上部分流段和底部混合段組成，從澆口杯流出的金屬液在分流面的作用下瞬間分為兩股，流至底部后匯合流出。通過(guò)水冷系統(tǒng)和加熱棒調(diào)節(jié)金屬液流動(dòng)槽溫度。

自孕育澆注過(guò)程如下：合金進(jìn)行常規(guī)熔煉后將熔體溫度控制在要求范圍，將相同成分合金制成的不規(guī)則小顆粒(自孕育劑)撒入熔體，攪拌棒快速攪拌5 s，然后將金屬液澆入澆口杯并經(jīng)導(dǎo)流器流入鑄型。合金在流經(jīng)導(dǎo)流器時(shí)被分為兩股，有利于增加熔體與導(dǎo)流器表面接觸面積，促進(jìn)熔體整體均勻冷卻；金屬液的匯合增強(qiáng)了紊流效應(yīng)，利于已形成的晶粒在液體中均勻分布。自孕育澆注過(guò)程和導(dǎo)流器底板結(jié)構(gòu)分別如圖1和2所示。

圖1 自孕育澆注過(guò)程Fig.1 Schematic diagram of self-inoculation method

圖2 多流道混合導(dǎo)流器結(jié)構(gòu)示意圖Fig.2 Schematic diagram of multi-stream mixed cooling channel

1.2 實(shí)驗(yàn)過(guò)程及條件

實(shí)驗(yàn)合金為商用AM60鎂合金，化學(xué)成分如下(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)：Al 6.4，Mn 0.4，Zn 0.2，Si 0.08，Cu 0.008，F(xiàn)e 0.004，余量為Mg。該合金的理論液相線如下：615℃，固相線為540 ℃。自孕育劑制備過(guò)程如下：將500 g鎂錠在SG2-75-10型坩鍋電阻爐中熔煉，待金屬完全熔化后開(kāi)始測(cè)溫，當(dāng)熔體溫度達(dá)到720～730 ℃后，用 1.5%～2.0% C2Cl6(質(zhì)量分?jǐn)?shù))進(jìn)行精煉除氣，調(diào)整熔體溫度在710～720 ℃、并直接澆注到d15 mm×150 mm圓柱形金屬鑄模中，空冷凝固，最后將鑄棒切割成5 mm×5 mm的小顆粒。

將1 kg鎂錠在上述工藝下熔煉后調(diào)整溫度至700℃，加入孕育劑進(jìn)行自孕育澆注。孕育劑加入量控制為5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，鑄型為d15 mm×150 mm圓柱形室溫金屬模，充型后自然冷卻。改變導(dǎo)流器傾斜角度、長(zhǎng)度、溫度、混合段凹槽寬度，以獲得不同導(dǎo)流器狀態(tài)下的合金坯料。為進(jìn)行比較，在相同工藝下，分別進(jìn)行直接金屬型澆注、熔體撒入孕育劑后直接澆入金屬型澆注。實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表1所列。

將各種澆注工藝下獲得的試棒在1/2處截取2組10 mm×20 mm的圓柱試樣，第一組用400～1500號(hào)水磨砂紙預(yù)磨、拋光，用4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))硝酸酒精試劑腐蝕10 s；第二組在SX2-4-10型箱式電阻爐中420 ℃保溫4 h進(jìn)行固溶處理，打磨后用苦味酸腐蝕液腐蝕50 s。用MEF-3金相顯微鏡觀察顯微組織，用Image pro plus 6.0圖像分析軟件測(cè)量晶粒平均等效圓直徑，晶粒尺寸正態(tài)分布圖根據(jù)固溶試樣3張不同位置金相照片，利用上述分析軟件測(cè)得每張照片晶粒分布后求平均值繪制。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 澆注方式對(duì)坯料組織的影響

為了探明自孕育澆注過(guò)程中導(dǎo)流器的使用對(duì)合金組織的影響，實(shí)驗(yàn)首先采用不同澆鑄方式澆注坯料：1)方式 1。將熔煉好的金屬液直接澆入鑄型，澆注溫度為700 ℃；2)方式2。將孕育劑加入熔體后澆入鑄型，加入量為5%，熔體處理溫度為700 ℃；3)方式3。孕育劑加入熔體后，金屬液通過(guò)導(dǎo)流器澆入鑄型，孕育劑加入量為5%，熔體處理溫度為700 ℃，導(dǎo)流器傾斜角為30°，長(zhǎng)度為500 mm，通水冷卻。

圖3所示為不同澆注工藝下合金的鑄態(tài)組織及固溶處理后的微觀組織。圖 3(a)所示為直接金屬型澆注坯料組織，從圖3(a)可以看出，白色初生α-Mg 相以發(fā)達(dá)的樹(shù)枝晶為主，二次枝晶臂之間連接形成網(wǎng)絡(luò)骨架，組織較粗大。在常規(guī)金屬型澆注下，型壁處產(chǎn)生的晶核被液流剝落，其中大部分隨充型流動(dòng)進(jìn)入中間過(guò)熱熔體中重熔，僅有較少部分晶粒存活。因此，在晶粒長(zhǎng)大過(guò)程中，晶粒之間彼此沒(méi)有限制，初生相最終生長(zhǎng)為一次臂粗大、二次臂發(fā)達(dá)的樹(shù)枝晶。從固溶處理后的組織中可以看出，此時(shí)晶粒尺寸非常粗大，如3(d)所示。圖3(b)所示為孕育劑加入熔體后澆注的坯料組織，從圖3(b)可以看出，組織主要由樹(shù)枝晶和顆粒狀晶粒組成，枝晶根部出現(xiàn)熔斷痕跡，相比常規(guī)鑄態(tài)組織，晶粒形貌和尺寸都明顯改善。在澆注中加入的自孕育劑類(lèi)似懸浮鑄造中的懸浮劑，相當(dāng)于加入內(nèi)置冷鐵。孕育劑吸收了大量熔體的熱量，造成強(qiáng)烈的溫度起伏，加快了金屬凝固速度，使枝晶根部發(fā)生熔斷或生長(zhǎng)受到抑制；同時(shí)孕育劑激冷使其周?chē)后w產(chǎn)生凝固殼，隨后這些凝固殼又被熔化形成大量原子集合體，后續(xù)凝固中這些原子集合體可以作為晶坯生長(zhǎng)為晶粒[12-13]。對(duì)比固溶組織可以看出，此時(shí)坯料中晶粒尺寸減小，部分晶粒尺寸變得很小，但分布不均勻(見(jiàn)圖3(e))。圖3(c)所示為將孕育劑加入熔體后，通過(guò)多流股冷卻導(dǎo)流器澆入鑄型的凝固組織。對(duì)比圖3(a)、(b)和(c)可以看出，圖 3(c)中并沒(méi)有出現(xiàn)發(fā)達(dá)樹(shù)枝晶，大多數(shù)晶粒呈細(xì)小、不規(guī)則多邊形，小部分晶粒出現(xiàn)枝晶生長(zhǎng)趨勢(shì)，但一次枝晶臂細(xì)小。從固溶組織可以看出，此時(shí)的晶粒尺寸最為細(xì)小、分布最均勻(見(jiàn)圖 3(f))。

表1 實(shí)驗(yàn)參數(shù)Table1 Experimental parameters of cast process

圖3 不同澆注方式下AM60坯料鑄態(tài)組織和固溶處理后組織Fig.3 Microstructures of as-cast ((a), (b), (c)) and solid-solution treated ((d), (e), (f)) AM60 alloys with different cast methods

圖4 不同澆注工藝下AM60坯料的平均晶粒尺寸Fig.4 Average grain size of AM60 alloys by different cast methods

圖4 所示為不同澆注工藝下鑄態(tài)坯料固溶處理后的平均晶粒尺寸。由圖4可以看出，常規(guī)金屬型澆注坯料的平均晶粒尺寸最大，達(dá)到184.2 μm；加入孕育劑后，尺寸減小到 84.6 μm；加入孕育劑且金屬液經(jīng)導(dǎo)流器澆注后，晶粒尺寸最小，為 37.5 μm，晶粒細(xì)化效果最好。ATSUMI[14]研究認(rèn)為：結(jié)晶首先在冷的鑄型壁上形成，由于溶質(zhì)再分配和枝晶根部元素?cái)U(kuò)散不暢導(dǎo)致根部產(chǎn)生頸縮，此處如遇溫度起伏或液流沖擊極易斷開(kāi)成為游離晶，增大了凝固時(shí)的晶粒密度；MOTEGI 等[15]研究認(rèn)為冷卻板表面產(chǎn)生的大量晶核被液流帶入鑄型中，從而使合金發(fā)生細(xì)化和球化。綜上所述，在本實(shí)驗(yàn)自孕育澆注過(guò)程中，導(dǎo)流器起到促進(jìn)爆發(fā)形核、抑制枝晶生長(zhǎng)的作用。另外，孕育劑的加入使熔體溫度迅速降低，熔體中產(chǎn)生大量大尺寸原子團(tuán)簇，液體在導(dǎo)流器上流動(dòng)時(shí)溫度再次降低，當(dāng)溫度降低到足以形核的過(guò)冷度時(shí)，這些原子團(tuán)簇便可獲得形核功并生長(zhǎng)為晶核，促進(jìn)晶粒增殖。因此，相比常規(guī)金屬型澆注和只加入孕育劑澆注，自孕育鑄造時(shí)導(dǎo)流器的使用激發(fā)了更多游離晶粒，大大增加了凝固發(fā)生時(shí)的晶粒密度，使組織得到改善。

2.2 導(dǎo)流器傾斜角度的影響

導(dǎo)流器傾斜角度影響合金在導(dǎo)流器表面的流動(dòng)時(shí)間。流動(dòng)時(shí)間越短，合金溫度降低越小，過(guò)冷度將減小，從而導(dǎo)致大量晶核重熔；而流動(dòng)時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，合金溫度降低過(guò)大，容易在導(dǎo)流器表面凝固成殼。實(shí)驗(yàn)中導(dǎo)流器傾斜角度設(shè)置為 4種：15°、30°、45°和 60°，長(zhǎng)度為 500 mm，通入水進(jìn)行冷卻；孕育劑加入量為5%，熔體處理溫度控制在700 ℃。

圖5 導(dǎo)流器角度不同時(shí)自孕育鑄造坯料的鑄態(tài)組織和固溶處理后組織Fig. 5 Microstructures of as-cast ((a), (b), (c)) and solid-solution treated ((d), (e), (f)) AM60 alloys with different slope angles of cooling channel: (a), (d) 15°; (b), (e) 45°; (c), (f) 60°

圖5 所示為不同導(dǎo)流器角度下自孕育澆注坯料的鑄態(tài)組織及固溶處理后組織。圖 5(a)所示為導(dǎo)流器傾斜角度為 15°下的坯料組織，可以看出，組織中沒(méi)有發(fā)達(dá)樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)，但存在一次臂短小的枝晶，多數(shù)初生相形態(tài)呈大塊顆粒狀或條狀枝晶碎片。在澆注時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)導(dǎo)流器傾斜角設(shè)置為15°時(shí)，AM60合金熔體在導(dǎo)流器壁面凝固嚴(yán)重，只有很少一部分熔體流到鑄型中，導(dǎo)致材料浪費(fèi)，因此，在自孕育澆注中導(dǎo)流器角度不宜設(shè)置過(guò)小。圖 5(b)所示為傾斜角 45°時(shí)澆注的坯料組織，結(jié)合圖3(c)(傾斜角30°)可以看到，在這兩種角度下，組織中枝晶生長(zhǎng)減少，獨(dú)立存在的初生相顆粒明顯增多，多數(shù)顆粒呈薔薇狀或不規(guī)則塊狀，尺寸相對(duì)細(xì)小。當(dāng)傾斜角增大到 60°時(shí)，樹(shù)枝晶生長(zhǎng)趨勢(shì)增大，部分枝晶二次臂相連，形成網(wǎng)絡(luò)骨架，獨(dú)立存在的塊狀晶粒減少，組織出現(xiàn)惡化趨勢(shì)(見(jiàn)圖5(d))。因此，過(guò)大的角度也不利于獲得優(yōu)良的半固態(tài)組織。從固溶組織(見(jiàn)圖5(d), (e)和(f))可以看出，隨著傾斜角度的增大，晶粒尺寸呈先減小、后增大的趨勢(shì)。

圖6所示為不同導(dǎo)流器角度下獲得的坯料晶粒尺寸分布圖。從圖 6可以看出，當(dāng)傾斜角度為15°時(shí)，晶粒尺寸分布范圍較大，主要在40~100 μm，部分晶粒尺寸達(dá)到120 μm；傾角增大到30°時(shí)，分布相對(duì)集中，晶粒在20~40 μm的數(shù)量占80%左右；傾角為45°時(shí)，晶粒主要集中在20~60 μm，部分大于80μm；繼續(xù)增大傾角到60°，尺寸大于60 μm的晶粒占到54%。因此，從坯料晶粒尺寸的分布可以判斷，在自孕育鑄造中為了獲得尺寸小且分布均勻的半固態(tài)組織，導(dǎo)流器角度應(yīng)調(diào)整在30°~45°之間。ATKINSON等[16]采用氯化銨水溶液模擬新流變成形(New rheocasting, NRC)工藝中液體在冷卻斜壁上形核時(shí)發(fā)現(xiàn)，斜壁最佳傾角應(yīng)為60°，當(dāng)角度減小到45°，晶粒剝落較慢，斜壁表面發(fā)生柱狀晶生長(zhǎng)現(xiàn)象。管仁國(guó)等[17]采用傾斜式冷卻剪切技術(shù)制備AL-3%Mg合金半固態(tài)坯料，得到合理傾角范圍為 40°~60°。相比之下，本實(shí)驗(yàn)導(dǎo)流器應(yīng)調(diào)整至較低傾角，這是因?yàn)樽栽杏凉沧r(shí)熔體過(guò)熱度較高(85 ℃左右)，減小傾斜角度有利于延長(zhǎng)合金凝固時(shí)間，增大合金散熱總量，保證游離晶粒的存活率。

2.3 導(dǎo)流器長(zhǎng)度的影響

圖6 導(dǎo)流器角度不同時(shí)澆注坯料的晶粒尺寸分布Fig. 6 Grain size distribution of samples with different angles of cooling channel: (a) 15°; (b) 30°; (c) 45°; (d) 60°

圖7 導(dǎo)流器長(zhǎng)度為850 mm時(shí)自孕育澆注坯料鑄態(tài)組織Fig. 7 Microstructure of as-cast AM60 alloy with cooling channel length of 850 mm

導(dǎo)流器長(zhǎng)度影響合金液在導(dǎo)流器表面的散熱總量，同時(shí)影響液體對(duì)流作用下的晶粒生長(zhǎng)時(shí)間。當(dāng)熔體處理溫度為700 ℃、孕育劑加入量為5%、導(dǎo)流器角度為30°、通水冷卻、導(dǎo)流器長(zhǎng)度為850 mm時(shí)，制備的試樣金相組織如圖7所示。從圖7可以看出，當(dāng)導(dǎo)流器長(zhǎng)度增至850 mm，相比500 mm時(shí)澆注的坯料(見(jiàn)圖3(c))，組織中部分晶粒生長(zhǎng)成較發(fā)達(dá)的樹(shù)枝晶，組織均勻性較差。在澆注過(guò)程中，半固態(tài)合金熔體一邊凝固、一邊不斷受到流動(dòng)剪切作用，晶粒的生長(zhǎng)受到液體對(duì)流的影響。當(dāng)導(dǎo)流器長(zhǎng)度為500 mm時(shí)，熔體溫度降至合適范圍，有利于晶粒的存活及游離，同時(shí)由于液體流動(dòng)時(shí)間較短，晶粒生長(zhǎng)不充分，形成顆粒狀或薔薇狀(見(jiàn)圖3(c))；當(dāng)長(zhǎng)度過(guò)大時(shí)，金屬流至底部時(shí)溫度過(guò)低，晶粒在導(dǎo)流器表面迅速生長(zhǎng)發(fā)展為樹(shù)枝晶，枝晶臂相互連接最終形成凝固殼。后續(xù)液體從高溫凝殼流過(guò)，冷卻效率降低，晶粒生長(zhǎng)時(shí)間充足，部分晶粒發(fā)展為發(fā)達(dá)樹(shù)枝晶。通過(guò)固溶試樣照片測(cè)得此時(shí)晶粒平均等效圓直徑為56.3 μm，尺寸有所增大。因此，本實(shí)驗(yàn)條件下，導(dǎo)流器長(zhǎng)度設(shè)置為500 mm時(shí)有利于獲得較佳的金屬溫降范圍和晶粒生長(zhǎng)時(shí)間。

2.4 導(dǎo)流器溫度的影響

圖8 導(dǎo)流器溫度為250℃時(shí)自孕育澆注坯料的鑄態(tài)組織Fig. 8 Microstructure of as-cast AM60 alloy with cooling channel temperature of 250 ℃

導(dǎo)游器溫度影響導(dǎo)流器散熱能力，進(jìn)而影響熔體溫度和過(guò)冷度。圖8所示為導(dǎo)流器加熱至250 ℃時(shí)的坯料組織。相比通入水進(jìn)行冷卻時(shí)的坯料(見(jiàn)圖3(c))，該坯料組織中顆粒狀晶粒減少，大部分晶粒生長(zhǎng)為細(xì)小樹(shù)枝晶， 組織有所惡化。通過(guò)測(cè)算固溶組織，此時(shí)晶粒尺寸為 72.4 μm，尺寸增大。因此在自孕育澆注時(shí)，降低導(dǎo)流器溫度，增大導(dǎo)流器冷卻能力，有利于初生α-Mg相形貌由樹(shù)枝狀向薔薇狀或顆粒狀轉(zhuǎn)變。

2.5 導(dǎo)流器混合段寬度的影響

本實(shí)驗(yàn)中的導(dǎo)流器結(jié)構(gòu)與傳統(tǒng)冷卻斜坡區(qū)別在于，導(dǎo)流器上部分流段寬度較大，下部混合段較窄。前者寬度大有利于液體流動(dòng)時(shí)在導(dǎo)流器表面均勻鋪開(kāi)，減小液膜厚度，使熔體均勻過(guò)冷；混合段主要用于促進(jìn)金屬液混合時(shí)的紊流程度，寬度越小，液流混合程度越劇烈，越有利于樹(shù)枝晶根部的熔斷，晶核在液體中的分布也越均勻。圖9所示為導(dǎo)流器混合段寬度減小至25 mm時(shí)的澆鑄坯料組織。由圖9可知，組織中初生相主要呈多邊形顆粒狀和薔薇狀，存在部分破碎枝晶殘片，相比混合段寬度為50 mm的坯料組織(見(jiàn)圖3(c))，細(xì)小樹(shù)枝晶減少。

圖9 導(dǎo)流器出口寬度為25 mm時(shí)自孕育澆注坯料鑄態(tài)組織Fig. 9 Microstructure of as-cast AM60 alloy with exit width of cooling channel of 25 mm

3 討論

3.1 形核機(jī)制

以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，自孕育鑄造時(shí)，在熔體處理溫度和孕育劑加入量一定的情況下，通過(guò)調(diào)整合適的導(dǎo)流器參數(shù)，可以獲得薔薇狀或顆粒狀的良好半固態(tài)組織，避免傳統(tǒng)凝固所獲得的枝晶組織。FLEMINGS和MARTINE[18]研究認(rèn)為：對(duì)于一個(gè)確定的冷卻速率，只要合金在凝固初期形成足夠多的晶核，近球形或球形組織可以直接從液體中形成。自孕育鑄造時(shí)的晶核主要來(lái)源于如下3個(gè)部分：1)熔體中的高熔點(diǎn)質(zhì)點(diǎn)。

合金熔體在沒(méi)有冷卻到液相線時(shí)，就存在著一些高熔點(diǎn)相，這些相在后續(xù)凝固時(shí)可以充當(dāng)晶核，如 AM60鎂合金中的Al8Mn5相。2)孕育劑促進(jìn)的非均質(zhì)形核。孕育劑加入熔體后起到內(nèi)置冷鐵作用，吸收熱量，加快熔體冷卻速率，使合金液中原子集團(tuán)穩(wěn)定性提高。在孕育劑加入的瞬間，孕育劑周?chē)垠w溫度迅速降至液相線或以下，容易形成微小凝固殼，隨著熱交換，這些凝固殼又熔化形成原子集團(tuán)，一旦達(dá)到異質(zhì)形核要求的過(guò)冷度，這些原子集團(tuán)會(huì)在熔體內(nèi)均勻開(kāi)始形核。圖10所示為使用數(shù)字溫度采集平臺(tái)得到的合金液流至導(dǎo)流器入口和出口時(shí)的溫度變化曲線，澆注條件為表1中實(shí)驗(yàn)3，每0.2 s采集1個(gè)溫度數(shù)據(jù)，根據(jù)入口和出口處溫度最高點(diǎn)確定合金液流動(dòng)時(shí)間。從圖10可以看出，液體在導(dǎo)流器入口處的溫度為663.2 ℃，2.1 s后流出時(shí)溫度降為607.3 ℃，在導(dǎo)流器表面被過(guò)冷至7.7 ℃。因此，原子團(tuán)簇可以在過(guò)冷熔體內(nèi)非自發(fā)形核，同時(shí)由于在整個(gè)澆注過(guò)程中，熔體溫度持續(xù)降低，保證了已形成的晶核不被重熔，最大限度利用非自發(fā)形核作用，促進(jìn)晶粒增殖。

圖10 熔體在導(dǎo)流器入口和出口處的溫度變化曲線Fig. 10 Change profiles of melt temperature at entrance and exit of cooling channel

3)晶核的第三種來(lái)源是導(dǎo)流器促進(jìn)的自由晶游離。根據(jù)大野篤美提出的結(jié)晶游離論，晶粒游離條件有二，一是形壁表面必須形成激冷晶；二是這些晶粒根部產(chǎn)生頸縮[14]。在本實(shí)驗(yàn)中，激冷晶形成由熔體處理溫度、孕育劑加入量及導(dǎo)流器冷卻能力決定。在恰當(dāng)?shù)娜垠w處理溫度和孕育劑加入量配比下，熔體溫度降至適合半固態(tài)的澆注區(qū)間。隨著合金熔體在導(dǎo)流器上流動(dòng)，靠近壁面?zhèn)葴亟递^大，過(guò)冷度較大，為導(dǎo)流器表面的雜質(zhì)等其它固體觸媒提供了形核條件，發(fā)展為晶核。

壁面為向外界散熱的主要部位，晶粒將垂直導(dǎo)流器表面生長(zhǎng)。在生長(zhǎng)初期，凝固排出的溶質(zhì)原子被液流帶走，界面呈平面狀推移。隨著生長(zhǎng)的進(jìn)行，晶粒兩側(cè)將出現(xiàn)不同程度的溶質(zhì)富集，表現(xiàn)為上游側(cè)溶質(zhì)原子被液體帶走，富集較少；下游側(cè)接納溶質(zhì)原子，富集加劇。界面形狀逐漸發(fā)展為胞狀并沿逆流方向出現(xiàn)擇優(yōu)生長(zhǎng)，直至最后，相鄰晶粒連接形成凝固殼。因此，平行于界面的液體流動(dòng)不利于晶粒根部產(chǎn)生頸縮。LEE等[19]的研究表明，晶粒密度增大有利于減弱液流對(duì)單個(gè)晶粒生長(zhǎng)的影響。高晶粒密度下，晶粒間距減小，液體很難或只有很少部分進(jìn)入晶間，大大減少了液流轉(zhuǎn)移的溶質(zhì)量。此時(shí)，相鄰晶粒根部排出的溶質(zhì)原子很難被帶走，逐漸富集，使根部生長(zhǎng)變緩或停止，最終產(chǎn)生頸縮。在本實(shí)驗(yàn)中，當(dāng)熔體入口溫度一定時(shí)，將導(dǎo)流器角度和長(zhǎng)度調(diào)整到合適范圍，熔體達(dá)到有利于形核的過(guò)冷度，增大了導(dǎo)流器表面激冷晶的數(shù)量，有利于晶粒根部頸縮，液流沖刷使晶粒從根部脫落進(jìn)入熔體，熔體中游離晶數(shù)目增大。圖11所示為導(dǎo)流器傾斜角度 15°時(shí)對(duì)導(dǎo)流器表面凝固殼沿垂直于液流方向取樣的金相組織。由圖11可以看到，導(dǎo)流器角度較小導(dǎo)致熔體溫度降低速率減小，合金溫度較高，激冷晶較少，壁面形成的晶粒最終生長(zhǎng)為樹(shù)枝晶，并相互連接形成凝固殼。

圖11 導(dǎo)流器表面的晶粒生長(zhǎng)Fig. 11 Grain growth on surface of cooling channel

3.2 導(dǎo)流器表面晶粒的生長(zhǎng)

隨著熔體爆發(fā)形核和自由激冷晶剝落，晶粒在液流中進(jìn)入生長(zhǎng)階段。晶粒的最終生長(zhǎng)形狀是由凝固界面的形態(tài)決定的。一般來(lái)講，在純擴(kuò)散條件下，凝固界面的穩(wěn)定性主要由界面前沿溫度梯度和濃度梯度共同決定，可用20世紀(jì)60年代Mullins和Sekerka提出的經(jīng)典M-S理論描述[20]。根據(jù)該理論，過(guò)冷熔體中界面前沿溫度梯度為負(fù)值，濃度梯度為正值，促使界面失穩(wěn)。當(dāng)晶粒生長(zhǎng)半徑大于一定值時(shí)，球形界面無(wú)法保持穩(wěn)定，形成的突起持續(xù)發(fā)展并最終演變?yōu)榘l(fā)達(dá)枝晶。然而在自孕育凝固組織中，存在大量薔薇狀和顆粒狀晶粒，晶粒生長(zhǎng)條件和常規(guī)凝固有很大區(qū)別?？梢哉J(rèn)為，導(dǎo)流器表面金屬液流動(dòng)改變了凝固過(guò)程中溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)的分布，從而對(duì)晶粒生長(zhǎng)形貌產(chǎn)生重要影響。

導(dǎo)流器引起的液體強(qiáng)迫對(duì)流是本實(shí)驗(yàn)半固態(tài)漿料制備及凝固過(guò)程中金屬液的主要流動(dòng)方式，該條件下晶粒前沿溫度場(chǎng)的分布如圖12所示。當(dāng)對(duì)流很弱或無(wú)對(duì)流發(fā)生時(shí)，溶質(zhì)以擴(kuò)散傳輸為主，排出速度大于擴(kuò)散速度，逐漸在界面前沿發(fā)生富集，液相線溫度由界面向前逐漸升高，界面前沿金屬液的實(shí)際溫度則由于結(jié)晶潛熱釋放隨界面距離的增大而降低。當(dāng)晶粒生長(zhǎng)在流體沖刷和搓動(dòng)下進(jìn)行時(shí)，對(duì)流加快了結(jié)晶潛熱釋放，溶質(zhì)擴(kuò)散以對(duì)流擴(kuò)散為主，加速了溶質(zhì)擴(kuò)散速度，界面前沿溫度梯度和濃度梯度減小，最終使液體中實(shí)際過(guò)冷度(如虛線所示)減小。在較小的過(guò)冷下，界面突起的擾動(dòng)被抵消，有利于固液界面穩(wěn)定性的鞏固。

圖 12 導(dǎo)流器表面液體流動(dòng)中晶粒生長(zhǎng)前沿液相線和合金溫度分布Fig. 12 Liquidus and melt temperature distributions in front of growing particle during melt flow

DAS等[21]采用Monte Carlo 模擬了不同液流特征下固相顆粒凝固時(shí)濃度場(chǎng)分布，認(rèn)為施加強(qiáng)烈攪拌會(huì)促進(jìn)液體紊流，使液相浸入晶臂間隙并帶走溶質(zhì)原子，有利于降低成分過(guò)冷，促進(jìn)界面的穩(wěn)定，并以此解釋了雙螺旋制漿工藝下球晶組織的形成[22]。然而在自孕育澆注下，導(dǎo)流器對(duì)液體施加的剪切強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)弱于雙螺旋攪拌的，液體無(wú)法完全滲透晶臂，晶粒周?chē)匀淮嬖谝粋€(gè)很薄的擴(kuò)散邊界層，根據(jù) CANTOR和VOGEL的理論[23]，此時(shí)的液體流動(dòng)更傾向于破壞界面穩(wěn)定性。但值得注意的是，晶粒孤立懸浮于液體中并發(fā)生自旋，液流剪切對(duì)晶粒生長(zhǎng)的每一個(gè)方向都是均等的，在這種狀態(tài)下，熔體中某微區(qū)不會(huì)長(zhǎng)久地作用于晶粒的某個(gè)側(cè)面，因此，可以認(rèn)為固液界面在液體中周期性地經(jīng)歷著失穩(wěn)、穩(wěn)定，從而避免了晶粒沿某一取向的擇優(yōu)生長(zhǎng)，生長(zhǎng)前沿的突起不斷熟化。在這種情況下，晶粒各個(gè)方向相對(duì)均勻長(zhǎng)大，即使不能完全呈球形生長(zhǎng)，也不會(huì)出現(xiàn)發(fā)達(dá)的一次臂或二次臂。圖13所示為晶粒生長(zhǎng)的可能模型，導(dǎo)流器誘發(fā)的強(qiáng)迫對(duì)流使熔體中的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)較均勻，成分過(guò)冷度減小，晶粒周?chē)鷿舛葦U(kuò)散區(qū)的幾何形狀單一，枝晶臂不斷熟化，最終生長(zhǎng)成為薔薇狀或不規(guī)則多邊形顆粒。

圖13 導(dǎo)流器表面液體流動(dòng)中晶粒生長(zhǎng)模型示意圖Fig. 13 Growth model of grain during liquid flow:(a) Concentration field of single grain in liquid flow; (b) Final grain growth morphology under liquid shear

在晶粒生長(zhǎng)過(guò)程中，由于根部溶質(zhì)的富集將產(chǎn)生頸縮。根據(jù)凝固熱力學(xué)，當(dāng)液固相界面的曲率為凹形時(shí)，界面作用使合金實(shí)際平衡熔點(diǎn)下降，曲率半徑越小，曲率越大，平衡熔點(diǎn)越低[24]，因此，晶粒界面上生起的小突起以及晶粒根部凹谷處合金平衡熔點(diǎn)較低。當(dāng)合金流至導(dǎo)流器底部時(shí)，強(qiáng)烈的混合對(duì)流加劇了熔體的紊流程度，從而在熔體中微區(qū)內(nèi)產(chǎn)生較強(qiáng)溫度波動(dòng)和成分波動(dòng)。晶粒在隨液流漂移時(shí)，不斷通過(guò)不同溫度區(qū)域和濃度區(qū)域，受到溫度和成分波動(dòng)的沖擊，從而使界面上的小突起不斷熔化，晶粒根部低熔點(diǎn)部位發(fā)生熔斷。斷裂后的晶粒碎片能作為獨(dú)立晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大，并與熔體及其他晶粒摩擦發(fā)生熟化，最終在凝固組織中形成多邊形顆粒狀晶粒。因此可以認(rèn)為，在自孕育鑄造中，導(dǎo)流器引發(fā)的液體流動(dòng)有利于促進(jìn)固液界面的穩(wěn)定，晶粒生長(zhǎng)以顆粒狀生長(zhǎng)和薔薇晶根部熔斷及“磨圓”熟化機(jī)制[17]為主。

4 結(jié)論

1) 熔體中加入孕育劑再經(jīng)導(dǎo)流器澆注，獲得的坯料鑄態(tài)組織明顯優(yōu)于直接金屬型澆注和只加入孕育劑澆注的坯料鑄態(tài)組織，初生 α-Mg晶粒呈細(xì)小的薔薇狀和顆粒狀，分布均勻，平均晶粒尺寸為37.2 μm。

2) 導(dǎo)流器角度在 30°~45°時(shí)，制備的半固態(tài)坯料組織細(xì)小、均勻，平均晶粒尺寸集中在20~60 μm之間；導(dǎo)流器過(guò)長(zhǎng)或?qū)Я髌鳒囟冗^(guò)高均不利于合金鑄態(tài)組織細(xì)化；減小導(dǎo)流器混合段寬度有利于增強(qiáng)合金的紊流效應(yīng)，使晶粒分布均勻。

3) 合金熔體內(nèi)部非均質(zhì)形核和導(dǎo)流器表面游離激冷晶是自孕育凝固時(shí)的主要晶粒來(lái)源；導(dǎo)流器引發(fā)的液體強(qiáng)迫對(duì)流使熔體內(nèi)部濃度場(chǎng)和溫度場(chǎng)分布均勻，減小了晶粒生長(zhǎng)前沿過(guò)冷度，增強(qiáng)固液界面穩(wěn)定；晶粒低熔點(diǎn)部位發(fā)生熔化或頸縮斷裂，晶粒不斷磨圓熟化，最終獲得顆粒狀或細(xì)小薔薇狀組織。

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Effect of cooling channel on AM60 Mg alloy semi-solid slurry prepared by self-inoculation method (Ⅲ)

LI Yuan-dong1,2, XING Bo1, MA Ying1,2, HAO Yuan1
(1. State Key Laboratory of Gansu Advanced Non-ferrous Metal Materials,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 semi-solid slurry of AM60 Mg alloy was prepared by a novel self-inoculation method (SIM). The effects of the cooling channel parameters on the microstructure and microstructure formation mechanism were investigated. The results show that cooling channel can promote the microstructure evolution from coarser dendrite to rosette or small block. At the constant value of melt treatment temperature and addition amount of self-inoculants, the parameters of fluid director, such as slope angle, length, temperature and width of exit, have influence on the heat extraction and shear intensity of melt flow, and finally affect the solidification microstructure. When the cooling channel parameters are set at angle between 30°-45°, length of 500 mm, width of exit of 50 mm and water cooled at the bottom, the semi-solid billet with refined rosette or small block microstructure is produced, and the average grain size is 37.5 μm. The decrease of the exit width leads to uniform distribution of grains. The cooling channel enhances the heterogeneous nucleation and formation of chill grains, which results in a high grain density. The melt convection leads to uniform distribution of temperature and solute field in bulk melt. The granular and rosette-like growth and the ripening of grains are the main growth mechanism.

AM60 magnesium alloy; self-inoculation method; semi-solid slurry; non-dendritic; nucleation; growth

TG249；TG146.2

A

1004-0609(2012)1-0022-11

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007CB613700)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50964010)；甘肅省國(guó)際科技合作計(jì)劃資助項(xiàng)目(090WCGA894); 蘭州理工大學(xué)博士科研啟動(dòng)基金資助項(xiàng)目(SB01200701)

2011-01-22；

2011-03-29

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

(編輯 龍懷中)