保溫溫度與時間對Cp/AZ91D 復合材料半固態(tài)組織的影響

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)成型技術是一種較為新型的金屬成型技術。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。