二次加熱過程中半固態(tài)AZ31鎂合金的顯微組織演變

曹富榮，管仁國，陳禮清，趙占勇，任 勇

(1. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110004；

2. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110004)

二次加熱過程中半固態(tài)AZ31鎂合金的顯微組織演變

曹富榮1，管仁國1，陳禮清2，趙占勇1，任 勇2

(1. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110004；

2. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽110004)

利用波浪形傾斜板振動技術(shù)制備AZ31鎂合金半固態(tài)坯料，獲得較為理想的球形或近球形晶粒組織。結(jié)果表明：隨二次加熱溫度的升高和保溫時間的延長，半固態(tài)組織中的液相體積分?jǐn)?shù)增大, 固相逐漸長大并球化；AZ31鎂合金580 ℃和610 ℃時二次加熱組織均不適合半固態(tài)觸變成形；適合觸變成形的二次加熱最優(yōu)工藝為590℃保溫40～60 min、或者600 ℃保溫30 min；此條件下獲得的平均晶粒直徑為58～61 μm，固相率為87%(體積分?jǐn)?shù))左右。晶格擴散機制對二次加熱原子擴散起主導(dǎo)作用，是造成合金固相顆粒尺寸變化的根本原因；固液界面張力是造成顆粒形狀球形或近球形變化的重要原因。

AZ31鎂合金；半固態(tài)；傾斜板；二次加熱；顯微組織

半固態(tài)加工具有較低的加工溫度、充模平穩(wěn)不滯留空氣、低收縮率、組織細(xì)小均勻和性能優(yōu)良等特點，在航空、3C電子產(chǎn)品和汽車領(lǐng)域獲得了廣泛的應(yīng)用，是21世紀(jì)具有應(yīng)用前景的綠色加工技術(shù)之一[1]。半固態(tài)成形分流變成形和觸變成形兩類。觸變成形的3個重要環(huán)節(jié)是半固態(tài)漿料的制備、二次加熱和充模成形[2]。二次加熱是觸變成形的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，是將坯料加熱到半固態(tài)溫度以獲得均勻的固體球形晶粒周圍環(huán)繞著液體的液固相共存的過程[3]。

半固態(tài)漿料的制備方法有機械攪拌法、電磁攪拌法、噴射沉積法和應(yīng)變誘導(dǎo)熔體活化法等[4]，這些方法的共同之處是獲得球形和近球形的晶粒，以便進行后續(xù)的流變成形或觸變成形。GUAN等[5]提出了采用波浪形傾斜板振動冷卻剪切技術(shù)制備半固態(tài)漿料的一種新方法，采用該技術(shù)可以獲得細(xì)小均勻的球形晶或近球形晶的半固態(tài)漿料。

二次加熱過程研究大多針對鋁合金進行，對鎂合金的二次加熱研究報道較少。MORADI等[6]研究了ECAP后的 A356鋁合金在半固態(tài)二次加熱溫度下的再結(jié)晶行為，研究發(fā)現(xiàn)ECAP后二次加熱獲得球形晶粒組織，該方法指出了制備理想半固態(tài)觸變成形坯料的一個新途徑。SEO和KANG[7]研究了電磁攪拌與擠壓方法制備的 A356鋁合金坯料二次加熱過程的組織演變，研究發(fā)現(xiàn)電磁攪拌可以得到球化組織，擠壓得到細(xì)小的含枝晶的組織，經(jīng)過二次加熱得到理想的球形晶組織。WANG等[8]采用二步加熱方法研究了2024鋁合金的組織演變，該方法把半固態(tài)坯料首先在液相線以上溫度加熱，然后在固液相區(qū)等溫保溫，發(fā)現(xiàn)二步加熱的半固態(tài)坯料的重熔速度比等溫加熱的要快，晶粒更細(xì)小、更圓整。 DONG等[9]研究了液相線鑄造的7075鋁合金的二次加熱和觸變成形，熔體在638 ℃近液相線溫度保溫30 min，然后半連續(xù)鑄造，可以得到細(xì)小、均勻的近球形晶粒。該組織在二次加熱過程中發(fā)生球化，在600 ℃保溫時間5～15 min后二次加熱獲得最佳組織，鑄錠在此制度下很容易觸變成形。ZHAO 等[10]研究了ECAE變形的ZK60+RE合金的二次加熱和觸變鍛造，研究發(fā)現(xiàn)應(yīng)變誘發(fā)熔體激活過程可以獲得少量液相的球形固體顆粒組織，隨著保溫時間的延長，固體顆粒尺寸增加了，球化程度也隨之改善。

楊紅亮等[11]通過將半固態(tài)坯料二次加熱過程分成多步加熱，可以控制某些重要溫度點附近的加熱速率，從而控制二次加熱過程中半固態(tài)組織的演變過程。在 ZL101 半固態(tài)合金二次加熱過程中，三元Al2Si2Mg 合金的熔化條件、初始合金組織的形貌和晶粒度的大小共同決定了最終形成半固態(tài)固相顆粒的尺寸。馬春梅等[12]研究AZ91和A356雙層金屬管的二次加熱工藝，雙層金屬管用AZ91 鎂合金坯料的最佳尺寸為小于24 mm，二次加熱溫度為560 ℃，保溫時間為21 min；A356 鋁合金環(huán)狀坯料最佳尺寸為壁厚8 mm，二次加熱溫度為600 ℃、保溫時間為20 min時，能得到適合于進行半固態(tài)觸變成形的球化組織。張奎等[13]研究 AlSi7Mg合金二次加熱與組織轉(zhuǎn)變機制，實驗發(fā)現(xiàn)，共晶相中的Si 相通過向α相中擴散溶解，其形狀從片層狀斷裂成點鏈狀顆粒，并隨著溫度升高顆粒細(xì)化、球化。片層越薄，這一過程發(fā)生的溫度越低，速度越快。

本文作者采用波浪形傾斜板振動冷卻剪切技術(shù)制備了AZ31鎂合金半固態(tài)漿料。重點研究了二次加熱溫度和保溫時間對顯微組織的影響，獲得了最佳二次加熱工藝，討論了二次加熱組織演變的微觀控制機制。

1 實驗

實驗材料為AZ31鎂合金。AZ31鎂合金的液相線溫度為632 ℃，固相線溫度為566 ℃，半固態(tài)溫度區(qū)間為66 ℃，因此，該合金適合半固態(tài)加工。將不銹鋼坩堝預(yù)熱到500~530 ℃，升溫速度為10 ℃/min。坩堝預(yù)熱至暗紅色，在預(yù)熱后的不銹鋼坩堝內(nèi)充滿氬氣；然后，將純度為99.9%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的工業(yè)純鎂加入到不銹鋼坩堝內(nèi)，并在流量為5 L/min、壓力為14 MPa的氬氣保護下加熱到700~720 ℃左右，鎂完全熔化。將預(yù)熱干燥后的純度為 99.9%的工業(yè)純鋁、鋅塊和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為80%的錳劑等合金元素加入其中，熔化后攪拌使其混合均勻。加料時盡量減少空氣卷入熔體和液面攪動，嚴(yán)格防止鎂液飛濺。合金液繼續(xù)升溫至720~740℃，靜置10 min后除渣使金屬液與已吸附溶劑的雜質(zhì)分離。用鈦合金鐘罩將 1%的阻燃金屬鈣加入其中，靜置10 min后用六氯乙烷除氣精煉；精煉后扒渣；最后，靜置10 min，調(diào)整到預(yù)定溫度后進行澆注。

圖1 波浪形傾斜板振動半固態(tài)成形實驗裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of vibrating wavelike sloping plate process for semisolid forming: 1—Thermal couple; 2—Temperature control cabinet; 3—Sealed copper pipe with wavelike surface; 4—Vibration cam connected to loop; 5—Spring; 6—Casting mould or crystallizer; 7—Cooling cavity;8—Heating unit; 9—Pouring basket; 10—Pouring valve

實驗采用自行設(shè)計的波浪形傾斜板振動半固態(tài)成形實驗裝置，其示意圖如圖1所示。該裝置主要由溫度控制系統(tǒng)、澆注系統(tǒng)、斜板振動系統(tǒng)、冷卻系統(tǒng)和收料系統(tǒng)等組成。將合金溶液轉(zhuǎn)移到中間包9中進行凈化和除渣，通過熱電偶1和控溫柜2檢測熔體溫度，在預(yù)定溫度保溫后，在氬氣保護下，提升澆注閥 10進行澆注，合金熔液會沿著具有 45°傾角的波浪形表面的密封傾斜銅管3流動。同時，通過活套連接凸輪振動機構(gòu)4施加機械振動，振動頻率通過改變電機轉(zhuǎn)速調(diào)節(jié)，振幅通過改變彈簧5的強度調(diào)節(jié)。在流動與振動的復(fù)合作用下，熔融合金在傾斜板表面逐漸演化為細(xì)小的球形晶和殘余液相組成的組織優(yōu)良的半固態(tài)金屬漿料，流出傾斜板的漿料通過水冷銅模6收集后鑄成錠坯供觸變成形之用。

二次加熱采用JH-36A型井式旋風(fēng)電阻爐。二次加熱設(shè)備主要由加熱爐和控溫柜(控溫精度為±1 ℃)組成，爐膛尺寸d 250 mm×300 mm；加熱棒兩排共8根，額定功率7.5 kW，額定電壓220 V，最高加熱溫度950 ℃。二次加熱制度如下：加熱溫度分別取為580、590、600和610 ℃，每個溫度分別保溫5、10、15、20、25、30、40、60和90 min。試樣達到預(yù)定加熱溫度和保溫時間后，立即取出進行水淬，然后將試樣拋光腐蝕后用數(shù)碼金相顯微鏡觀察其二次加熱組織，分析AZ31半固態(tài)合金的組織特征。對AZ31鎂合金半固態(tài)重熔組織，參照GB/T4296—2004標(biāo)準(zhǔn)，采用線截距法測量平均晶粒直徑：

式中：d為平均晶粒直徑，Lt為測量線總長度，N為測量線穿過的晶粒個數(shù)，n為放大倍數(shù)。

平均晶粒圓度的表達式為

式中：SF為平均晶粒圓度，Lp為晶粒截面周長，A為晶粒截面積。本實驗平均晶粒圓度及固相分?jǐn)?shù)由OLYCIA m3金相分析軟件得到。

光學(xué)顯微實驗試樣依次在800～3 000號水磨砂紙上粗磨和細(xì)磨后，獲得表面平整的試樣，然后采用多次過濾沉淀的氧化鎂懸浮乳液進行機械拋光。拋光后，再將試樣在氧化鎂懸浮液潤濕的鹿皮上精拋，直至試樣表面光亮，在顯微鏡下看不到拋光痕為止。將精拋合格的試樣用酒精擦洗，然后將制備的AZ31合金試樣進行腐蝕。腐蝕劑的配方如下：100 mL蒸餾水中加入2 g草酸以及100 mL乙醇中加入5 g苦味酸、5 mL冰醋酸和10 mL蒸餾水。采用OLYMPUS PMG 51數(shù)碼金相顯微鏡觀察金相組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 波浪形傾斜板裝置制備的半固態(tài)AZ31鎂合金的組織

圖2所示為680 ℃、傾斜板長度400 mm、板傾角45 ℃、振動頻率47 Hz條件下采用波浪形振動傾斜板裝置制備的半固態(tài)AZ31鎂合金的顯微組織。由圖2可見，由于振動和剪切共同作用，使產(chǎn)生的固相顆粒破碎細(xì)化，得到了比較均勻的近球形和球形晶粒的組織。

圖2 波浪型振動傾斜板裝置制備的半固態(tài)AZ31鎂合金的顯微組織Fig.2 Optical microstructure of semisolid AZ31 alloy billet prepared by wavelike vibration sloping plate device at 680 ℃with sloping plate length of 400 mm, tilt angle of 45 ℃ and vibration frequency of 47 Hz

2.2 AZ31半固態(tài)合金二次加熱組織演化

2.2.1 二次加熱溫度對半固態(tài)組織的影響

當(dāng)二次加熱溫度為580 ℃時，在二次加熱不同保溫時間下的試樣水淬組織演變規(guī)律如圖3所示。當(dāng)保溫時間為10 min(見圖3(a))時，個別晶界上的共晶組織已發(fā)生熔化，少量液相在晶界處析出，由于熔化的共晶組織與局部熔化的基體發(fā)生熔化和溶質(zhì)擴散，晶粒之間發(fā)生熔合合并與粘連。當(dāng)保溫時間為30 min(見圖3(b))時，晶界處有較多液相析出，固相邊界開始被液相所包圍，晶粒棱角處由于曲率大，熔化速率快，被熔解消失，晶粒形狀也逐漸向球狀轉(zhuǎn)化，晶粒合并的現(xiàn)象逐漸減少，此時固相顆粒尺寸不均勻。在此溫度下進行保溫，難以適應(yīng)觸變成形對液相率(體積分?jǐn)?shù))和固相晶粒尺寸均勻性的要求。

圖3 AZ31合金坯料在 580 ℃下不同保溫時間時的金相組織Fig.3 Optical microstructures of AZ31 alloy billets held at 580 ℃ for different times: (a) 10 min; (b) 30 min

當(dāng)二次加熱溫度為590 ℃時，在二次加熱不同保溫時間下的試樣水淬組織演變規(guī)律如圖4所示(圖4中的黑點為低熔點共晶)。當(dāng)保溫時間為 10 min(見圖4(a))時，晶粒之間發(fā)生熔合合并、粘連很明顯，液相在晶粒的晶界之間析出。當(dāng)保溫時間為 30 min(見圖4(b))時，晶界處熔化的低熔點物質(zhì)慢慢從固相顆粒的邊界滲出，由于原子擴散作用，個別液相移動到晶粒內(nèi)部。隨著共晶組織熔化量的增多，部分晶粒發(fā)生長大且變得比較圓整，固相顆粒分布比較均勻。

圖4 在 590 ℃下保溫不同時間后 AZ31合金坯料的金相組織Fig.4 Optical microstructures of AZ31 alloy billets held at 590 ℃ for different times: (a) 10 min; (b) 30 min

當(dāng)二次加熱溫度為600 ℃時，在二次加熱不同保溫時間下的試樣水淬組織演變規(guī)律如圖5所示。當(dāng)保溫時間10 min(見圖5a))時，液相不斷增加，部分晶界發(fā)生了熔斷或者接近熔斷，晶粒已達到較為理想的圓整度。當(dāng)保溫時間為30 min(見圖5(b))時，液相明顯增多。液相比較均勻地分布在晶粒之間。由于有液相存在，原已合并但尚未完全熔合的晶粒開始從晶界被熔斷，平均晶粒直徑減小，在界面曲率和界面能作用下，小晶粒會逐漸熔化，大晶粒則不斷長大，晶粒分布比較均勻且變得更加圓整，與 Ostwald熟化機理[14]符合。結(jié)果使整個系統(tǒng)的固液界面積縮小，系統(tǒng)能量降低，晶粒圓整，晶粒尺寸緩慢增大，最終至加熱完成時得到具有一定固相率的半固態(tài)組織。當(dāng)二次加熱溫度為610 ℃時，在二次加熱不同保溫時間下的試樣水淬組織演變規(guī)律如圖6所示。當(dāng)保溫時間達到10 min(見圖6(a))時，晶粒顯著球化和粗化，由于晶粒粗化，不利于觸變成形。當(dāng)保溫時間為 30 min(見圖6(b))時，共晶組織大部分轉(zhuǎn)化為液相，小晶粒熔化甚至消失在液相中。由于圖6(a)和(b)中的液相較多且發(fā)生Ostwald熟化，較多液相的存在惡化了合金的成型性能，所以該溫度不適合觸變成形。

綜上所述，二次加熱溫度選 590～600 ℃較為合適。

圖 5 在 600 ℃下保溫不同時間后 AZ31合金坯料的金相組織Fig. 5 Optical microstructures of AZ31 alloy billets held at 600 ℃ for different times: (a) 10 min; (b) 30 min

2.2.2 二次加熱保溫時間對半固態(tài)組織的影響

波浪形傾斜板振動技術(shù)制備的半固態(tài)AZ31錠坯試樣在590 ℃下恒溫加熱不同時間的顯微組織演變規(guī)律如圖7所示。根據(jù)圖7統(tǒng)計分析獲得固相顆粒平均晶粒直徑、平均晶粒圓度和固相體積分?jǐn)?shù)與590 ℃不同保溫時間的關(guān)系，如表2所列。

圖 6 在 610 ℃下保溫不同時間后 AZ31合金坯料的金相組織Fig. 6 Optical microstructures of AZ31 alloy billets held at 610 ℃ for different times: (a) 10 min; (b) 30 min

從圖7和表2可以看出，當(dāng)二次加熱溫度為590℃，隨著保溫時間的延長，合金組織發(fā)生了變化。當(dāng)保溫時間為15 min時(見圖7(a))，少量熔化的低熔點液相侵入到固相顆粒之間，使晶界變得清晰，但晶粒相互粘連的情況明顯。平均晶粒直徑為 38.3 μm，晶粒尺寸較小。平均晶粒圓度3.36，明顯偏離理想值1.0，反映晶粒球化效果不佳。固相體積分?jǐn)?shù)為95.59%時，液相體積分?jǐn)?shù)為 4.41%，液相太少，觸變成形時固液相界面滑動的阻力增大，不適合觸變成形。當(dāng)保溫時間為20 min時，晶粒仍然相互粘連，少量液相存在與個別晶粒之間。晶粒尺寸略微增大，平均晶粒直徑為40.85 μm，平均晶粒圓度為 3.33，固相體積分?jǐn)?shù)為94.67%，液相體積分?jǐn)?shù)為5.33%。此情況與15 min時的情況類似，不適合觸變成形。當(dāng)保溫時間為40 min時(見圖7(c))，低熔點共晶相熔解后侵入到晶粒之間，固體顆粒逐漸長大。平均晶粒直徑為58.33 μm，平均晶粒圓度為2.02，固相體積分?jǐn)?shù)為88.11%，液相體積分?jǐn)?shù)為11.89%。這些數(shù)據(jù)表明晶粒為近球形，液相分?jǐn)?shù)明顯增大，有利于降低觸變成形的固液相界面滑動阻力，此條件下比較適合觸變成形。當(dāng)保溫時間為60 min時(見圖7(d))，平均晶粒直徑為61.30 μm，平均晶粒圓度為1.26，固相體積分?jǐn)?shù)為86.89%，液相體積分?jǐn)?shù)為 13.11%。組織中晶粒略微長大，平均晶粒圓度1.26(接近理想值1.0)，說明晶粒球化效果十分理想，液相體積分?jǐn)?shù)也逐漸增加，組織已達到固液相的動態(tài)平衡點，低熔點共晶相迅速熔解，并通過固相界面之間的溶質(zhì)擴散促使固相顆粒外圍迅速溶解，晶粒迅速熔斷分離，液相增加并在晶間相互貫通形成液相網(wǎng)格，大大降低了晶粒之間的連接程度，晶粒分離為細(xì)小、圓整、光滑的晶粒。該組織條件是最理想的半固態(tài)二次重熔組織，這一重熔溫度和保溫時間最適合 AZ31合金半固態(tài)觸變成形。實驗發(fā)現(xiàn)，當(dāng)保溫時間為90 min時，坯料發(fā)生嚴(yán)重變形并出現(xiàn)流淌現(xiàn)象，此時因試樣無法夾持而無法進行后續(xù)的觸變成形。

圖7 在590 ℃下保溫不同時間后AZ31合金坯料的金相組織Fig. 7 Optical microstructures of AZ31 alloy reheated at 590 ℃ for different holding times: (a) 15 min; (b) 20 min; (c) 40 min;(d) 60 min

表2 固相顆粒平均晶粒直徑、平均晶粒圓度和固相體積分?jǐn)?shù)與590 ℃不同保溫時間的關(guān)系Table2 Relationships among average grain diameter, mean grain roundness and solid fraction and holding time at 590 ℃

因此，AZ31合金半固態(tài)坯料590 ℃重熔時，合適的保溫時間在40～60 min，可獲得較為理想的二次加熱組織，晶粒為均勻的近球形晶和球形晶，同時保證一定的固相體積分?jǐn)?shù)使坯料具有足夠的強度。適合觸變成形的顯微組織要求固相晶粒均勻細(xì)小(30～80 μm)的近球形晶和球形晶，理想平均晶粒圓度在1.0左右，同時要保證 60%以上的固相體積分?jǐn)?shù)(固相率)或40%以下的液相體積分?jǐn)?shù)便于坯料搬運與觸變成形。

在590 ℃下保溫時間40～60 min，在600 ℃時保溫時間30 min，二次加熱微觀組織為較細(xì)小、均勻分布的理想半固態(tài)觸變組織，微觀組織均為較細(xì)小的近球狀和球形等軸晶，顆粒十分圓整，且顆粒尺寸沒有較大偏差，平均晶粒直徑為58～61 μm，微液相成分主要集中在晶界處，固相顆粒中心只存在少量的溶解液相成分，固相率約為87%，液相率約為13%。

2.3 二次加熱組織演變的控制機制

半固態(tài)AZ31合金重熔過程發(fā)生固相顆粒尺寸變化和固相顆粒形狀變化。

2.3.1 合金重熔過程固相顆粒尺寸變化的原因

固相顆粒尺寸的變化可以從 Lifshitz-Slorovitz-Wagner(LSW)晶粒粗化模型[15]進行分析。

式中：d為t時間的晶粒尺寸；d0為初始晶粒尺寸；t為保溫時間；q為與粗化機制有關(guān)的晶粒指數(shù)，q=2或q =4為晶界擴散控制的粗化，q=3為晶格擴散控制的粗化，q=5為位錯管擴散控制的粗化；M為與擴散系數(shù)有關(guān)的晶粒粗化速率因子，M∝D，其中 D=D0exp[-Q/(RT)]，D為擴散系數(shù)，D0為擴散的頻率因子，Q為激活能，與熔點Tm有關(guān)，R為摩爾氣體常數(shù)，T為溫度。

由于M是正值，溫度一定則M為一定值。從式(3)看出，隨保溫時間t的延長，晶粒尺寸d增大。在保溫時間t一定的情況下，溫度T增加，擴散系數(shù)D增大，晶粒粗化速率因子M增大，晶粒尺寸d增大。這就解釋了隨溫度的增加和保溫時間的延長，合金晶粒尺寸增大的實驗現(xiàn)象。

原子擴散分表面擴散、位錯管擴散、晶界擴散和晶格擴散。由于二次加熱研究的是合金內(nèi)部的原子擴散，所以首先排除表面擴散。對二次加熱過程，由于合金處于半固態(tài)溫度，溫度高，排除了q=5位錯管擴散。q=2或q =4晶界擴散控制的粗化多發(fā)生于固體低溫(T＜0.5Tm，式中Tm為熔點)過程，晶界擴散雖然在二次加熱期間仍然發(fā)生，但不起主導(dǎo)作用。剩下的是晶格擴散機制，比較確定的機制是高溫下的q=3晶格擴散控制的粗化，q=3晶格擴散是決定二次加熱原子擴散起主導(dǎo)作用的機制。晶格擴散是造成合金固相顆粒尺寸變化的根本原因。

2.3.2 合金重熔過程固相顆粒形狀變化的原因

顆粒形狀的變化可以用包含界面張力的系統(tǒng)自由能模型[16]進行分析。

式中：ΔH為熔化熱，ΔS為熔化熵，V為晶粒體積，σls為固液界面張力，S為晶粒表面積。其中ΔH-TΔS=ΔFV為固液二相體自由能差。

從式(4)可以看出，T一定，則ΔH和ΔS一定，因此ΔFV也一定。第二項為正值，由于溫度增加和保溫時間延長，V和S增大，而σls降低，由于球形晶粒具有最小的 S，所以使第二項的能量降低，從而降低總自由能ΔG。在界面張力的作用下，為降低系統(tǒng)能量，合金顆粒形狀朝著球形或近球形轉(zhuǎn)化。因此，固液界面張力是造成顆粒形狀變化的重要原因。

3 結(jié)論

1) 利用波浪形傾斜板振動技術(shù)制備AZ31合金半固態(tài)坯料，獲得較為理想的球形或近球形晶粒組織。

2) 隨二次加熱溫度增加和保溫時間的延長，半固態(tài)組織中液相體積分?jǐn)?shù)增加，固相逐漸長大和球化。AZ31合金在580 ℃和610 ℃時的二次加熱組織均不適合觸變成形。適合觸變成形的二次加熱最優(yōu)工藝為590 ℃保溫40～60 min、600 ℃時保溫30 min。此條件下平均晶粒直徑為58～61μm，固相率約為87%。

3) 晶格擴散機制對二次加熱原子擴散起主導(dǎo)作用，是造成合金固相顆粒尺寸變化的根本原因。固液界面張力是造成顆粒形狀球形或近球形變化的重要原因。

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Microstructure evolution of semisolid AZ31 magnesium alloy during reheating process

CAO Fu-rong1, GUAN Ren-guo1, CHEN Li-qing2, ZHAO Zhan-yong1, REN Yong2
(1. School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110004, China;2. The State Key Laboratory of Rolling and Automation, Shenyang 110004, China)

AZ31 magnesium semisolid billets were prepared by a self-designed wavelike vibration sloping plate device,and an ideal globular or near-globular microstructure can be obtained by wavelike vibration sloping plate technique. The results show that, with the increase of reheating temperature and the prolongation of holding time, the liquid fraction in semisolid microstructure increases, and the solid phase grows gradually and spheroidises. The reheating microstructures at 580 ℃ and 610 ℃ are not suitable for thixoforming. The optimum reheating process parameters suitable for thixoforming are 590 ℃ for 40-60min or 600 ℃ for 30 min, under which the average grain diameter is 58-61 μm and solid fraction is about 87%. The lattice diffusion resulting in the variation of grain size is the dominant atomic diffusion mechanism of reheating. The solid-liquid interfacial tension results in the variation of globular or near-globular shape.

AZ31 magnesium alloy; semisolid; sloping plate; reheating; microstructure

TG292; TG142

A

1004-0609(2012)1-0007-08

國家自然科學(xué)基金重點基金資助項目(51034002)；國家自然科學(xué)基金面上資助項目(50974038)；教育部新世紀(jì)優(yōu)秀人才支持計劃資助項目(NCET-08-0097)

2010-12-16；

2011-04-02

管仁國，教授，博士；電話：024-83681463, 13504978164; E-mail: guanrg@smm.neu.edu.cn

(編輯 龍懷中)