高 鑫，劉科高，張素卿，耿克儉

（1.山東建筑大學，山東濟南 250101；2.齊魯工業(yè)大學（山東省科學院）新材料研究所，山東濟南 250012）

0 引言

半固態(tài)成型技術(shù)是一種較為新型的金屬成型技術(shù)。由于這種制備方式具有充型平穩(wěn)，制備出的鑄件組織致密且缺陷較少、成型溫度較低等優(yōu)點而被廣泛關(guān)注。二十世紀七十年代，F(xiàn)lemings 等[1，2]研究發(fā)現(xiàn)將金屬或金屬合金加熱到液相線與固相線之間進行保溫并進行攪拌，將會得到流動性很好的合金漿料，此時合金組織中晶粒主要呈現(xiàn)短軸狀或球狀。常見的半固態(tài)漿料制備工藝主要有：電磁攪拌法、機械攪拌法、應力熔體激活法、霧化法等[3-6]。半固態(tài)加工技術(shù)的核心工藝是制備出合格的半固態(tài)漿料-固液相比例合理、晶粒小且分布均勻的粘性漿料。本文將研究不同保溫溫度與保溫時間對Cp/AZ91D 半固態(tài)組織的影響，并尋找Cp/AZ91D 最佳半固態(tài)保溫溫度與保溫時間參數(shù)。

1 試驗材料與方法

采用不銹鋼坩堝在750℃下熔煉AZ91D 合金，并通入SF6和CO2混合氣體進行保護。合金完全融化后，降溫至730 ℃并加入1%的六氯乙烷進行精煉，精煉完畢后，加入1.5wt%Cp 顆粒，并充分攪勻，在720℃保溫15min。將720℃的熔液澆鑄在固定在振動平臺上的模具中，得到Cp/AZ91D 鑄態(tài)錠料。將錠料放入箱式電阻爐中，分別在590℃、600℃、610℃、620℃下保溫30min、60min、90min、120min，并通入SF6和CO2混合氣體進行保護，待保溫結(jié)束后水淬得到半固態(tài)試樣，進行金相分析與EDS 測試。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 不同溫度對半固態(tài)組織的影響

圖1 為在不同溫度下Cp/AZ91D 保溫30min的半固態(tài)顯微組織照片，當溫度為590℃時（圖1a）中可以看出，Cp顆粒黑色點狀小顆粒分布大多分布在晶粒內(nèi)部、小部分分布在晶界處，并且微觀組織中液相含量相對較少，初生的α-Mg 相被薄薄的液相分割開來，并且一些細小的點狀晶內(nèi)液相彌散分布在晶粒內(nèi)部。隨著溫度進一步上升，當溫度達到600℃時，在圖1b 中可以看出，晶粒內(nèi)部的點狀液相開始逐漸增多，并且點狀液相也開始出現(xiàn)粗化的趨勢，初生的α-Mg 相開始出現(xiàn)合并與粗化的趨勢，并且從比較規(guī)則的多邊形形貌開始轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的多邊形形貌。溫度進一步上升，當溫度達到610℃時，圖1c 液相數(shù)量達到20%左右，晶粒內(nèi)點狀晶粗化明顯并變?yōu)樾∫撼匦蚊?，初生的?Mg 相懸浮分布在液相中，并且初生的α-Mg 進一步粗化，而且球化效果明顯。當溫度繼續(xù)上升達到620℃時，在圖1d 中可以看出金相組織較其他有明顯變化，這是由于保溫溫度過于接近液相點，保溫30min 后，坩堝內(nèi)的錠料全部變?yōu)橐簯B(tài)，進一步水淬后得到直接凝固的試樣。

圖1 在不同溫度下加熱30min 后半固態(tài)顯微組織照片

當溫度為590℃時，此時溫度較低，原子擴散能力低，液相數(shù)量極少，初生的α-Mg 相無法被液相分隔，并未發(fā)生合并。當溫度為600℃時，原子擴散能力增強，此時由于初生α-Mg 顆粒尺寸較小，晶粒界面能很大，為了使能量降低，一方面相互接觸或者相鄰的α-Mg 多邊形顆粒會通過晶界遷移的方式合并相鄰晶粒，或者相鄰小角度晶界的晶粒會通過自身旋轉(zhuǎn)使晶粒取向趨向于一致并以合并來降低體系能量，因此在圖1b 中開始出現(xiàn)晶粒合并的現(xiàn)象。隨著溫度進一步上升，當溫度達到610℃時，由于溫度過高部分初生的α-Mg 熔化，并存在于未熔化的α-Mg 相之間，形成了α-Mg 相懸浮于液相之中的金相形貌（圖1c），并且由于界面曲率的作用，對于多邊形晶界由于尖角處能量過高，因此部分重熔優(yōu)先發(fā)生在多邊形尖角處，因此開始出現(xiàn)球化效應。對于相鄰且晶粒取向相差較大的晶粒由于無法合并，其自身也會長大為較大的顆粒。隨著溫度進一步上升，原子的擴散能力、液相率、以及球化速率也會進一步提高。

加熱溫度決定原子的擴散速率。溫度高，原子更活潑，擴散速率越快；溫度越低，擴散速率越慢。表1 為不同溫度下初生α-Mg 中的Mg、Al 兩種元素濃度值。從表中可以看出，在溫度低于600℃時原子擴散速率弱，因此α-Mg 中Al 濃度會隨著加熱溫度的上升而升高。但溫度達到600℃后，繼續(xù)升高溫度，如果按照溫度與原子擴散速率的關(guān)系來看，其α-Mg 中的Al 含量會進一步升高，但是表中卻呈現(xiàn)下降趨勢，這是由于在600℃時，半固態(tài)已達到平衡狀態(tài)，進一步提高溫度，會大大縮短到達平衡狀態(tài)的時間，而后的時間會按照Mg-Al 相圖中液相線的發(fā)展趨勢發(fā)展，即隨著溫度的進一步升高Al 含量會逐漸降低。

表1 不同加熱溫度下初生α-Mg Mg、Al 濃度EDS 表

2.1 保溫時間對半固態(tài)微觀組織的影響

Cp/AZ91D 復合材料半固態(tài)組織演變過程分為四個階段：快速粗化階段、伴隨粗化階段、球化階段以及快速球化階段。如圖2 中可以看出伴隨著保溫時間的增加，液相比例會逐漸升高。這是由于隨著保溫時間的增加，部分α-Mg 相熔化，因此液相比例會上升，而且形成部分α-Mg 顆粒懸浮在液相中的形態(tài)。半固態(tài)顆粒的曲率半徑也會對熔點有所影響，曲率半徑越大熔點越低。對于圖2a 來說這種初生α-Mg 相呈現(xiàn)多邊形形貌，多邊形邊角處能量高，因此熔化優(yōu)先發(fā)生在多邊形顆粒邊角處或者顆粒曲率半徑較大處，所以其多邊形形貌會向著球化轉(zhuǎn)變。并且在晶粒內(nèi)部彌散分布著一些細小的Cp顆粒。圖2b 所示，當保溫溫度為60min 時，部分多邊形顆粒狀的α-Mg 相開始出現(xiàn)球化趨勢，而且晶粒內(nèi)部的點狀液相開始逐漸增多，組織內(nèi)的液相也變多。圖2c 所示，隨著保溫溫度進一步延長，當保溫時間達到90min 時，不規(guī)則多邊形已完全變?yōu)榻蛐晤w粒，并且液相比例達到50%。圖2d 所示，當保溫時間達到120min時，液相量沒有明顯變化，比例依舊在50%左右，這說明此時，組織以達到固-液平衡的狀態(tài)，但這期間由于原子擴散，晶粒尺寸不斷增加，并且由于固液界面存在的表面張力增大，使α-Mg 相更加趨向于球形，而且本身細小的晶內(nèi)點狀相粗化明顯，變?yōu)樾∫撼亍?/p>

圖2 不同保溫時間600℃半固態(tài)顯微組織

圖3 為600℃Cp/AZ91D 復合材料不同保溫時間液相量圖，可以看出從0～60min 時液相數(shù)量增加迅速，但是在60min 后液相量增加放緩。這是由于0～60min 時還未達到固液平衡，因此隨著加熱時間延長液相量急劇增長。到達60min 后，由于達到固液平衡點，因此液相量增長緩慢。圖4 為600℃不同Cp/AZ91D 復合材料不同保溫時間晶粒尺寸圖，從圖中可以看出隨著保溫時間增加，晶粒尺寸呈現(xiàn)長大的趨勢。

圖3 600℃Cp/AZ91D 復合材料不同保溫時間液相量圖

在圖4 中可以看出，晶內(nèi)小液池也隨保溫時間的延長而增長。在0～30min 時，由于試樣處于加熱初期，共晶β 相未能完全固溶到初生α-Mg中。由于0～30min 處于快速粗化階段，因此由于在快速粗化過程中，枝晶臂快速合并，一些未固溶到α-Mg 中的共晶β 相會殘留在粗化后的晶粒內(nèi)。隨著保溫時間延長，試樣溫度上升，當?shù)竭_共晶溫度后，粗化的晶粒內(nèi)部的共晶β 相開始熔化并形成小液池。因為此過程中β 相剛剛開始熔化，因此在晶粒內(nèi)部的小液池尺寸很小。隨著加熱時間延長，30～60min 區(qū)間，試樣處于組織分離和快速球化的過程。隨著保溫時間增長，試樣溫度上升，晶粒內(nèi)部的α-Mg 開始熔化，因此此時晶粒內(nèi)部的小液池開始長大，數(shù)量開始增多。隨著加熱時間進一步延長，試樣處于最終粗化階段，晶粒開始合并長大，晶粒尺寸增加。伴隨著晶粒合并，一些不同晶粒內(nèi)部的小液池也開始被包裹在同一晶粒內(nèi)部。另一方面，體系為了減少固液界面能，部分晶內(nèi)液相也開始合并，小液池數(shù)量開始減少，但是其尺寸開始增加。

圖4 600℃Cp/AZ91D 復合材料不同加熱時間晶粒尺寸圖

3 結(jié)論

（1）溫度與時間可以影響半固態(tài)組織的固液相量、初生α-Mg 相大小、Al 和Mg 濃度、球化效果以及其形態(tài)。

（2）提高溫度與延長時間會獲得更好的均勻球化半固態(tài)組織，但是過高的溫度或過長的保溫時間導致初生α-Mg 相粗化且不均，液相量過多。過低的溫度或過短的保溫時間會導致液相量較低，球化率低。這些從根本上來講是由于溫度改變原子擴散能力的原因。

（3）對于Cp/AZ91D 復合材料最好的半固態(tài)溫度為600℃，半固態(tài)保溫時間為60min。