等溫?zé)崽幚韺?duì)ZC61-0.3Cr鎂合金半固態(tài)組織演變的影響

黃曉鋒，馬亞杰，張 玉，張喬喬，郭 峰，楊健長(zhǎng)

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等溫?zé)崽幚韺?duì)ZC61-0.3Cr鎂合金半固態(tài)組織演變的影響

黃曉鋒1, 2，馬亞杰1，張 玉1，張喬喬1，郭 峰1，楊健長(zhǎng)1

(1. 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(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)

研究等溫?zé)崽幚頊囟群捅貢r(shí)間對(duì)ZC61-0.3Cr鎂合金半固態(tài)組織演變的影響。結(jié)果表明：在等溫?zé)崽幚磉^程中，ZC61-0.3Cr合金中的原始樹枝晶組織能夠轉(zhuǎn)變?yōu)榘牍虘B(tài)非枝晶組織，得到均勻、圓整的球狀顆粒。隨著保溫溫度的升高，合金中的原始樹枝晶組織經(jīng)過初始粗化、組織分離和球化演變成半固態(tài)非枝晶組織；隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處的(-Mg+MgZn2+CuMgZn)共晶組織優(yōu)先熔化，合金中的大塊狀組織逐漸演變?yōu)榍驙罱M織；但是，保溫溫度過高或保溫時(shí)間過長(zhǎng)，都會(huì)引起球狀顆粒的粗化長(zhǎng)大。在粗化長(zhǎng)大過程中，合并長(zhǎng)大機(jī)制和Ostwald熟化機(jī)制同時(shí)存在，共同影響固相顆粒的形貌和尺寸大小。ZC61-0.3Cr鎂合金半固態(tài)成形所需的最佳工藝條件為(585 ℃, 30 min)；此條件下，其顆粒平均尺寸、形狀因子和固相率分別為43 μm、1.4和51%。

ZC61-0.3Cr鎂合金；半固態(tài)等溫?zé)崽幚?；非枝晶組織；組織演變

鎂及其合金是目前可應(yīng)用的最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱性好、機(jī)加工性能優(yōu)良、零件尺寸穩(wěn)定、易回收等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車、通信和家電等行業(yè)已有多年的應(yīng)用歷史，被譽(yù)為21世紀(jì)最具發(fā)展前途的綠色工程材料[1?2]。然而，由于絕大多數(shù)鎂合金存在力學(xué)性能較低的缺點(diǎn)，導(dǎo)致其應(yīng)用范圍受到了限制[3]，因而如何改善其力學(xué)性能是重要的科學(xué)研究方向。利用先進(jìn)的成形技術(shù)及開發(fā)新型合金是提高合金的力學(xué)性能的常用手段[4]。自20世紀(jì)70年代初麻省理工學(xué)院的FLEMINGS等[5]開發(fā)出半固態(tài)成形技術(shù)以來，經(jīng)過科技工作者的不斷開發(fā)，其已經(jīng)成為極具潛力的材料成形技術(shù)。半固態(tài)成形技術(shù)在鎂合金成形中適用性良好，相比于其他成形技術(shù)，具有諸多優(yōu)點(diǎn)；如可近終成形，半固態(tài)壓鑄件可進(jìn)行熱處理等優(yōu)點(diǎn)。一般來說，半固態(tài)成形加工過程中，半固態(tài)非枝晶組織的制備是關(guān)鍵步驟之一。目前，漿料制備的主要方法有機(jī)械攪拌法(MS)、電磁攪拌法(ES)、應(yīng)變誘導(dǎo)熔體活化法(SIMA)、噴射沉積法(SD)，液相線鑄造法和半固態(tài)等溫?zé)崽幚矸?SSIHT)等[6]。在這些方法中，半固態(tài)等溫?zé)崽幚硎?0世紀(jì)90年代中期發(fā)展的一種成形方法，該方法是通過在半固態(tài)成形前的二次加熱過程中，實(shí)現(xiàn)半固態(tài)組織非枝晶化。目前，此技術(shù)僅在一些商業(yè)鎂合金中使用，如AZ91鎂合金[7]。而在其他鎂合金中，半固態(tài)等溫?zé)崽幚淼难芯亢苌佟?/p>

Mg-Zn二元合金因其眾多的缺點(diǎn)在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)用很少，主要缺點(diǎn)有：晶粒比較粗大、顯微組織容易疏松等。因此，需要在Mg-Zn系合金基礎(chǔ)上加入第三元素來細(xì)化晶粒并減少顯微疏松的傾向[8]。新型Mg-Zn-Cu合金是Mg-Zn系合金中的主要合金系列之一，較典型的合金有ZC61、ZC63、ZC71等合金[9?10]。目前，Mg-Zn-Cu系合金的添加元素主要有Mn、Zr和RE系等元素，研究主要集中在Mg-Zn-Cu系合金及其復(fù)合材料的鑄態(tài)顯微組織、第二相以及蠕變性能和耐蝕性能等方面[11]。而關(guān)于Cr元素在Mg-Zn系和Mg-Zn-Cu系使用的報(bào)道相對(duì)較少，目前研究主要集中在鑄態(tài)合金的熱處理上。BUHA[12]研究了添加Cr元素對(duì)Mg-Zn合金時(shí)效硬化的影響，結(jié)果表明Cr元素的添加可以促進(jìn)Mg-Zn合金時(shí)效硬化；孫旭光等[13]研究了Cr對(duì)Mg-Zn-Al-Cu合金沉淀析出過程的影響，結(jié)果表明：Cr元素能細(xì)化合金的鑄態(tài)組織，加速時(shí)效初期的原子偏聚和晶核形成速度，增加時(shí)效析出相的穩(wěn)定性，抑制析出相的長(zhǎng)大。綜上所述，本文作者以ZC61-0.3Cr合金為研究對(duì)象，研究其非枝晶組織的形成過程及演變機(jī)理，以期為后續(xù)的半固態(tài)成形提供理論依據(jù)和實(shí)踐指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用純Mg、Zn錠(純度＞99.9%)，Cu板和Cr塊(純度＞99.95%)作為原材料來制備合金。合金的熔煉在SG?7.5 kW井式電阻爐中進(jìn)行，加入RJ?2型覆蓋劑并通入Ar氣來保護(hù)合金熔體。鎂錠熔化后，在680 ℃加入Zn和Cu，當(dāng)溫度達(dá)到760 ℃時(shí)加入Cr。待溫度降到730 ℃，用C2Cl6(與合金質(zhì)量比約1:500)精煉除渣，之后靜置10~15 min。當(dāng)溫度降到710 ℃時(shí)，將合金熔體澆注到預(yù)熱溫度為200 °C的金屬型模具中，試樣尺寸為15 mm×100 mm。

利用X射線衍射儀(D/max?2400)進(jìn)行合金物相分析，Cu靶，電壓40 kV，電流100 mA，掃描速度10 (°)/min。將鑄態(tài)合金加工成15 mm×15 mm的圓棒試樣，用于等溫?zé)崽幚?。在箱式電阻爐(溫度誤差±2 ℃)進(jìn)行等溫?zé)崽幚?，試樣取出后迅速水淬，?jīng)預(yù)磨和拋光后用8%的硝酸水溶液侵蝕，用MEF?3金相顯微鏡、JSM?6700F電子掃描電鏡(SEM)和配套的能譜儀(EDS)觀察其非枝晶組織。使用Image-Pro Plus軟件分析其固相率、顆粒平均尺寸0和形狀因子0。計(jì)算公式[14]為

式中：0為顆粒面積；0為顆粒周長(zhǎng)。形狀因子0愈趨近于1，表明得到的顆粒愈圓整。

2 結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金組織及分析

ZC61-0.3Cr合金鑄態(tài)顯微組織形貌、XRD譜分析分別如圖1和2所示。

圖1 ZC61-0.3Cr合金鑄態(tài)顯微組織

圖2 ZC61-0.3Cr合金鑄態(tài)XRD譜

由圖1可見，由于非平衡凝固容易引起固溶體成分不均勻和晶內(nèi)偏析，故合金金相組織呈現(xiàn)出非平衡凝固的樹枝晶結(jié)構(gòu)；合金鑄態(tài)組織主要由基體-Mg和晶界共晶組織組成，同時(shí)晶粒內(nèi)部有少量凝固冷卻過程中析出的第二相顆粒。由圖2可見，合金鑄態(tài)組織組成為三元合金相CuMgZn，二元合金相MgZn2和基體相-Mg。對(duì)合金顯微組織進(jìn)行SEM分析(見圖1(b))，可看到共晶組織呈半連續(xù)和不連續(xù)的網(wǎng)狀分布，同時(shí)存在孤立的小顆粒，是由于凝固過程中，隨著枝晶的長(zhǎng)大，凝固前沿不斷有Cu、Zn及Cr原子被排出，在晶界或枝晶邊界富集所致[15]。但隨后的EDS點(diǎn)掃描中并未檢測(cè)到Cr元素的存在，可能與點(diǎn)掃時(shí)，點(diǎn)掃精度不足及Cr在合金中的溶解很低等有關(guān)。為了進(jìn)一步區(qū)分不同的顆粒相，結(jié)合圖1(b)中EDS分析的結(jié)果(見表1)來看，除基體外(點(diǎn))，均檢測(cè)到Mg、Zn、Cu元素的存在，可認(rèn)為合金的晶界由-Mg+MgZn2+ CuMgZn組成，與XRD檢測(cè)結(jié)果一致。在圖1(b)中的點(diǎn)處，Cu的摩爾分?jǐn)?shù)最高。這是由于在鑄態(tài)的Mg-Zn-Cu合金中，Cu元素主要以CuMgZn的形式存在，Cu的含量較少時(shí)，CuMgZn的含量相應(yīng)減少[16]。此時(shí)，呈顆粒狀的CuMgZn相在晶粒內(nèi)部彌散分布，可以有效釘扎位錯(cuò)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而強(qiáng)化合金基體；同時(shí)CuMgZn相也存在于-Mg晶界處，以不連續(xù)網(wǎng)狀分布，阻礙晶界的滑移，進(jìn)而強(qiáng)化晶界。

表1 圖1(b)中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果

2.2 合金部分重熔中的組織演變

2.2.1 Cr含量對(duì)ZC61鎂合金非枝晶組織的影響

在半固態(tài)等溫?zé)崽幚碇?，Cr含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))對(duì)ZC61鎂合金半固態(tài)非枝晶組織的影響如圖3所示。

由圖3可見，Cr含量對(duì)ZC61鎂合金的半固態(tài)非枝晶組織有顯著地影響。圖3(a)中，雖然不含Cr的ZC61鎂合金的半固態(tài)組織出現(xiàn)了球化現(xiàn)象，但球化效果較差，部分固相顆粒分離不完全，仍連在一起，固相顆粒粗大。如圖3(b)和(c)所示，當(dāng)Cr含量分別為0.3%和0.5%時(shí)，固相顆粒分離明顯，球化效果良好，故Cr有加速固相顆粒分離和球化的作用，并且固相顆粒尺寸較??；同時(shí)，Cr含量為0.5%時(shí)，固相顆粒有變大的趨勢(shì)?；趯?duì)半固態(tài)組織的要求(細(xì)小、均勻、近球狀)，因此選擇ZC61-0.3Cr的半固態(tài)組織作為研究對(duì)象。

2.2.2 保溫溫度對(duì)非枝晶組織演變的影響

ZC61-0.3Cr合金在半固態(tài)等溫?zé)崽幚碇?，在不同溫度保?0 min的組織演變和保溫溫度對(duì)合金非枝晶顆粒尺寸、固相率及圓整度的影響分別如圖4、圖5所示。

圖3 ZC61-xCr合金585 ℃保溫30 min的組織

圖4 ZC61-0.3Cr合金保溫30 min的組織演變

圖5 ZC61-0.3Cr合金在不同溫度保溫30 min的顆粒尺寸、固相率及形狀因子

由圖4可見，不同溫度下保溫30 min后，鑄態(tài)組織中的樹枝晶組織已完全消失，形成了顆粒狀組織，顆粒之間有明顯的分離現(xiàn)象和球化趨勢(shì)。合金的半固態(tài)組織由初生相-Mg、連續(xù)分布的晶界重熔液相及顆粒內(nèi)部的二次液相組成。隨著等溫?zé)崽幚頊囟鹊纳?，顆粒分離、細(xì)化和球化現(xiàn)象愈明顯，晶界處的重熔液相也隨之增多。當(dāng)溫度升到585 ℃時(shí)，原先大塊的初生相變得細(xì)化、圓整，且其大小及形狀也趨于均勻化。由圖5可知，此時(shí)顆粒的平均尺寸為43 μm，形狀因子為1.4，固相率為51%。這是由于，一方面固相顆粒被已生成的液相侵蝕，溶解加速；另一方面固相顆粒內(nèi)的液相與晶界處的液相相通[17]。當(dāng)溫度為595 ℃和605 ℃時(shí)，固相率進(jìn)一步降低，而形狀因子增加，顆粒尺寸相對(duì)585 ℃時(shí)的也有所上升，同時(shí)顆粒周圍邊上有“小毛刺”存在。主要是由于溫度進(jìn)一步升高時(shí)，粗化機(jī)制對(duì)顆粒的尺寸起了決定性作用，從而導(dǎo)致固相顆粒尺寸的增加；“小毛刺”的出現(xiàn)是由于在高溫下保溫時(shí)，此時(shí)原子的遷移活動(dòng)能力較強(qiáng)，由金屬和合金中的擴(kuò)散系數(shù)與溫度的Arrbenins關(guān)系式[18]，即：

式中：為擴(kuò)散激活能；0為擴(kuò)散常數(shù)；為氣體常數(shù)；為絕對(duì)溫度。式(3)表明，溫度提高時(shí)，合金原子的擴(kuò)散系數(shù)會(huì)急劇增大。所以，提高溫度，加速了固相顆粒的熔化，固相顆粒中有原子脫離固相而進(jìn)入液相，因而出現(xiàn)“小毛刺”。此階段固相顆粒粗化機(jī)制和原子高溫遷移同時(shí)存在，從圖5中顆粒的大小推斷，595 ℃時(shí)前者作用明顯，605 ℃時(shí)后者起主要作用；其次，溫度高于585 ℃時(shí)，顆粒形狀因子也有所上升，因?yàn)榇藭r(shí)原子擴(kuò)散能力較強(qiáng)、擴(kuò)散速率較高，導(dǎo)致半固態(tài)組織的球化效果變差。此外，大部分顆粒中含有黑色的“小液池”，可能是因?yàn)镃r的原子半徑為0.125 nm，小于Mg、Zn、Cu的原子半徑(依次為0.160 nm，0.139 nm，0.128 nm)，所以Cr原子較其他原子容易擴(kuò)散，易造成合金組織中空位、偏析等缺陷的增加，引起原子排列不規(guī)則，造成晶格畸變，在這些位置上出現(xiàn)能量起伏的幾率增大，在外界能量的作用下，液相優(yōu)先從這些位置析出，形成“小液池”(后續(xù)的EDS檢測(cè)到有Cr原子的存在)；另外，在等溫?zé)崽幚磉^程中，枝晶臂的分離與搭接會(huì)包裹住部分液相，也會(huì)生成“小液池”。

2.2.3 保溫時(shí)間對(duì)非枝晶組織演變的影響

根據(jù)上述分析可知，合金在585 ℃保溫30 min的半固態(tài)非枝晶組織較為理想，故選擇在此溫度下，研究不同保溫時(shí)間對(duì)半固態(tài)非枝晶組織演變的影響。該溫度下保溫不同時(shí)間的非枝晶組織演變和保溫時(shí)間對(duì)合金非枝晶顆粒尺寸、固相率及圓整度的影響分別如圖6和7所示。

圖6 ZC61-0.3Cr合金585 ℃下半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中不同保溫時(shí)間的組織演變

圖7 保溫時(shí)間對(duì)ZC61-0.3Cr合金非枝晶顆粒的尺寸、固相率及圓整度的影響

一般來說，鑄態(tài)合金在部分重熔階段，非枝晶組織演變主要經(jīng)歷4個(gè)階段[19?20]：初始粗化、組織分離、球化和最后的粗化。由圖6(a)可見，短時(shí)保溫3 min時(shí)，晶界上的共晶體發(fā)生重熔，二次枝晶臂已被熔斷，部分晶粒被液相薄膜分離，得到有少量液相相連的組織，-Mg基體相呈不規(guī)則的大塊狀且有分離的趨勢(shì)。由圖7可知，保溫3 min時(shí)固相率為81.2%，顆粒尺寸為84.63 μm，形狀因子為2.58。保溫10~20 min時(shí)，如圖6(b)和(c)所示，液相逐漸增多，組織進(jìn)一步分離，不規(guī)則的塊狀顆粒開始球化；到保溫20 min時(shí)，晶粒與晶粒之間已完全分離，晶粒大小趨于均勻；當(dāng)保溫30 min時(shí)(見圖6(d))，已得到顆粒比較圓整、大小均勻的球狀組織。進(jìn)一步延長(zhǎng)保溫時(shí)間，球化的顆粒開始粗化長(zhǎng)大并在顆粒內(nèi)部形成大量的“小液池”，因此總液相量增加，如圖6(e)所示。圖6(f)中，此時(shí)保溫時(shí)長(zhǎng)已達(dá)1 h，顆粒變得粗大，其平均尺寸達(dá)到69.65 μm；主要是由于在保溫時(shí)間較短的情況下，熔化對(duì)初生固相顆粒的尺寸起主導(dǎo)作用，因此隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，顆粒尺寸逐漸下降。但隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，顆粒粗化機(jī)制開始起作用，因此固相顆粒開始粗化長(zhǎng)大[21]。這種粗化，被合并長(zhǎng)大和Ostwald熟化機(jī)制所決定[22]，其中Ostwald熟化機(jī)理主要表現(xiàn)為小尺寸顆粒的熔化消失和大尺寸顆粒的長(zhǎng)大，在無(wú)對(duì)流的情況下，其粗化公式[23]為

式中：d為時(shí)刻下固相顆粒平均尺寸；0為固相顆粒球化時(shí)的平均尺寸；0為生長(zhǎng)率；為時(shí)間。式(4)表明，延長(zhǎng)保溫時(shí)間，顆粒會(huì)不斷地粗化長(zhǎng)大。由圖7可見，保溫時(shí)間高于30 min時(shí)，顆粒形狀因子先增加后減小，由此推斷，形狀因子增加期間，合并長(zhǎng)大機(jī)制強(qiáng)于Ostwald機(jī)制，減小期間則反之。

由上述實(shí)驗(yàn)分析知，ZC61-0.3Cr合金在半固態(tài)等溫?zé)崽幚砥陂g，非枝晶組織演變經(jīng)歷了初始粗化、組織分離、球化和最后的粗化4個(gè)階段。從本實(shí)驗(yàn)中可看出，相同保溫時(shí)間下，不同的溫度對(duì)合金液相體積分?jǐn)?shù)的影響較大；相同等溫溫度下，不同的保溫時(shí)間對(duì)固相顆粒的形貌影響較大，文獻(xiàn)[24]也曾有過類似報(bào)道。根據(jù)本部分的試驗(yàn)，獲得理想的半固態(tài)非枝晶組織工藝為：585 ℃保溫30 min，該溫度和時(shí)間可以作為半固態(tài)觸變成形的最佳工藝條件。

2.2.4 非枝晶組織的SEM+EDS分析

為進(jìn)一步確定ZC61-0.3Cr合金非枝晶組織的特征及成分，進(jìn)行了SEM和EDS分析。圖8所示為ZC61-0.3Cr合金等溫?zé)崽幚?0 min后的SEM像，表2所列為圖8(a)中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果。

由圖8可見，非枝晶組織的固相中，較大固相顆粒在形貌上成近球狀或橢球狀，同時(shí)存在一些不規(guī)則的形狀，其周圍的液相組織似蜂窩狀，包含著較小的固相顆粒組織；半固態(tài)組織中，水淬后凝固的液相主要由三部分組成，分別是固相顆粒間直線狀和曲線狀的液膜、小顆粒固相之間的類環(huán)狀液相和固相顆粒內(nèi)部的“小液池”(見圖8(b)圈出部分)。非枝晶組織中，初生相為1-Mg、二次凝固相為2-Mg，分別對(duì)應(yīng)于圖8(a)中的點(diǎn)、點(diǎn)。這是由于在半固態(tài)等溫處理過程中，熔化優(yōu)先發(fā)生于低熔點(diǎn)的第二相和Zn、Cu溶質(zhì)元素富集的區(qū)域，形成擴(kuò)散濃度梯度，接著沿晶界擴(kuò)散，此時(shí)晶界合金元素含量明顯高于晶內(nèi)，有利于原子向晶內(nèi)遷移；但該過程受溫度、時(shí)間等因素的控制，只能進(jìn)行到一定程度，因此1-Mg顆粒中的Zn、Cu原子多于2-Mg顆粒(表2，點(diǎn)的Zn、Cu摩爾分?jǐn)?shù)明顯高于點(diǎn)的)。結(jié)合圖8(a)和(b)，可以看出2-Mg相周圍包裹著液相，較均勻的分布在初生1-Mg相之間；固/液界面并不平整，有些地方呈鋸齒狀或小刺狀，這是由于重熔過程是一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡過程，熔化和凝固同時(shí)發(fā)生，原子在界面不均勻分布和部分偏聚，為使系統(tǒng)的能量最低和界面能降低，從而出現(xiàn)此種形貌。另外，相比于點(diǎn)、、，點(diǎn)處Zn、Cu的含量較低，可能是由于在等溫?zé)崽幚磉^程中，點(diǎn)、、處的組織是二次凝固時(shí)所得，點(diǎn)處因?yàn)閿U(kuò)散動(dòng)力較高，部分Cu、Zn原子擴(kuò)散到基體中所致。

圖8 ZC61-0.3Cr合金585 ℃保溫30 min的SEM像

表2 圖8(a)中顯微組織的EDS分析結(jié)果

3 半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中組織演變分析

ZC61-0.3Cr鎂合金在半固態(tài)等溫?zé)崽幚砥陂g，隨著溫度和時(shí)間的變化，非枝晶組織演變經(jīng)歷了初始粗化、組織分離、球化和最后的粗化4個(gè)階段。

3.1 枝晶組織的初始粗化和最后粗化

AZ61鎂合金的半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中，粗化存在兩個(gè)階段[25]。本實(shí)驗(yàn)在半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中，也有相似的發(fā)現(xiàn)。從試樣相同溫度下保溫不同時(shí)間的顯微組織來看，可分為兩個(gè)階段。第一是低液相階段，此時(shí)初生1-Mg之間只有少量的共晶液體，如圖9(a)和(b)中箭頭所示。

圖9 ZC61-0.3Cr合金585 ℃短時(shí)保溫的組織

初生1-Mg的粗化機(jī)制是大塊狀的1-Mg二次枝晶臂之間，特別是小顆粒狀的初生1-Mg之間的迅速合并粗化，能起到迅速降低系統(tǒng)能的作用。第二是高液相階段，此時(shí)初生1-Mg之間的液相已完全連通，盡管會(huì)導(dǎo)致固相顆粒間的合并長(zhǎng)大變得較困難，但該過程熔體中小顆粒的表面能較高，仍然可以重熔、粘附合并在一起，長(zhǎng)大成粗大不圓整的固相顆粒，如圖10所示。由于該階段受原子擴(kuò)散控制的粗化機(jī)制仍然存在，進(jìn)一步延長(zhǎng)保溫時(shí)間，此機(jī)制的影響會(huì)逐漸增強(qiáng)，因而會(huì)引起小顆粒初生1-Mg的不斷溶解和大顆粒初生1-Mg的不斷長(zhǎng)大，即服從Ostwald機(jī)制，并起主要粗化作用?？傊?，上述機(jī)制都會(huì)使系統(tǒng)能量處于最低值，達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。

圖10 ZC61-0.3Cr合金585 ℃保溫45 min的顯微組織

3.2 枝晶組織的分離和球化

枝晶組織的分離和球化是非枝晶組織演變的重要過程，該過程直接決定著固相顆粒的形態(tài)以及顆粒的大小。再次提高保溫溫度的或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，上述初始粗化機(jī)制的作用將減小，結(jié)合界面曲率和界面能之間的關(guān)系式[26]，即：

式中：TR是半徑為R的曲面處的平衡熔點(diǎn)；R是固/液面曲率半徑；Tcr是固/液界面為平面時(shí)的熔點(diǎn)；是固/液界面處的表面能；ω是固相摩爾體積；L是液/固轉(zhuǎn)變時(shí)的摩爾焓變。該公式表明，R減小，TR會(huì)降低，這就使得大塊的固相顆粒逐漸分離為小塊狀固相顆粒，如圖11圈中所示。

球化過程包括二次枝晶臂的脫落、消失和沉淀。在鑄態(tài)組織中，與主干枝晶相連的二次枝晶，其周圍溶質(zhì)濃度高，熔點(diǎn)較低，在加熱過程中首先被熔斷，形成頸部熔縮直至斷裂，隨著等溫?zé)崽幚淼倪M(jìn)行，逐漸演變?yōu)榍驙畹墓滔嘈☆w粒。半固態(tài)組織的球化也和固相顆粒的曲率有關(guān)，由式(5)可知，界面曲率與熔點(diǎn)之間是反比關(guān)系。因此，高曲率、低熔點(diǎn)的固相顆粒邊角處，相比于其他位置，在等溫?zé)崽幚磉^程中更容易熔化，從而引起固相顆粒的球化，加速固相顆粒球化的進(jìn)程，使得大塊狀固相顆粒的球化效果很明顯。

4 結(jié)論

1) ZC61-0.3Cr鎂合金的鑄態(tài)組織主要由-Mg、MgZn2和CuMgZn相組成。在半固態(tài)組織中，固相主要由1-Mg相和二次凝固形成的2-Mg相組成；液相主要由液膜、顆粒間的液相和“小液池”組成。

2) ZC61-0.3Cr鎂合金獲得較理想的半固態(tài)非枝晶組織工藝為：585 ℃保溫30 min，其固相率、平均顆粒尺寸和形狀因子分別為51%、43 μm和1.4。

3) 在半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中，ZC61-0.3Cr鎂合金的組織演變主要經(jīng)歷了初始粗化、組織分離、球化和最后的粗化4個(gè)階段。在最后的粗化階段中，決定顆粒的形貌和大小，影響固相分?jǐn)?shù)變化的合并長(zhǎng)大機(jī)制和Ostwald熟化機(jī)制并存。

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Effects of isothermal heat treatment on microstructural evolution ZC61-0.3Cr magnesium alloy

HUANG Xiao-feng1, 2, MA Ya-jie1, ZHANG Yu1, ZHANG Qiao-qiao1, GUO Feng1,YANG Jian-chang1

(1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, 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 effects of the isothermal heat-treatment temperature and holding time on semi-solid microstructural evolution of ZC61-0.3Cr magnesium alloy were investigated. The results indicate that the original dendritic microstructure in ZC61-0.3Cr alloy can be transformed into semi-solid non-dendritic microstructure and can obtain uniform and round spherical particles during the isothermal heat-treatment. With the increase of holding time, the eutectic microstructure (-Mg+MgZn2+CuMgZn) at the grain boundaries is melted preferentially, the original dendritic microstructure in the alloy is turned into semi-solid non-dendritic microstructure by initial coarsening, microstructure separation and spheroidizing. As the holding time increases, the microstructure of alloy gradually changes from large block to spherality. However, the coarsening and growth of spherical particles would cause, when the holding temperature is too high or the holding time is too long. In the process of coarsening and growth, the mechanism of combining growth and Ostwald ripening coexist and together affect morphology and size of the solid phase particles. The optimum process condition for semi-solid forming of ZC61-0.3Cr magnesium alloy is (585 ℃, 30 min). Under this condition, the average particle size, shape factor and solid fraction are 43 μm, 1.4 and 51%, respectively.

ZC61-0.3Cr magnesium alloy; semi-solid isothermal heat treatment; non-dendritic microstructure; microstructural evolution

Project(51464032) supported by the National Natural Science Foundation of China

2018-03-08;

2018-07-25

HUANG Xiao-feng; Tel: +86-931-2976688; E-mail: huangxf_lut@163.com

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51464032)

2018-03-08；

2018-07-25

黃曉鋒，副教授，博士；電話：0931-2976688；E-mail: huangxf_lut@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.10.02

1004-0609(2018)-10-1962-10

TG146.2

A

(編輯 王 超)