AZ80鎂合金低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程的數(shù)值模擬和實驗研究

冀煥明，羅天驕，楊院生

?

AZ80鎂合金低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程的數(shù)值模擬和實驗研究

冀煥明，羅天驕，楊院生

(中國科學院金屬研究所，沈陽 110016)

采用有限元方法對AZ80鎂合金低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程的電磁場、流場和溫度場進行數(shù)值模擬，對鑄錠的組織進行觀察和分析，并與普通半連續(xù)鑄造鑄錠晶粒組織進行對比。模擬結果表明：在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，結晶器中的熔體受脈沖電磁力作用產(chǎn)生強迫對流和電磁振蕩，使得熔體的徑向溫度梯度有所降低。組織觀察結果顯示，與普通半連續(xù)鑄錠相比，低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄錠晶粒明顯細化，枝晶尖端發(fā)生鈍化。在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造凝固過程中，結晶器壁附近形核的臨界形核半徑和臨界形核功有所降低，同時脈沖磁場形成的熔體對流使結晶器壁處形成的晶核隨著對流擴散到熔池內部，使形核率增加，另外脈沖磁場能夠通過尖端鈍化的方式抑制晶粒的生長，從而造成低壓脈沖磁場鑄錠的晶粒細化。

鎂合金；低壓脈沖磁場；半連續(xù)鑄造；數(shù)值模擬；晶粒細化

近年來，變形鎂合金成型件的研究和應用得到了人們的廣泛關注。為了得到性能優(yōu)異的變形鎂合金成型件，首先要有質量較好的變形鎂合金初始錠坯。然而，通常用半連續(xù)鑄造得到的變形鎂合金錠坯存在組織粗大和不均勻以及偏析等問題，不利于錠坯后續(xù)的熱加工，也會影響產(chǎn)品的性能。由于晶粒細化可以減少錠坯偏析等缺陷，改善組織的均勻性及其力學性 能[1?3]，并能提高后續(xù)加工過程中(如擠壓和軋制)的成形性，確保再結晶之后晶粒尺寸細小均勻[4?5]，因此，晶粒細化是一種很重要的改善變形鎂合金鑄錠質量的方法。

鎂合金半連續(xù)鑄造過程中晶粒細化的方法主要有添加晶粒細化劑法和物理法。物理法中的電磁處理方法由于不接觸熔體，對熔體沒有污染，且不受合金成分影響，成為研究熱點，并在工業(yè)生產(chǎn)中得到了應用。GUO等[6]和ZHANG等[7]分別在AZ91和ZK60鎂合金的半連續(xù)鑄造過程中施加低頻電磁場，發(fā)現(xiàn)鑄錠組織得到明顯細化，組織分布的均勻性均有所改善，同時鑄錠的熱裂傾向減輕。GUO等[8?9]還研究了電磁振蕩對300 mm AZ80鎂合金DC鑄錠組織、偏析和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)施加電磁振蕩可使鑄錠偏析減輕，屈服強度、硬度和斷裂伸長率得到明顯提高，同時還發(fā)現(xiàn)隨著磁場強度的增加，鑄錠組織得到進一步細化。而張志強等[10?11]通過對比研究低頻電磁攪拌和低頻電磁振蕩對AZ31鎂合金錠坯組織的影響，發(fā)現(xiàn)低頻電磁振蕩具有更好的晶粒細化效果。

與上述磁場相比，脈沖磁場具有瞬時作用強、波形可控、設備簡單等特點，將其應用于金屬凝固過程中來控制凝固組織得到了學者們的關注和研究。訾炳濤等[12]發(fā)現(xiàn)強脈沖磁場可使LY12鋁合金凝固組織得到明顯細化。GAO等[13]在錠模鑄造純鋁(50 mm×130mm)過程中施加強脈沖磁場后發(fā)現(xiàn)，純鋁鑄錠組織由初始粗大的柱狀晶轉變?yōu)橥耆毣牡容S晶組織。強脈沖磁場能夠有效細化金屬的凝固組織，但產(chǎn)生強脈沖磁場的高壓脈沖裝置在具體應用中存在控制困難、安全性低等問題[14]，從而限制了強脈沖磁場的進一步應用。

通過降低充電電壓(＜500 V)，本文作者所在課題組開發(fā)了一種低壓脈沖磁場組織控制技術。由于充電電壓和作用頻率較低，該技術具有設備簡單、操作方便、安全可靠以及穿透性好等優(yōu)點。研究發(fā)現(xiàn)，低壓脈沖磁場可以顯著細化金屬的凝固組織[15]，并在多種鎂合金中取得了很好的細化效果[14, 16?18]。隨后通過將低壓脈沖磁場應用到鎂合金的DC半連續(xù)鑄造過程中，LUO等[19]實驗發(fā)現(xiàn)在低壓脈沖磁場作用下，鎂合金DC半連續(xù)鑄錠的凝固組織得到明顯細化，鑄錠變形能力得到提高，然而并沒有涉及低壓脈沖磁場對于鎂合金半連續(xù)鑄造過程宏觀物理場的影響以及晶粒細化機制相關的研究。因此，本文作者通過數(shù)值模擬的方式對AZ80鎂合金脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中的電磁場、熔體流動和溫度場分布進行了研究，并結合鑄錠宏觀組織進行了相關分析和討論，為后續(xù)該技術的進一步研究和應用提供理論和實際指導。

1 數(shù)值模擬和實驗過程

1.1 電磁場、流場和溫度場的控制方程

低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中熔體內的電磁場分布通過求解麥克斯韋方程組得到：

(2)

電磁場與金屬熔體的交互作用所產(chǎn)生的感應電流密度和電磁力由式(3)進行計算：

式中：為電導率，S/m。

連續(xù)性方程、能量方程和動量方程如下：

式中：為熔體密度，kg/m3；為速度，m/s；為熱導率，W/(m×℃)；c為定壓比熱容，J/(kg×℃)；為熱源項，J/kg；為重力加速度，m/s2；為壓力，Pa；為有效黏度系數(shù)。

通過對上述各方程進行聯(lián)合求解，最終得到脈沖磁場作用下金屬熔體中的流場和溫度場。

1.2 數(shù)值模擬的簡化

在數(shù)值模擬過程中，為了方便計算，進行了一些簡化和假設：1) 熔體為不可壓縮牛頓流體，密度不隨溫度變化；2) 在計算宏觀溫度場的數(shù)值模擬時，忽略焦耳熱；3) 忽略熔體流動引起的感應電流的變化。

1.3 材料物理性質和邊界條件

采用商業(yè)有限元軟件ANSYS對低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中電磁場、溫度場和流場進行數(shù)值模擬。

圖1所示為電磁場、流場和溫度場數(shù)值模擬計算中所使用的幾何模型和網(wǎng)格。選取圖1(b)中的點以及點所在的徑向線和縱向線進行低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中電磁場、流場和溫度場的變化分析。點位于熔體與結晶器接觸內壁面的縱向最大磁通密度點位置。

在電磁場的數(shù)值模擬中，空氣、結晶器、鑄錠和線圈等區(qū)域采用平面Plane 53單元，遠場采用Infinite110單元。感應線圈、熔體和結晶器的電阻率分別設為1.75×10?8、1×10?7和2.83×10?8?×m，空氣則被定義為絕緣材料，所涉及材料的相對磁導率均設為1。在流場和溫度場的數(shù)值模擬中，所用到的AZ80鎂合金熱物理性質如表1和圖2所示。

圖1 數(shù)值模擬所使用的幾何模型和網(wǎng)格

表1 AZ80鎂合金的物理性質

圖2 AZ80鎂合金的熱物理性質[20?21]

在電磁場計算中，對稱軸邊界施加磁力線平行條件，遠場單元外施加遠場標記。

在流場和溫度場的數(shù)值計算中，根據(jù)實際的鑄造過程，鑄造速度和入口溫度分別設為66 mm/min和640℃。由于連續(xù)性澆注熔體上表面溫度保持恒定，可設為絕熱狀態(tài)。鑄錠表面一次冷卻的換熱系數(shù)設為液相分數(shù)的函數(shù)：

式中：l為液相分數(shù)；contact為熔體與結晶器內壁的接觸換熱系數(shù)，為2×103W/(m2×℃)；air為一次冷卻邊界中初始凝固殼與空氣的界面換熱系數(shù)，為150 W/(m2×℃)。

水冷結晶器以下邊界的二次冷卻換熱系數(shù)依據(jù)WECKMAN等[22]提出的換熱模型并根據(jù)實驗進行修正得到：

式中：為單位周向冷卻水的流量，m3/m；為鑄錠表面的溫度，K；Δ為鑄錠表面和冷卻水的溫度差，K；water為平均水溫，為293 K。將鑄錠與引錠的界面溫度設為298 K，鑄錠與引錠的界面下行速度即為鑄造速度。

1.4 數(shù)值求解過程

數(shù)值求解過程中，首先對電磁場進行計算，得到電磁力分布，然后進行半連續(xù)鑄造過程中流場和溫度場的計算，最后將瞬態(tài)的電磁力通過用戶自定義(UDF)的方式加載到流場和溫度場的計算中，得到低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中流場和溫度場的分布。

1.5 實驗過程

實驗用合金為AZ80鎂合金(Mg-8Al-0.5Zn-0.3Mn (質量分數(shù)，%))。在低壓脈沖磁場半連續(xù)裝置中進行AZ80鎂合金的半連續(xù)鑄造，實驗裝置示意圖見文獻[19]，澆注液流徑向流入結晶器。合金的熔煉和澆注過程均在保護氣氛(CO2+0.5%SF6，體積分數(shù))下進行。為了進行對比，在同樣的熔煉和鑄造工藝條件下進行了普通半連續(xù)鑄造。

用于組織觀察和分析的試樣截取于鑄錠橫截面1/2半徑處。試樣經(jīng)拋光和腐蝕后，使用ZEISS光學顯微鏡進行金相組織觀察。

2 結果與討論

2.1 低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中的電磁場分布

當周期性的脈沖時變磁場作用于熔體時，時變磁場會在熔體中激發(fā)出感應電流，熔體中的感應電流和外加的脈沖時變磁場交互作用就會產(chǎn)生脈沖的電磁力。圖3(a)所示為圖1(b)中點的磁感應強度和電磁力隨時間的變化情況。從圖3(a)可以看出，一個脈沖周期開始后，磁感應強度迅速上升至峰值，然后緩慢減弱至零，并存在一段時間的間歇期。在一個周期內，電磁力的變化規(guī)律與磁感應強度的變化規(guī)律相近，都是在脈沖周期開始后的極短時間內達到峰值，然后減弱消失，并存在脈沖靜止時間。圖3(b)所示為磁感應強度達到峰值時熔體中電磁力和磁感應強度的矢量分布。由圖3(b)可知，在脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，磁感應強度和電磁力主要分布在靠近感應線圈的熔體區(qū)域，磁感應強度的方向平行于鑄錠中心軸線方向，與電磁力的方向相互垂直。

2.2 低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中的熔體流動

圖4(a)和(b)所示分別為低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造與普通半連續(xù)鑄造熔池中流場的矢量圖和流線分布圖。從圖4(a)中可以看出，常規(guī)半連續(xù)鑄造過程中，高溫的澆注液流到達熔池上方的分液漏斗后，改變流向，沿徑向向水冷結晶器壁方向流動。一小部分熔體在熱浮力作用下，向上并反向運動到達出口液流附近，在液流出口附近形成一個小的順時針渦流；大部分出口熔體則繼續(xù)沿徑向流動并到達結晶器壁。由于結晶器壁溫度較低，小部分液流受冷凝固，形成細晶的凝固殼。大部分液流則沿凝固界面前沿向下流動，到達熔池中心，并在熱浮力和動量對流作用下返回澆注液面，形成逆時針的渦流。在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造中，由于電磁力作用，靠近結晶器內壁的熔體產(chǎn)生很強的強迫對流，使得結晶器附近出現(xiàn)新的渦流(見圖4(b))。由于水冷結晶器對熔體進行一次冷卻產(chǎn)生初始凝固殼，該渦流的出現(xiàn)對結晶器附近的換熱和冷卻行為起到很大影響，并影響到熔體的凝固行為。

圖4(c)和(d)為低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造和普通半連續(xù)鑄造熔池中點所在徑向和縱向各點的速度分布對比。如圖4(c)所示，普通半連續(xù)鑄造時，受渦流影響，靠近結晶器內壁的熔體流速較大。低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，靠近結晶器內壁的熔體受電磁力影響，流速急劇增加，并遠大于普通半連續(xù)鑄造過程中渦流產(chǎn)生的熔體流速，使得原先受渦流影響較大的區(qū)域向熔池中心移動。從圖4(d)可以看出，受電磁力影響，低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中沿靠近結晶器內壁的縱向，熔體流速明顯增加。隨著離熔體液面距離的增加，熔體流速增加的幅度逐漸減小。

圖5所示為低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中位置點熔體速度的周期性變化。從圖5可以看出，點的熔體產(chǎn)生了明顯的速度振蕩，振幅為2×10?3 m/s。熔體振蕩的強度和熔體受到的電磁力大小密切相關，在一個脈沖周期內，電磁力急劇增加(見圖3(a))，導致熔體速度也隨之急劇增加；而后隨著電磁力的減弱，熔體速度有所減弱。

圖3 電磁場的數(shù)值模擬結果

圖4 流場的數(shù)值模擬結果

圖5 低壓脈沖磁場引起的熔體速度變化

2.3 低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中熔池的溫度場

圖6所示為低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造與普通半連續(xù)鑄造的溫度場對比。從圖6(a)中可以看出，在常規(guī)半連續(xù)鑄造過程中，受二次冷卻水影響，熔池中心存在液穴，熔池中心溫度較高。而在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，熔池中心溫度等值線上升，溫度明顯降低。圖6(b)和(c)所示為低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造與普通半連續(xù)鑄造過程中點所在徑向和縱向各點的溫度分布對比。從圖6(b)可知，在普通半連續(xù)鑄造過程中，熔池徑向熔體的溫度梯度較大。在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，熔池中心的熔體溫度明顯降低，同時靠近結晶器內壁的熔體溫度有所升高，導致熔池徑向熔體的溫度梯度明顯減小。在脈沖磁場導致的強迫對流作用下，靠近結晶器內壁的低溫熔體與熔池中的高溫熔體對流傳熱增強，使得靠近結晶器內壁的熔體溫度升高。而隨著靠近結晶器內壁的熔體溫度升高，該區(qū)域的液相分數(shù)增加，從而增加了一次冷卻強度，使得熔池與結晶器壁的傳導換熱增強，導致熔池中心的溫度明顯降低。從圖6(c)可知，在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造中，靠近結晶器內壁的熔體溫度有所升高，從而使得初始凝固坯殼形成位置有所降低，降低了液穴 深度。

圖6 溫度場的數(shù)值模擬

2.4 低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄錠的晶粒細化

圖7所示為AZ80低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄錠和普通半連續(xù)鑄錠橫截面的鑄態(tài)組織。如圖7所示，普通半連續(xù)鑄錠組織呈現(xiàn)為粗大的等軸晶，二次枝晶臂發(fā)達，且枝晶尖端尖銳，平均晶粒尺寸為271 μm；低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄錠組織呈現(xiàn)為細小的等軸晶，二次枝晶臂不明顯，且枝晶尖端明顯鈍化，平均晶粒尺寸為145 μm。施加脈沖磁場后，鑄錠的平均晶粒尺寸要比普通半連續(xù)鑄錠平均晶粒尺寸減小46%。這意味著低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄錠得到了較好的細化效果。

圖7 鑄錠顯微組織

在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造凝固過程中，熔池中晶粒形核、晶核游離和晶粒生長都會受到脈沖磁場的影響。在晶粒形核階段，特別是在靠近結晶器內壁附近位置，形核自由能除了受液固轉變時的體積自由能(Δv)和表面能(Δs)影響外，還會受到磁場的影響，即磁自由能(Δm)。磁自由能Δm由磁化能和電磁能組成[23?25]：

式中：ls為液固轉變時的磁化率，對于非鐵磁性材料，其取值范圍為1×10?7~1×10?4。

當初始晶核為球形時，結合經(jīng)典的形核理論，形核的吉布斯自由能變化可表述為

式中：為晶核半徑(m)；ls為界面張力(N/m)。

繼而可以得到低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中形核的臨界形核半徑(r)和臨界形核功(ΔG)：

(10)

式中：Δ為凝固潛熱(J/kg)；m為熔點(K)；Δundercooling為過冷度(K)。

而普通半連續(xù)鑄造凝固過程中形核的臨界形核半徑0和臨界形核功0可以表示如下：

(12)

由式(9)~(12)可知，在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，熔池內部形核的臨界形核半徑和臨界形核功均要低于普通半連續(xù)鑄造凝固過程中的臨界形核半徑和臨界形核功，使得熔池內部容易產(chǎn)生形核質點，最終導致形核率增加。

在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，初始凝固坯殼處的凝固界面前沿熔體產(chǎn)生磁致對流和電磁振蕩。根據(jù)AZ80合金在脈沖磁場作用下凝固的篩網(wǎng)實 驗[15, 26]，低壓脈沖磁場通過促進模壁晶核脫落和打斷二次枝晶臂等方式，能夠有效地提高模壁處的形核率，并在脈沖磁場作用下連續(xù)形核，產(chǎn)生較多的晶核。隨后晶核在脈沖磁場的周期性電磁力和強迫對流的作用下擴散到熔池中心。從液相分數(shù)的計算結果(見圖8)可以看出，普通半連續(xù)鑄造過程中熔池大部分為大于0.9的液相分數(shù)區(qū)域，而在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，熔池內部大部分區(qū)域為液相分數(shù)0.6~0.8的區(qū)域。這意味著低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中熔池含有更多的晶粒和晶核。另外從圖6(a)可知，低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中熔池中心溫度要比普通半連續(xù)鑄造的熔池溫度明顯降低，導致熔體過冷度增加，遷入的形核質點存活率提高，從而容易產(chǎn)生較大范圍的晶粒細化。

對于枝晶尖端鈍化現(xiàn)象，文獻[15]中認為，在鎂合金凝固過程中施加磁場，由于固相的電導率大于液相的電導率，固相中的感應電流密度要比附近液相中的感應電流密度更大，從而在界面前沿枝晶尖端產(chǎn)生熱量富集現(xiàn)象，使枝晶尖端生長受阻，導致枝晶尖端曲率半徑增大，從而使得枝晶生長受到抑制。

圖8 施加脈沖磁場前后熔池中液相分數(shù)分布

3 結論

1) 在低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造過程中，熔體產(chǎn)生強迫對流和速度振蕩，并在結晶器內壁附近的熔體中產(chǎn)生渦流。

2) 與普通半連續(xù)鑄造相比，低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造中熔體的徑向溫度梯度明顯減小，同時初始凝固坯殼位置有所降低。

3) 低壓脈沖磁場半連續(xù)鑄造的AZ80鎂合金鑄錠晶粒得到明顯細化，二次枝晶臂退化，枝晶尖端發(fā)生鈍化。

[1] SHEPELEV D, KLEMPF J, BAMBERGER M, KATSMAN A. Grain refinement and mechanical properties enhancement of AZ91E alloy by addition of ceramic particles[J]. Journal of Materials Science, 2011, 46(17): 5798?5806.

[2] CACERES C H, MANN G E, GRIFFITHS J R. Grain size hardening in Mg and Mg-Zn solid solutions[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42(7): 1950?1959.

[3] 于彥東, 章 龍, 李彩霞. 電磁攪拌對等通道擠壓前后Mg-Zn-Zr-Ca合金組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2014, 24(6): 1422?1427. YU Yan-dong, ZHANG Long, LI Cai-xia. Effects of electromagnetic stirring on microstructure and properties of Mg-Zn-Ca-Zr alloy before and after equal channel angular pressing[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(6): 1422?1427.

[4] WANG L, KIM Y M, LEE J, YOU B S. Improvement in rollability of AZ91 magnesium alloy by carbon addition[J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528(3): 943?949

[5] BARNETT M R, BEER A G, ATWELL D, OUDIN A. Influence of grain size on hot working stresses and microstructures in Mg-3Al-1Zn[J]. Scripta Materialia, 2004, 51(1): 19?24.

[6] GUO Shi-jie, CUI Jian-zhong, LE Qi-chi, ZHAO Zhi-hao. The effect of alternating magnetic field on the process of semi-continuous casting for AZ91 billets[J]. Materials Letters, 2005, 59(14): 1841?1844.

[7] ZHANG Zhi-qiang, LE Qi-chi, BAO Lei, CUI Jian-zhong. Effects of low frequency electromagnetic field on surface quality, microstructure and hot-tearing tendency of semi-continuous casting ZK60 magnesium alloy billets[J]. China Foundry, 2013, 10(6): 351?354.

[8] GUO Shi-jie, LE Qi-chi, ZHAO Zhi-hao, WANG Zhong-jun, CUI Jian-zhong. Microstructural refinement of DC cast AZ80 Mg billets by low frequency electromagnetic vibration[J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 404(1): 323?329.

[9] GUO Shi-jie, LE Qi-chi, HAN Yi, ZHAO Zhi-hao, CUI Jian-zhong. The effect of the electromagnetic vabration on the microstructure, segregation, and mechanical properties of as-cast AZ80 magnesium alloy billet[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37(12): 3715?3724.

[10] ZHANG Zhi-qiang, LE Qi-chi, CUI Jian-zhong. Structure and mechanical properties of AZ31 magnesium alloy billets by different hot-top semi-continuous casting technology[J]. Rare Metals, 2011, 30(4): 414?418.

[11] 張志強, 樂啟熾, 崔建忠. 電磁場施加方式對半連續(xù)鑄造鎂合金錠坯組織與性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009, 38(8): 1467?1471. ZHANG Zhi-qiang, LE Qi-chi, CUI Jian-zhong. Effect of different electromagnetic field application ways on microstructures and mechanical properties of semi-continuous cast magnesium alloy billets[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(8): 1467?1471.

[12] 訾炳濤, 崔建忠, 巴啟先. 脈沖電流和脈沖磁場作用下LY12鋁合金凝固組織的比較[J]. 熱加工工藝, 2000(4): 3?5. ZI Bing-tao, CUI Jian-zhong, BA Qi-xian. Comparison of the solidified structures in LY12 Al-alloy under pulsed electric current and pulsed magnetic field[J]. Hot Working Technology, 2000(4): 3?5.

[13] GAO Yu-lai, LI Qiu-shu, GONG Yong-yong, ZHAI Qi-jie. Comparative study on structural transformation of low-melting pure Al and high-melting stainless steel under external pulsed magnetic field[J]. Materials Letters, 2007, 61(18): 4011?4014.

[14] FU Jun-wei, YANG Yuan-sheng. Microstructure and mechanical properties of Mg–Al–Zn alloy under a low-voltage pulsed magnetic field[J]. Materials Letters, 2012, 67(1): 252?255.

[15] 楊院生, 付俊偉, 羅天驕, 汪 彬, 馮小輝, 童文輝, 李應舉. 鎂合金低壓脈沖磁場晶粒細化[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(10): 2639?2649.YANG Yuan-sheng, FU Jun-wei, LUO Tian-jiao, WANG Bin, FENG Xiao-hui, TONG Wen-hui, LI Ying-ju. Grain refinement of magnesium alloys under low-voltage pulsed magnetic field[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(10): 2639?2649.

[16] 周 全, 楊院生, 馬建超. 脈沖磁場對AZ91D鎂合金凝固組織的影響[J]. 鑄造, 2007, 56(2): 148?151. ZHOU Quan, YANG Yuan-sheng, MA Jian-chao. Effect of pulsed magnetic field on solidified structure of AZ91D magnesium alloy[J]. Foundry, 2007, 56(2): 148?151.

[17] 汪 彬, 楊院生, 周吉學, 童文輝. 脈沖磁場對Mg-Gd-Y-Zr合金凝固及力學性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009, 38(3): 519?522. WANG Bin, YANG Yuan-sheng, ZHOU Ji-xue, TONG Wen-hui. Effect of the pulsed magnetic field on the solidification and mechanical properties of Mg-Gd-Y-Zr alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(3): 519?522.

[18] WANG Bin, YANG Yuan-sheng, ZHOU Ji-xue, TONG Wen-hui. Structure refinement of pure Mg under pulsed magnetic field[J]. Materials Science and Technology, 2011, 27(1): 176?179.

[19] LUO Tian-jiao, JI Huan-ming, CUI Jie, ZHAO Fu-ze, FENG Xiao-hui, LI Ying-ju, YANG Yuan-sheng. As-cast structure and tensile properties of AZ80 magnesium alloy DC cast with low-voltage pulsed magnetic field[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(7): 2165?2171.

[20] AVEDESIAN M M, BAKER H. Magnesium and magnesium alloys[M]. US: ASM International, 1999: 260?261.

[21] MACKIE D. Characterisation of casting defects in DC cast magnesium alloys[D]. Manchester: University of Manchester, 2013: 206?207.

[22] WECKMAN D C, NIESSEN P. A numerical simulation of the DC continuous casting process including nucleate boiling heat transfer[J]. Metallurgical Transactions B, 1982, 13(4): 593?602.

[23] CHOI J K, OHTSUKA H, Xu Y, CHOO W Y. Effects of a strong magnetic field on the phase stability of plain carbon steels[J]. Scripta Materialia, 2000, 43(3): 221?226.

[24] LI Qiu-shu, SONG Chang-jiang, LI Hai-bin, ZHAI Qi-jie. Effect of pulsed magnetic field on microstructure of 1Cr18Ni9Ti austenitic stainless steel[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 466: 101?105.

[25] 陳國軍, 張永杰, 楊院生, 赫冀成. 基于小潤濕角下脈沖磁場的凝固形核模型[J]. 東北大學學報, 2015, 36(4): 493?497. CHEN Guo-jun, ZHANG Yong-jie, YANG Yuan-sheng, HE Ji-cheng. Solidification nucleation model based on small wetting angle under pulsed magnetic field[J]. Journal of Northeastern University, 2015, 36(4): 493?497.

[26] FU Jun-wei, YANG Yuan-sheng. Formation of the solidified microstructure of Mg-Al-Zn alloy under a low-voltage pulsed magnetic field[J]. Journal of Materials Research, 2011, 26(14): 1688?1695.

(編輯 龍懷中)

Numerical simulation and experimental research of low voltage pulsed magnetic field DC casting of AZ80 magnesium alloy

JI Huan-ming, LUO Tian-jiao, YANG Yuan-sheng

(Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

The electromagnetic field, flow field and temperature field during the low voltage pulsed magnetic field direct chill casting of AZ80 magnesium alloy were simulated with finite element method, and the microstructure of the billet was observed by comparing those of billet by conventional direct chill (DC) casting process. The simulation results indicate that, during the low voltage pulsed magnetic field DC casting process, affected by electromagnetic force, forced convection and velocity vibration generate in the melt, leading to the reduced temperature grade of melt along the radial direction. The results show that the grains of the billet cast with low voltage pulsed magnetic are significantly refined and the tip of dendrite is rounded, compared with those of the conventional one. During the low voltage pulsed magnetic field DC casting process, the critical nucleation radius and critical nucleation energy near the crystallizer decrease, at the same time, the nuclei formed ahead the inner wall of crystallizer can be dispersed into the centre of the molten pool with the convection that caused by the pulsed magnetic field, which causes the increased nucleation rate. In addition, the growth of dendrite tip is inhibited by the passivation effect of the pulsed magnetic field, which leads to the grain refinement in the low voltage pulsed magnetic field direct chill casting billet.

magnesium alloy; low voltage pulsed magnetic field; direct chill casting; numerical simulation; grain refinement

Project (2013CB632205) supported by the National Basic Research Program of China; Project (2016YFB0301105) supported by the National Key Research and Development Program of China

2016-02-24; Accepted date: 2016-08-04

YANG Yuan-sheng; Tel: +86-24-23971728; E-mail: ysyang@imr.ac.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.03.004

1004-0609(2017)-03-0468-09

TG292

A

國家重點基礎研究發(fā)展計劃資助項目(2013CB632205)；國家重點研發(fā)計劃資助項目(2016YEB0301105)

2016-02-24；

2016-08-04

楊院生，研究員，博士；電話：024-23971728；E-mail：ysyang@imr.ac.cn