近液相線鑄造Al-Si合金漿料非枝晶組織的形成與演變

弭光寶, 李培杰, 王 晶, 何良菊

(1. 清華大學(xué) 新材料國(guó)際研發(fā)中心，北京 100084；2. 清華大學(xué) 機(jī)械工程系先進(jìn)成形制造教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100084)

近液相線鑄造Al-Si合金漿料非枝晶組織的形成與演變

弭光寶1,2, 李培杰1,2, 王 晶1,2, 何良菊1

(1. 清華大學(xué) 新材料國(guó)際研發(fā)中心，北京 100084；2. 清華大學(xué) 機(jī)械工程系先進(jìn)成形制造教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100084)

通過(guò)對(duì)比實(shí)驗(yàn)的方法，利用多次拋光原位觀察和金相分析對(duì)近液相線鑄造Al-Si合金漿料非枝晶組織的形成及演變規(guī)律進(jìn)行研究，進(jìn)而從熔體結(jié)構(gòu)角度探討非枝晶組織形成和穩(wěn)定存在的機(jī)制。結(jié)果表明：對(duì)于Al-7.97Si工業(yè)用鋁合金，在390~400 ℃的熱環(huán)境中，常規(guī)近液相線鑄造半固態(tài)漿料的轉(zhuǎn)移及流變成形時(shí)間約為15 s；而在液相線以上不高溫度區(qū)間對(duì)熔體施加旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)作用，可延長(zhǎng)漿料轉(zhuǎn)移及流變成形的時(shí)間，其主要原因是旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)對(duì)過(guò)熱熔體產(chǎn)生的擾動(dòng)作用一直影響到凝固過(guò)程的形核與長(zhǎng)大，一方面使熔體中原子集團(tuán)的尺寸、形狀及分布發(fā)生改變，為提高形核率創(chuàng)造了條件，另一方面使固－液界面前沿的溶質(zhì)濃度梯度減小，抑制成分過(guò)冷，同時(shí)增大了晶核穩(wěn)態(tài)球形長(zhǎng)大的臨界半徑。

Al-Si合金；過(guò)熱熔體；旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理；非枝晶組織；演變；穩(wěn)定性；熔體結(jié)構(gòu)

自1971年美國(guó)MIT的SPENCER等[1?2]開(kāi)始研究半固態(tài)組織以來(lái)，國(guó)內(nèi)外開(kāi)發(fā)了多種半固態(tài)材料制備技術(shù)[3?8]，至今方興未艾。其中，僅漿料制備方法就有十余種，如機(jī)械或電磁攪拌法、近液相線鑄造等，這些工藝方法各有優(yōu)缺點(diǎn)，目前這方面研究主要集中在工藝優(yōu)化、新工藝開(kāi)發(fā)及后續(xù)流變成形和凝固組織控制機(jī)制等方面。然而，隨著漿料制備基礎(chǔ)理論及短流程流變成形技術(shù)研究的不斷深入，制約其進(jìn)一步發(fā)展和應(yīng)用的瓶頸問(wèn)題仍然是半固態(tài)漿料存儲(chǔ)和轉(zhuǎn)移過(guò)程中組織的枝晶化，為此研究漿料的非枝晶組織形成與演變規(guī)律具有重要意義。

近液相線鑄造法(Near liquidus casting)由東北大學(xué)與墨爾本大學(xué)合作提出，是鑄態(tài)組織非枝晶化的有效方式之一，主要通過(guò)控制合金熔體的澆注溫度、保溫時(shí)間及凝固條件等因素獲得理想的非枝晶組織，具有適用合金范圍廣、生產(chǎn)效率高、投資少等優(yōu)點(diǎn)。2000年，F(xiàn)LEMINGS教授等將機(jī)械攪拌與近液相線鑄造相結(jié)合開(kāi)發(fā)了新MIT法[9]，半固態(tài)漿料制備開(kāi)始呈現(xiàn)出復(fù)合化發(fā)展趨勢(shì)[10]，即一種或幾種方法與近液相線鑄造相結(jié)合制備半固態(tài)漿料，如短時(shí)弱電磁攪拌與低過(guò)熱度澆注法[11?12]、近液相線鑄造與應(yīng)變誘導(dǎo)半固態(tài)等溫處理[13]、剪切低過(guò)熱度澆注[14]等，使半固態(tài)漿料的質(zhì)量更加優(yōu)異。因此，本文作者在研究 Al-Si合金近液相線保溫過(guò)程中枝晶組織演變[15]和近液相線鑄造漿料非枝晶組織形成基礎(chǔ)上，將液相線以上不高溫度區(qū)間熔體的旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理與近液相線鑄造相結(jié)合，通過(guò)對(duì)比實(shí)驗(yàn)法探討熔體旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理對(duì)近液相線鑄造漿料組織形成的影響，以期揭示出非枝晶組織近球形或球形長(zhǎng)大的依時(shí)行為及其穩(wěn)定性，并從熔體結(jié)構(gòu)角度進(jìn)一步討論近液相線鑄造非枝晶組織的形成機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)用鋁合金鑄錠的化學(xué)成分如表1所列，采用差熱分析方法測(cè)得該合金液相線溫度為616.9 ℃，共晶溫度為577.2 ℃。

表1 鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of aluminum alloy (mass fraction, %)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

合金在40 kg的石墨坩堝電阻爐中進(jìn)行熔煉，電阻爐功率為18 kW，熔煉溫度為720 ℃，精煉完畢后經(jīng)適當(dāng)保溫靜置，然后開(kāi)爐澆注，將熔體澆入預(yù)熱溫度為390~400 ℃的不銹鋼鑄型中(見(jiàn)圖1)，裝滿熔體的鑄型在390~400 ℃的熱環(huán)境中分別保溫0、1、2、3、6、10、15和20s后直接放入10%鹽浴中激冷。合金熔體澆注時(shí)的實(shí)測(cè)溫度為 618 ℃，采用鎳鉻?鎳硅熱電偶測(cè)溫。

圖1 激冷鑄型示意圖Fig.1 Schematic diagram of chilled cast (unit: mm)

熔體處理實(shí)驗(yàn)在自制的旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)產(chǎn)生裝置中進(jìn)行，該裝置主要由本體磁場(chǎng)發(fā)生器、水循環(huán)冷卻系統(tǒng)、攪拌器控制柜、熱交換器和攪拌坩堝等組成，如圖 2所示。開(kāi)啟控制柜后，本體攪拌器產(chǎn)生旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)，通過(guò)調(diào)節(jié)勵(lì)磁電流和頻率的大小來(lái)改變旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)強(qiáng)度，勵(lì)磁電流和頻率分別在0~100 A、5~50 Hz范圍內(nèi)無(wú)級(jí)可調(diào)。攪拌坩堝采用不銹鋼制成，尺寸為d 105 mm×100 mm。為防止坩堝內(nèi)的熔體氧化、卷氣或外溢，攪拌時(shí)加蓋密封。磁場(chǎng)作用于熔體的時(shí)間為50 s，獲取試樣的方式同上。

1.3 組織檢測(cè)

將水淬試樣沿軸線剖開(kāi)，取試樣上相同位置的區(qū)域進(jìn)行粗磨、精磨、拋光，然后用0.5%(體積分?jǐn)?shù))HF水溶液進(jìn)行化學(xué)腐蝕。用Neophot?32光學(xué)顯微鏡觀察試樣中初生α(Al)相形貌。對(duì)獲得的顯微組織在金相分析軟件系統(tǒng)中進(jìn)行定量分析，即分別測(cè)出每塊區(qū)域組織中初生α(Al)相晶粒的等積圓直徑和形狀系數(shù)，取平均值后得出該工藝條件下制得試樣的平均等積圓直徑(d)和平均形狀系數(shù)(μ)。其中，等積圓直徑通過(guò)測(cè)量穿過(guò)形心的兩條長(zhǎng)軸和兩條短軸獲得，初生α(Al)相的形狀系數(shù)由下面公式計(jì)算后取平均值得到。

圖2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備和本體磁場(chǎng)發(fā)生器示意圖Fig.2 Schematic diagram of experimental equipment and ontologies magnetic generator: 1—Aluminum alloy melt; 2—Temperature control system; 3—Stainless steel crucible; 4—Ontologies magnetic field generator; 5—Thermocouple; 6—Holding furnace; 7—Whole magnetic field generator; 8—Control cabinet of magnetic field generator

式中：S和P分別為α(Al)相晶粒的截面積和截面周長(zhǎng)；μc介于0~1之間，μc越趨近1，表明α(Al)相枝晶退化效果越顯著[16]。

金相分析過(guò)程的難點(diǎn)是二維顯微組織中非枝晶和樹(shù)枝晶的區(qū)分問(wèn)題。光學(xué)顯微鏡得到的是二維金相圖片，只能顯示出晶粒在所觀察截面內(nèi)的分布情況，組織中初生α(Al)相形狀復(fù)雜，金相顯示為獨(dú)立的晶粒在拋光截面下面很可能是和其他晶粒相連接的，即它們其實(shí)是同一個(gè)樹(shù)枝晶，只是被拋光截面切割成類似于幾個(gè)獨(dú)立的晶粒。為此，本研究在金相分析中采用多次拋光原位觀察的方法，可以獲得一定厚度范圍內(nèi)多個(gè)拋光截面中的晶粒尺寸和分布信息，進(jìn)而推出晶粒在拋光截面法向的形貌和分布，最終辨別出該厚度層內(nèi)的樹(shù)枝晶和非枝晶組織。圖3所示為采用多次拋光原位觀察法區(qū)別樹(shù)枝晶和非枝晶并對(duì)其尺寸進(jìn)行測(cè)量的示意圖。

圖3 多次拋光原位觀察法示意圖Fig.3 Schematic diagram of in-situ observation by repeated polishing

圖4 近液相線鑄造Al-Si合金漿料的組織形成Fig.4 Microstructure formation of Al-Si alloy slurry by near liquidus casting: (a) Pouring temperature of 611 ℃; (b)Pouring temperature of 618 ℃

2 結(jié)果與分析

2.1 非枝晶組織的形成

圖4(a)和(b)所示分別為合金熔體在液相線以下(611 ℃)澆注到 550~560 ℃預(yù)熱鑄型和液相線以上(618 ℃)澆注到390~400 ℃預(yù)熱鑄型的顯微組織。從圖4(a)中可以看出，所形成的初生α(Al)相非枝晶比較粗大、不圓整且分布不均勻，樹(shù)枝晶生長(zhǎng)在所形成非枝晶的外側(cè)。這說(shuō)明激冷過(guò)程中，坩堝中先期結(jié)晶核心在鑄型內(nèi)發(fā)生樹(shù)枝狀晶長(zhǎng)大，如圖4(a)中區(qū)域1所示；而熔體中剩余的其它液相中，一部分形成細(xì)小的非枝晶(區(qū)域 2)，另一部分形成細(xì)小的樹(shù)枝晶(區(qū)域 3)；從圖4(b)中可以看出，熔體中剩余液相同樣有一小部分形成細(xì)小的樹(shù)枝晶(區(qū)域4)，但大部分剩余液相在鑄型中形成薔薇狀或近球形非枝晶(區(qū)域5)。這說(shuō)明在液相線以下澆注制漿時(shí)，非枝晶組織的結(jié)晶核心大部分產(chǎn)生于坩堝壁或液面，由于激冷條件下，熱環(huán)境不均勻，剩余液相中大部分直接呈枝晶化生長(zhǎng)；當(dāng)液相線以上澆注制漿時(shí)，非枝晶組織的結(jié)晶核心形成于預(yù)熱鑄型，一般為內(nèi)生形核；當(dāng)鑄型預(yù)熱溫度較高時(shí)，漿料組織由于激冷作用會(huì)形成細(xì)小的樹(shù)枝晶，減少了非枝晶的比率，所以，從漿料非枝晶組織形成看，鑄型的預(yù)熱溫度為390~400 ℃比較合理。下面將在相同的鑄型預(yù)熱溫度條件下分析漿料非枝晶組織的演變及其穩(wěn)定性。

圖5 澆注溫度618 ℃下Al-Si合金漿料的非枝晶組織演變Fig.5 Non-dendritic microstructure evolutions of Al-Si alloy slurry at pouring temperature of 618 ℃: (a) Holding time of 0 s; (b)Holding time of 1 s; (c) Holding time of 2 s; (d) Holding time of 3 s; (e) Holding time of 6 s; (f) Holding time of 10 s; (g) Holding time of 15 s; (h) Holding time of 20 s

2.2 非枝晶組織的演變

圖5所示為預(yù)熱鑄型中漿料在不同保溫時(shí)間下的顯微組織(澆注溫度為618 ℃)。從圖5中可以看出，漿料不經(jīng)保溫處理而直接水淬得到的顯微組織會(huì)出現(xiàn)細(xì)小的樹(shù)枝晶，隨著鑄型中漿料保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，過(guò)冷熔體中剩余的液相不斷減少，且較為均勻地分布于初生α(Al)相周圍，當(dāng)快速冷卻時(shí)，所形成的共晶組織也相對(duì)比較均勻，保溫時(shí)間超過(guò)6 s后尤為明顯，此時(shí)漿料中的非枝晶組織顯著增大，當(dāng)保溫時(shí)間為20 s時(shí)，非枝晶組織中大部分呈薔薇狀，很多初生 α(Al)相已經(jīng)相互接觸，并開(kāi)始呈枝晶化趨勢(shì)生長(zhǎng)。

圖6所示為澆注溫度618 ℃下Al-Si合金漿料組織中初生相平均尺寸d與保溫時(shí)間t之間的關(guān)系曲線。從圖6中可以看出，漿料在鑄型中保溫10 s范圍內(nèi)，初生α(Al)相的平均尺寸與保溫時(shí)間基本呈線性關(guān)系；當(dāng)保溫時(shí)間在10~15 s時(shí)，初生α(Al)相的長(zhǎng)大速度開(kāi)始變得比較平緩；超過(guò)15 s時(shí)，又開(kāi)始快速長(zhǎng)大；當(dāng)保溫時(shí)間約18 s時(shí)，初生α(Al)相的平均尺寸與保溫時(shí)間不再呈線性關(guān)系；隨著保溫時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，非枝晶組織將進(jìn)一步粗化和枝晶化，此時(shí)大部分初生α(Al)相的球形長(zhǎng)大已經(jīng)發(fā)生失穩(wěn)。所以，從初生α(Al)相平均尺寸指標(biāo)看，漿料非枝晶組織在390~400 ℃的熱環(huán)境中可以近球形或球形長(zhǎng)大18 s，這也是在該熱環(huán)境下漿料轉(zhuǎn)移和流變成形所持續(xù)的時(shí)間。隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，漿料組織中的初生α(Al)相將會(huì)相互接觸，非枝晶組織不斷惡化。

圖6 鑄型中漿料保溫時(shí)間對(duì)初生α(Al)相平均尺寸的影響Fig.6 Effect of holding time of slurry in mold on average size of primary α(Al) phase

圖7 所示為漿料組織中平均形狀系數(shù)(μ)分別大于0.35和 0.5的初生 α(Al)相數(shù)密度 n(單位面積內(nèi)初生α(Al)相非枝晶的數(shù)量)與保溫時(shí)間t之間的關(guān)系曲線。從圖7中可以看出，鑄型中漿料保溫大約3 s時(shí)，存在一個(gè)形成非枝晶的高峰；當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)3 s時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，初生 α(Al)相的數(shù)密度逐漸減??；當(dāng)保溫18 s時(shí)，μ大于0.35和0.50的初生α(Al)相的數(shù)量分別減少到125和65個(gè)；當(dāng)保溫時(shí)間在3 s以下時(shí)，由于鑄型中剩余熔體比較多，如前非枝晶形成，此時(shí)組織中更多的是樹(shù)枝晶或柱狀非枝晶，從而使平均形狀系數(shù) 0.35~0.5范圍內(nèi)初生 α(Al)相的數(shù)密度大大減小。

圖7 鑄型中漿料的保溫時(shí)間對(duì)不同圓整度初生 α(Al)相數(shù)密度的影響Fig.7 Effect of holding time of slurry in mold on number density of primary α(Al) phase with different roundness

綜合初生α(Al)相平均尺寸和形狀系數(shù)兩指標(biāo)，合金漿料在390~400 ℃預(yù)熱鑄型中保溫3~15 s時(shí)，初生α(Al)相呈近球形或球形長(zhǎng)大，并能夠相對(duì)穩(wěn)定地存在，即在這樣的熱環(huán)境下為半固態(tài)漿料的轉(zhuǎn)移和流變成形提供大約15 s的時(shí)間。

2.3 熔體旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理的影響

圖8所示為液相線不高溫度區(qū)間內(nèi)對(duì)Al-Si合金熔體進(jìn)行旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理后近液相線鑄造得到的顯微組織，工藝參數(shù)及顯微組織定量描述如表2所列。從圖8和表2中可以看出，與常規(guī)近液相線鑄造相比，經(jīng)磁場(chǎng)處理后的漿料組織中初生 α(Al)相更加細(xì)小、圓整，且分布均勻；預(yù)熱鑄型中漿料保溫3 s時(shí)，漿料組織中近球形或球形初生α(Al)相的數(shù)密度同樣很大，凝固過(guò)程中有更多的初生 α(Al)相保持近球形或球形長(zhǎng)大，當(dāng)保溫18 s時(shí)，非枝晶組織的尺寸明顯增大，部分區(qū)域開(kāi)始出現(xiàn)薔薇狀非枝晶，初生α(Al)相的球形長(zhǎng)大尚未發(fā)生強(qiáng)烈失穩(wěn)，此時(shí)漿料組織仍能很好地滿足半固態(tài)加工成形要求，這說(shuō)明熔體的磁場(chǎng)處理作用一直影響到合金的凝固過(guò)程，與未經(jīng)磁場(chǎng)處理相比，不僅改善了近液相線鑄造的形核過(guò)程，增加了結(jié)晶核心數(shù)量，還提高了非枝晶近球形或球形長(zhǎng)大的穩(wěn)定性，最終使半固態(tài)漿料轉(zhuǎn)移和流變成形時(shí)間延長(zhǎng)；在處理時(shí)間相同的條件下，磁場(chǎng)處理溫度區(qū)間越低，平均形狀系數(shù)大于0.5的非枝晶數(shù)量越多，即初生α(Al)相球化程度越高。由于磁場(chǎng)處理完全是在液相線以上不高溫度區(qū)間進(jìn)行的，所以可以推斷旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理對(duì)合金熔體的結(jié)構(gòu)與狀態(tài)產(chǎn)生了作用。

圖8 熔體磁場(chǎng)處理后近液相線鑄造Al-Si合金漿料的顯微組織Fig.8 Microstructures of Al-Si alloy slurry by near liquidus casting after magnetic field treatment: (a) Holding time of 3 s; (b)Holding time of 18 s; (c) Holding time of 3 s; (d) Holding time of 18 s

表2 不同旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)工藝參數(shù)下近液相線鑄造Al-Si合金漿料的顯微組織參數(shù)Table 2 Microstructure parameters of Al-Si alloy slurry by near liquidus casting under different processing parameters of rotation magnetic field

3 討 論

根據(jù)金屬熔化機(jī)制及X射線衍射試驗(yàn)數(shù)據(jù)可知，金屬熔體微觀結(jié)構(gòu)的不均勻性存在于液相線以上一定溫區(qū)，原子集團(tuán)是產(chǎn)生這些微觀結(jié)構(gòu)不均勻性的主要方面[17?18]。熔化后的金屬熔體由帶低能量粒子的類晶體原子集團(tuán)和含高能量激活原子的無(wú)序區(qū)域組成，其中原子集團(tuán)的平均尺寸為 2~5 nm，存在的時(shí)間為10?7~10?8s，這兩個(gè)區(qū)域的相互作用處于動(dòng)力學(xué)平衡中，且經(jīng)常交換原子[19]。由于每一種合金都存在一個(gè)或多個(gè)原子集團(tuán)失穩(wěn)的溫度 Ti(液態(tài)金屬的物性發(fā)生異常變化或滯后現(xiàn)象)[20?22]，即熔體在向氣態(tài)轉(zhuǎn)變過(guò)程中將發(fā)生一次或多次結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，如在升溫過(guò)程中，Al熔體粘度曲線在800 ℃左右發(fā)生異常變化，因此，結(jié)合工程上的實(shí)際熔煉條件，熔體處理一般在原子集團(tuán)第一次發(fā)生失穩(wěn)的溫度以下進(jìn)行。在該溫度區(qū)間內(nèi)，原子集團(tuán)的平均尺寸是溫度的連續(xù)函數(shù)，即原子集團(tuán)尺寸與溫度之間存在一一對(duì)應(yīng)關(guān)系[23]。POUND等[24]對(duì)在該溫度區(qū)間內(nèi)原子集團(tuán)如何演變以及對(duì)凝固過(guò)程有何影響進(jìn)行了研究。

Pound等[24]認(rèn)為，給定液相中原子集團(tuán)的大小、數(shù)量及分布是過(guò)冷度的函數(shù)，也就是說(shuō)原子集團(tuán)的性質(zhì)和狀態(tài)對(duì)熔體的凝固行為有重要影響。因此，基于金屬熔體結(jié)構(gòu)的微觀不均勻性理論[17?18]，可以給出液相線以上不高溫度區(qū)間原子集團(tuán)的演變規(guī)律[23]：

式中：R(T )為T(mén)溫度下原子集團(tuán)的平均半徑；α為幾何形狀因子，0＜α≤1；Z1為金屬熔化前的配位數(shù)；r為原子集團(tuán)中原子之間的距離；Q為激活能；k為玻爾茲曼常數(shù)；C0為熔點(diǎn)處被激活原子的相對(duì)濃度；Tm為熔點(diǎn)；T0為過(guò)冷熔體中臨界形核溫度；TC為熔體從液態(tài)到氣態(tài)轉(zhuǎn)變過(guò)程中發(fā)生第一次結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變(原子集團(tuán)失穩(wěn))的溫度。

從式(2)中可知，隨著溫度的升高，原子集團(tuán)的尺寸逐漸減小，當(dāng)在較高溫度進(jìn)行鑄造時(shí)，原子集團(tuán)隨著溫度的快速降低而迅速長(zhǎng)大至臨界形核尺寸，熔體在不均勻的相起伏中形成晶胚，在這個(gè)過(guò)程中，原子集團(tuán)在不均勻的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)中長(zhǎng)大，其長(zhǎng)大行為具有明顯的方向性(溫度場(chǎng)不均勻程度比較大)，故原子集團(tuán)尺寸和分布不均勻、形狀不規(guī)則，這種條件下為凝固提供的有效結(jié)晶核心數(shù)量少，導(dǎo)致大部分初生相沿著不均勻的熱流方向呈樹(shù)枝狀晶生長(zhǎng)；而在液相線附近，原子集團(tuán)的尺寸相對(duì)較大，原子集團(tuán)的大小、數(shù)量與分布都較為均勻和穩(wěn)定，宏觀上表現(xiàn)為熔體中溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)都比較均勻，在一定過(guò)冷度下，熔體的相起伏狀態(tài)相對(duì)穩(wěn)定，當(dāng)原子集團(tuán)的尺寸達(dá)到臨界形核尺寸時(shí)，大量均勻分布、形狀規(guī)則的原子集團(tuán)就會(huì)部分瞬時(shí)長(zhǎng)大為穩(wěn)定的結(jié)晶核心，此時(shí)熔體中的熱環(huán)境相對(duì)比較均勻，晶胚周圍的擴(kuò)散邊界層厚度差別不大，從而促進(jìn)初生相呈近球形或球形長(zhǎng)大，這與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相一致，如圖6和7所示，鑄型中初生α(Al)相近球形或球形長(zhǎng)大時(shí)間為3～15 s。

近液相線鑄造前對(duì)熔體進(jìn)行旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理，一方面改善了熔體中原子集團(tuán)的大小、形狀和分布，為先期形核率的提高創(chuàng)造有利條件，另一方面使晶胚穩(wěn)態(tài)近球形或球形長(zhǎng)大的概率大大提高。

隨著熔體溫度的降低，原子集團(tuán)的尺寸不斷增大，當(dāng)旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)作用于熔體時(shí)，加快了原子集團(tuán)的游動(dòng)速率(擴(kuò)散速率增大)，增加相互碰撞與結(jié)合次數(shù)，使原子集團(tuán)形狀和分布更加均勻，宏觀上使熔體溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)更加均勻，且隨著溫度的進(jìn)一步降低，這些原子集團(tuán)在相起伏下很容易達(dá)到臨界形核半徑，形成穩(wěn)定存在的晶胚。在這個(gè)過(guò)程中，旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)使熔體產(chǎn)生定向運(yùn)動(dòng)，同時(shí)，熔體中伴隨著原子集團(tuán)之間的原子交換而發(fā)生能量交換。由式(2)可知，激活能的變化使得原子集團(tuán)的尺寸減小，于是提高了形核前和形核初期熔體中原子集團(tuán)的數(shù)量，相起伏將使原子集團(tuán)在更低的溫度下達(dá)到臨界形核半徑，即在較大的過(guò)冷度下開(kāi)始結(jié)晶，這是結(jié)晶核心數(shù)量增加、形核率提高的重要原因?？梢?jiàn)，磁場(chǎng)作用增大了形核初期熔體中有效結(jié)晶核心的數(shù)量，為形核率的提高創(chuàng)造了條件。

在近液相線鑄造之前，熔體已經(jīng)從旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)中移出，磁場(chǎng)并沒(méi)有直接作用于晶核的長(zhǎng)大過(guò)程，而由前述實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，熔體處理后初生α(Al)相近球形或球形長(zhǎng)大的時(shí)間延長(zhǎng)了。那么液相線以上的磁場(chǎng)是如何影響晶核長(zhǎng)大過(guò)程的？下面將對(duì)這個(gè)問(wèn)題給出解釋。晶核球形穩(wěn)態(tài)生長(zhǎng)的動(dòng)力學(xué)判據(jù)[25]：

式中：G為固?液前沿溫度梯度；R為固?液界面生長(zhǎng)速度；D為液相擴(kuò)散系數(shù)；K為溶質(zhì)平衡分配系數(shù)；ΔT0為成分為 C0的合金固?液相線溫度差；Γ為Gibbs-Thomson系數(shù)(Γ=σ/ΔSf)，ΔSf為單位體積熔化熵，σ為固?液界面能。

式(3)中，右側(cè)第一項(xiàng)為成分過(guò)冷影響項(xiàng)，第二項(xiàng)為曲率影響項(xiàng)，第一項(xiàng)增大不利于滿足不等關(guān)系，易使界面生長(zhǎng)失去穩(wěn)定性；第二項(xiàng)增大有利于滿足不等關(guān)系，易使界面生長(zhǎng)保持穩(wěn)定。由此可見(jiàn)，近球形或球形長(zhǎng)大存在一個(gè)穩(wěn)定長(zhǎng)大的臨界半徑 RΓ，HUANG和 GHCKSMANN[26]經(jīng)過(guò)研究后認(rèn)為，晶粒保持球形長(zhǎng)大的臨界半徑RΓ為

式中：R*為臨界形核半徑；λS為固相熱導(dǎo)率；λL為液相熱導(dǎo)率。

從式(4)中可看出，當(dāng)球形生長(zhǎng)半徑達(dá)到 RΓ時(shí)，生長(zhǎng)即會(huì)失穩(wěn)，當(dāng)球形生長(zhǎng)半徑小于RΓ時(shí)，仍呈球形長(zhǎng)大。因此，欲獲得理想非枝晶組織，可通過(guò)條件改變達(dá)到以下兩種情況：一是晶粒長(zhǎng)大相互抵觸時(shí)，其半徑仍然未達(dá)到RΓ；二是晶粒生長(zhǎng)至相互未抵觸時(shí)，半徑已達(dá)到RΓ，球形生長(zhǎng)發(fā)生失穩(wěn)，呈枝晶長(zhǎng)大，需要使其轉(zhuǎn)變?yōu)榻蚓Щ虻容S非枝晶。

由于實(shí)際中近液相線鑄造過(guò)程是在磁場(chǎng)停止作用后立即進(jìn)行的，根據(jù)液固態(tài)結(jié)構(gòu)相關(guān)性研究[27?28]，熔體中原子集團(tuán)的性質(zhì)和狀態(tài)仍然會(huì)繼續(xù)保持著磁場(chǎng)作用的效果，如原子集團(tuán)的形狀、尺寸及分布等近似不變，所以凝固過(guò)程中磁場(chǎng)作用是以間接擾動(dòng)(磁場(chǎng)擾動(dòng))方式存在的。當(dāng)磁場(chǎng)擾動(dòng)作用存在時(shí)，凝固界面前沿溫度梯度和濃度梯度均有所減小，界面前沿的擴(kuò)散得到增強(qiáng)，即擴(kuò)散系數(shù)變大，由成分過(guò)冷判據(jù)[29]很難判斷磁場(chǎng)對(duì)成分過(guò)冷的影響是增強(qiáng)還是減弱，然而，實(shí)際熔體中界面前沿溫度邊界層的厚度遠(yuǎn)大于濃度邊界層(擴(kuò)散邊界層)的厚度[30]，且磁場(chǎng)擾動(dòng)的存在使溫度和濃度邊界層的厚度進(jìn)一步減小，所以，成分過(guò)冷的影響大大減小，從式(3)界面穩(wěn)定性的動(dòng)力學(xué)條件看，液相線以上磁場(chǎng)擾動(dòng)可有效抑制成分過(guò)冷，使界面張力在晶核長(zhǎng)大過(guò)程中起主導(dǎo)作用，因而球形長(zhǎng)大趨于穩(wěn)定。此外，近液相線鑄造時(shí)，熔體中液相與固相的溫度相接近(熔體中固相溫度略低于液相溫度[31])，故固相熱導(dǎo)率略大于液相熱導(dǎo)率，將經(jīng)典臨界形核半徑公式代入式(4)有

式中：ΔT為過(guò)冷度。

根據(jù)式(5)，晶粒保持球形長(zhǎng)大的臨界半徑 RΓ與過(guò)冷度ΔT成反比，即ΔT減小，保持球形長(zhǎng)大的臨界半徑增大。這并不與前述形核初期 ΔT增大矛盾。磁場(chǎng)擾動(dòng)的存在，減小了原子集團(tuán)的尺寸，使形核初期的過(guò)冷度增大，大大提高了有效結(jié)晶核心的數(shù)量；而在形核過(guò)程中和形核后期，磁場(chǎng)擾動(dòng)作用同樣使凝固過(guò)程的溫度場(chǎng)比較均勻，尤其在開(kāi)始產(chǎn)生晶胚時(shí)，由于潛熱的存在，剩余熔體形核的ΔT快速減小，使RΓ迅速增大，即增大了晶核穩(wěn)態(tài)球形長(zhǎng)大的概率。但是，這種情況下并沒(méi)有影響實(shí)際形核的難度，一方面近液相線鑄造形核的主要方式是內(nèi)生異質(zhì)形核[32]，另一方面磁場(chǎng)擾動(dòng)作用使原子集團(tuán)的尺寸減小，數(shù)量增大，當(dāng)熔體溫度進(jìn)一步降低時(shí)，原子集團(tuán)很容易產(chǎn)生合并長(zhǎng)大或相互堆積，即熔體中除單個(gè)原子占據(jù)晶格點(diǎn)陣空位生長(zhǎng)外，還會(huì)有取向一致的原子集團(tuán)進(jìn)入空位與生長(zhǎng)的晶體相連接，如圖9所示[33]。

綜合上述兩個(gè)方面，在磁場(chǎng)擾動(dòng)作用下，晶核球形穩(wěn)定生長(zhǎng)的臨界半徑RΓ變大了，使一部分球晶在長(zhǎng)大抵觸之前仍未達(dá)到其球形穩(wěn)態(tài)生長(zhǎng)的臨界半徑，生長(zhǎng)未發(fā)生失穩(wěn)而將球形長(zhǎng)大的晶粒形態(tài)保留下來(lái)。當(dāng)然，在實(shí)際熔體中，一部分晶核球形長(zhǎng)大過(guò)程中很有可能發(fā)生失穩(wěn)而長(zhǎng)成枝晶，磁場(chǎng)擾動(dòng)作用是否對(duì)已達(dá)到RΓ的失穩(wěn)晶核產(chǎn)生作用，尚有待于討論。

總之，熔體中的原子集團(tuán)是近液相線鑄造非枝晶組織的主要結(jié)晶核心來(lái)源，原子集團(tuán)的大小、形狀及分布等是影響理想非枝晶組織形成的微觀本質(zhì)因素；旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)產(chǎn)生的擾動(dòng)作用貫穿于近液相線鑄造的形核和長(zhǎng)大過(guò)程，并最終減弱趨于消失，改善了晶粒球形長(zhǎng)大的穩(wěn)定性，有效地促進(jìn)了理想非枝晶組織的形成。

圖9 原子集團(tuán)附著到類固相原子集團(tuán)粗糙表面示意圖[33]Fig.9 Schematic diagram of atomic groups attached to rough surface of solid-like atomic groups[33]

4 結(jié)論

1) 在均勻的熱環(huán)境中，近液相線鑄造Al-Si合金漿料的非枝晶球形長(zhǎng)大對(duì)時(shí)間比較敏感，隨著漿料保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，非枝晶的球形長(zhǎng)大開(kāi)始失穩(wěn)，當(dāng)超過(guò)15 s時(shí)，非枝晶長(zhǎng)大方式開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)橹чL(zhǎng)大；而澆注后立即激冷，熔體中剩余液相容易呈枝晶方式長(zhǎng)大。

2) 對(duì)于Al-7.97Si工業(yè)用鋁合金，在390~400 ℃的熱環(huán)境中，常規(guī)近液相線鑄造半固態(tài)漿料的轉(zhuǎn)移和流變成形時(shí)間約為15 s；而在液相線以上的不高溫度區(qū)間，對(duì)合金熔體施加旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)處理延長(zhǎng)了漿料的轉(zhuǎn)移和流變成形時(shí)間，這將為半固態(tài)流變成形技術(shù)開(kāi)發(fā)提供參考。

3) 液相線以上不高溫度區(qū)間的磁場(chǎng)擾動(dòng)作用一直影響到凝固過(guò)程的形核與長(zhǎng)大，一方面使熔體形核之前和形核初期的原子集團(tuán)尺寸、形狀及分布發(fā)生改變，有效增加了結(jié)晶核心的數(shù)量，另一方面使固?液界面的溶質(zhì)濃度梯度減小，抑制了成分過(guò)冷，同時(shí)增大了晶核穩(wěn)態(tài)球形長(zhǎng)大的臨界半徑。

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Formation and evolution of non-dendrite microstructure of Al-Si alloy slurry fabricated by near liquidus casting

MI Guang-bao1,2, LI Pei-jie1,2, WANG Jing1,2, HE Liang-ju1
(1. National Center of Novel Materials for International Research, Tsinghua University, Beijing 100084,China;2. Key Laboratory for Advanced Materials Processing Technology, Ministry of Education,Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084,China)

By comparing different experimental schemes and using multiple polishing in situ observation and metallographic analysis, the evolution law of non-dendrite microstructure of Al-Si alloy slurry fabricated by near liquidus casting was researched. Further, from the perspective of melt structure, the formation mechanism and stable existence of non-dendrite microstructure was discussed. The results show that, for Al-7.97Si, at 390?400 ℃, the process of transfer and rheoforming of semi-solid slurry will cost 15s by conventional near liquidus casting. However, in the temperature range not high above liquidus, because of the effect of applied rotating magnetic filed, the time of transfer and slurry rheoforming is elongated. The main reason is that the disturbance caused by rotating magnetic filed for overheating melt always influences the nucleation and growth during solidification. On one hand, the disturbance changes the sizes, shapes and distribution of atomic clusters, which provides the conditions for increasing nucleation rate; on the other hand, it also decreases the solute concentration gradients of solid-liquid interface, which restrains composition overcooling and increases the critical radius of globular growth for crystal nucleus in stable state.

Al-Si alloy; superheat melt; rotating magnetic filed treatment; non-dendrite microstructure; evolution;stability; melt structure

TG146.2＋1；TG111.4

A

1004-0609(2011)03-0560-10

清華?力勁壓鑄高新技術(shù)研究中心資助課題

2010-02-05；

2010-05-11

弭光寶，博士研究生；電話：010-62773639；E-mail: mgb07@mails.tsinghua.edu.cn

(編輯 何學(xué)鋒)