AZ91D镁合金半固态浆料近液相线法制备工艺.pdf

第5 7 卷第4 期 2005 年11 月 有色金属 N o r f f e r r o u sM e t a l s V 0 1 ．5 7 ．N o4 N o v e m b e r2 0 05 A Z 9 1 D 镁合金半固态浆料近液相线法制备工艺 徐跃，康永林，王朝辉 北京科技大学材料科学与5 - 程学院，北京1 0 0 0 8 3 摘要“A Z 9 1 D 为试验原料，通过改变近渡相线的浇铸温度、静簧时间等不同的试验参数，研究近液丰f I 线法制备半固态浆 科的工艺，井对获得的试样进行微观组织、力学性能和断口形貌分析。结果表明，在5 8 5 ℃，静置2 0 - 4 0 r a i n 后浇铸，能获得较理想 的半固态组织，且试样的力学性能较好。 关键词金属材料；半固态浆料；近掖相线铸造；微观组织；力学性能；断口形貌 中图分类号T G l 4 62 2 T G 2 4 99 文献标识码A 文章编号1 0 0 1 0 2 1 1 2 0 0 5 0 4 0 0 0 1 0 5 半固态加工技术与传统的成形方法相比有许多 显著的优点，自1 9 7 1 年美国麻省理工学院研究人员 发现金属具有半固态性质至今已经有3 0 多年了⋯， 半固态的研究仍然是世界性的热点，国内外学者做 了大量的工作L “，但半固态加工技术的发展并不理 想，还没有大量应用到工业生产中。从加工的工艺 流程来看，半固态加工与传统的成形相比增加了制 备浆料的工序。在浆料制备方面，已取得了大量的 成果，从最初的机械搅拌法、电磁搅拌法至今已发明 了几十种，如超声波处理法、紊流效应法、脉冲法 等【⋯。除机械搅拌法、电磁搅拌法等应用于工业生 产外，其他方法仍处于实验室阶段。机械搅拌法设 备较复杂，制备的浆料性能不稳定，组织不均匀，不 适合于大批量工业生产。电磁搅拌法是现在半固态 加工中应用最广泛的，但存在设备复杂，造价高，制 备浆料的成本较高等缺点。近液相线铸造法是近几 年出现的新方法，具有许多优点，国内也做了很多工 作L 4 “J 。近液相线铸造法不需要增加额外的设备， 在金属凝固过程中不引入外力，通过调整温度改变 液态金属的凝固过程来制备浆料。同传统的液态金 属成形过程区别不大，适合于大批量制备半固态浆 料，应用于工业生产的前景非常光明。以A Z 9 1 D 为 原料，研究了近液相线法制备半固态浆料的工艺，提 出较为合理的工艺流程，为近液相线法工业化提供 参考。 收稿日期2 0 0 40 6 2 0 基金项目国家“8 6 3 ”计划项目 2 0 0 2 A A 3 3 6 0 8 0 作者简介棣跃 1 9 7 0 ．男，沈阳市人，博士生，主要从事轻合 金半固态加工等山面的研究。 1实验方法 1 ．1 试验材料 试验用材料为商业生产原料A Z 9 1 D ，成分如表 1 所示。A Z 9 1 D 镁合金液相线和固相线的温度分别 为5 9 5 ℃和4 7 0 ℃。 表1 试验用A Z g l D 合金的化学成分 T a b l e1C h e m i c a lc o m p o s i t i o no fA Z g l Da l l o y 堕坌竺垒竺兰堡生 兰 坚 台量／％89 206 n02 0 8 400 2 30 岫t lD 舯1 40 肿2 30 ．0 0 0 8b a l m c d 1 ．2 试验过程及装置 图1 加热炉示意 F i g1 S c h e m eo fh e a t i n gf u r n a c e l r o t a t i n gr o b ；2 一a r g o ng a sp i p e ；3 t r a n s d u c e r ； 4 一f u m a c ec o v e r ；5 一f u r n a c eb o d y ；6 一c r u c i b l e ； 7 一】j q u i dm e t a l 8 一d o w n f l o wp i p e 试验装置如图l 所示，电阻炉为全封闭，炉内有 圆桶形的不锈钢坩埚6 ，用于熔化镁合金。试验时， 首先将炉温加热到4 0 0 ℃，然后将一定量的镁合金 锭放人坩埚中，为防止镁合金氧化和燃烧，加人镁锭 质量I ％的防氧化熔剂，同时通过氩气管2 向炉内 万方数据 2 有色金属第5 7 卷 通人氩气。将炉温升到7 3 0 ℃，静置3 0 m i n 后，将炉 温降到试验温度静置后进行浇铸。采用热电偶3 和 控温柜精确控制电阻炉内的温度，温度偏差为 I * C 。通过旋转塞杆1 的升降，液态镁合金经下流管 8 流出成形。试验工艺参数是镁合金的浇铸温度和 静置时间。 首先采用浇铸温度为6 0 0 ，5 9 4 ，5 9 0 ，5 8 5 ℃，每 个浇铸温度静置1 r a i n 后浇铸到温度为1 0 ℃的模具 中成形。其次浇铸温度为5 8 5 ℃，采用1 0 ，2 0 ，4 0 ， 6 0 m i n 不同的静置时间，然后浇铸到温度为1 0 ℃的 模具中成形。 模具的模腔尺寸为1 5 0 m m 1 5 0 r a mx4 0 r a m 。 切取试样的适当部位，抛光并观察微观组织。将试 验产品加工成拉伸试样，拉伸试样的尺寸如图2 所 示。试验温度为1 0 ℃，在5 0 k N 拉伸试验机 M I 、 8 1 0 上进行拉伸试验。 圈2 拉伸试样尺寸 F i g2D i m e n s i o no ft e n s i l es a m p l e 2 试验结果与讨论 2 ．1 不同工艺条件下的微观组织 图3 为静置时间为l m i n 时不同工艺条件下试 样的微观组织结构。从图3 可看出，试样中心的组 织比试样表面的要粗大一些，这是由于液态金属中 靠近模具的凝固速度比中心的要快。可见，增加冷 却速度有利于组织细化。图3 a ，e 的浇铸温度为 6 0 0 ℃，在液相线以上，获得发达的枝晶组织。图3 b ，f 是在5 9 4 ℃浇铸获得的组织，组织表现为细小 的枝晶和熔断枝晶，枝晶之间有少量的非球形的粒 状晶。图3 c ，g 的浇铸温度为5 9 0 ℃，表现为稍粗 大枝晶和枝晶退化的条状晶，条状晶之间有较 5 9 4 ℃浇铸多一些的粒状晶。图3 d ，g 的组织由大 量孤岛状的近球形晶，条状晶和小的枝晶组成。通 过上面的对比，可得出结论，在5 8 5 ℃浇铸时接近球 形的粒状晶最多，较接近于半固态组织。 图4 为5 8 5 ℃下不同保温时间试样的组织图。 图中颜色较黑的颗粒是5 8 5 ℃浆料中的固相，颜色 较浅的为浆料中液相结晶后的组织，结构为小枝晶。 静置时问1 0 m i n ，见图4 a ，浆料中的固相为大小不 均匀的近球形晶和残存的熔断枝晶。图4 b ，c 的 固相颗粒为球形的等轴晶，平均尺寸约为2 0 M m ，分 布较均匀，很理想的半固态组织。图4 d 表明有些 固相颗粒发生了粘合，颗粒的大小和分布都不均匀， 形状不圆整。 要想改善凝固组织，必然通过改变晶核的形成 和长大两个过程来实现。对近液相线制备半固态浆 料机理来说，晶核的形成很重要，但改变晶核的长大 过程也同样重要。 当浇铸温度为6 0 0 ℃时，高于液相线，不存在过 冷度，液体中虽然存在大量的准固态原子集团，但这 些集团非常不稳定，很难形成稳定的晶核，故形核率 较低，晶核可充分长大而形成标准的枝晶组织，如图 3 a ，e 所示。 当浇铸温度十分接近液相线时，如5 9 4 ℃，金属 液中存在较小的过冷度，由于非均质形核所需要的 临界形核功较小，又由于温度和能量的起伏，金属液 中形核率较高，但此时金属的固相率极低，在下一步 的浇铸结晶过程中，液相将发展成为枝晶。所不同 的是由于晶核较多，结晶过程中各晶核不能充分长 大，互相约束，导致主枝晶和二次枝晶较小。在凝固 过程中伴随着潜热的释放，能够造成能量起伏，容易 在枝晶曲率较大的地方熔断，但总体来说还是枝晶 组织，如图3 b ，f 所示。 近液相线法制备半固态浆料是不同于机械搅拌 和电磁搅拌的。这两种方法的搅拌实际上是对浆料 做功的过程，整个浆料的能量增加了。将结晶形成 的枝晶打碎而形成固相颗粒的半固态组织，枝晶破 碎变成球形颗粒是个表面能增加的过程，外力做功 是浆料能量增加的根源。但近液相线法制备半固态 浆料不具备外力搅拌条件，它要形成半固态球形颗 粒，对浆料总体来说也是一个能量增加的过程，主要 的形成原因是高温熔断，枝晶断裂所增加的表面能 是由加热炉提供的。在低于液相线附近静置一段时 间，由于温度的波动起伏，又由于浆料本身温度也较 高，容易在某些地方形成高温区，使枝晶中某些薄弱 的地方被熔断，如枝晶臂的根部，而使其形成更小的 枝晶或条状晶。 上述是针对整体的浆料而言的，是个能量增加 的过程。但对熔断下来的条状晶来说，还有一个降 低表面能达到较稳定状态的要求。条状晶在液相 中，并不是静止的，而存在一个动态平衡过程。由于 接近液相线温度较高，原子能量较大，性能较活泼， 条状晶表层上的原子脱离母体进入到液相中，同时 沼 万方数据 第4 期徐跃等A Z 9 1 D 镁台金半固态浆料近液相线法制备工艺3 固态组织。 a 一1 0 m i n ； b 一2 0 m i n ； c 一4 0 r a i n ； d 一6 0 r a i n 图4 在5 8 5 ℃不同保温时问对组织的影响 F i g4M i c r o s t r u c t u r e so fA Z 9 1 Du n d e rd i f f e r e n t s t a n d i n gt i m c sa t5 8 5 “ 3 对半固态浆料的形成，主要是改变浆料中固相 的形貌，使其成为球形颗粒，而半固态浆料中的液 相，结晶后形成枝晶组织。半固态产品的性能主要 由固相颗粒的多少、大小、圆度、分布等性质决定。 对近液相线法制备半固态浆料，也同样需要考虑浆 料具有适宜的固相率。在通常的铸造条件下，当金 属液的固相率达到2 0 ％～3 0 ％，已凝固的固相构成 空问网格，枝晶较粗大，宏观流动性已基本消失，熔 a 6 0 0 “ 2 s u r f a c e ； b 一5 9 4 “ C s u r f a c e ； 断较困难。对A Z 9 1 D 来说，在5 8 5 ℃时的固相率为 ‘c ， 、- 5 9 0 ℃‘篡‘“’；搂一；⋯8 5 X 、3 s u r { a c e h 1 9 ％，而当温度降到5 8 0 * 3 时，固相率为2 9 ％，枝晶6 0 0 | 1 2 e 一 c e n t e r ； f 一5 9 4 ℃ c e n t e r ⋯⋯一⋯。 ⋯⋯～⋯“ g 一5 9 0 x 3 。。一 ； h 一5 8 5 “ C e e m e r 数量多且粗大，又由于浆料温度降低，熔断变得困 图3 静置时间为l m i n 不同工艺条件下的组织难，形成半固态浆料周期长或不可能。当温度较高 F i g3M i c r 0 6 t r u e t u r e so f A Z 9 1 Du n d e rd i f f c r c n t 时，浆料中的固相率较低，虽能形成球形颗粒，但结 ‘比“n o ‘o g yc o n m “o n s 如r s 怕n d i “9 1 删“ 晶后组织中枝晶含量高，影响成形件的性能。所以 液相中的原子又吸附到结晶体上，随着静置时间的 5 8 5 。C 是制备A Z 9 1 D 半固态浆料较为理想的温度。 延长，由于表面张力的作用，它会逐渐增加曲率而降 2 ．2 不同工艺条件下的力学性能 低自身能量，即逐渐球化如图4 b ，c 所示。由于温 为了减少实测值的偶然因素，增加准确度，每种 度固定，整体浆料的固相率是不变的。当静置时间 工艺条件都加工3 个拉伸试样。力学性能如图5 所 短时，上述两种转变过程不彻底，表现为还有剩余的 示。几种近液相线浇铸工艺的屈服强度相差不大， 大枝晶、条状晶和形状不圆整的颗粒，见图4 a 。 都在8 5 ～9 5 M P 。之问，但强度极限和延伸率不同， 当静置时间较长时，由于晶粒长大和相邻位向合适 普遍的规律是随浇注温度下降，强度极限和延伸率 颗粒之间互相粘合，形成较大的颗粒，整个固相颗粒 逐渐提高，在5 8 5 2 静置2 0 ～4 0 m i n 时这两个指标 的大小和分布不均匀，见图4 d 。所以，静置时间 达到最高。5 8 5 C 静置2 0 m i ，，的o - b 为最高 对近液相线法制各半固态浆料是非常重要的参数。2 1 15 M P a ，5 8 5 。C 静置4 0 m i n 的a 为最高5 ．1 2 ％。 静置时间过长和过短都不利于形成球形固相颗粒，所以，在5 8 5 Z ；静置2 0 ～4 0 m i n 浇铸的近液相线试 试验表明，静置时间2 0 ～4 0 r a i n ，能形成较理想的半件的强度极限和延伸率最好。 万方数据 4有色金属第5 7 卷 芒 罩 越 麓 暹 制 恻 图5 不同浇铸条件下的力学性能 F i g ．5 M e c h a n i c a lp r o p e r t i e sf o rd i f f e r e n t e a ．s t i n gc o n d i t i o n s 外在表现出来的机械性能实际上是由内部微观 组织决定的。根据金属学的塑性变形理论【7 】，在冷 变形条件下，金属的塑性变形主要是晶内变形，晶问 变形只起次要作用，从变形机理来说，仍然是滑移和 孪生。当合金发生塑性变形时，滑移首先发生于较 弱的相中，随后变形很快过渡到固相颗粒之间的晶 问变形，相邻颗粒沿公共界面发生互相移动、转动 等。在近液相线浇铸的组织中，枝晶是较弱的相，即 细小的枝晶组织先发生塑性变形，即金属发生屈服。 对完全由枝晶构成或球形颗粒较少的试样，其力学 性能主要由枝晶的存在情况来决定。如6 0 0 ℃浇铸 的试样，力学性能相对来说较低。由于试验的几种 浇铸工艺的产品中都含有枝晶，所以屈服强度几乎 是相等的。由于半固态产品特有的球形或椭球形颗 粒，与传统的多边形晶粒相比，改善了晶同变形条 件，提高了产品的塑性，当变形量达到一定程度时， 塑性变形过渡到初生固相颗粒的变形，直至最后试 样断裂。综上所述，半固态组织有利于改善金属塑 性变形的条件，半固态组织中固相颗粒越多，越细小 圆整，在基体中分布越均匀，金属的塑性愈高，抗拉 强度愈高。由此可推出，在5 8 5 ℃静置2 0 ～4 0 m i n 所获得的半固态组织在这几种近液相线浇铸工艺中 内部微观组织是最好的。 2 ．3 拉伸断口的形貌分析 图6 反映出上述近液相线铸造的断口主要为穿 晶断1 3 和沿晶断1 2 1 的脆性断I Z l 【8 ] ，总体来说塑性较 差。这与拉伸试样断V I 处几乎看不到宏观塑性变形 是相一致的。图6 a ，b 合金主要为穿晶断裂，断E l 形貌为较多的解理小刻面和由解理台阶形成的河流 花样，解理河流较杂乱。台金的解理刻面大部分有 撕裂棱连接起来，多数河流花样也是通过撕裂形成 的。图6 c 合金也为穿晶断裂。解理刻面相对较 小，解理河流较少，表明塑性相比图6 a ，b 要差。 图6 d 断口中即有穿晶裂纹又有沿晶裂纹，形貌特 征为杂乱而细小的解理小刻面，二次裂纹较发达，局 部d , N 面上可看到很少量的解理河流，合金中很少 有通过撕裂形成的撕裂棱。图6 e ，f 台金塑性较 差，主要为沿品断裂，断口中几乎看不到解理河流花 样，特别是图6 e 可以看到典型的冰糖状、结晶状 的形貌，二次裂纹很发达。 f e lL f a 一5 8 5 ℃ 2 0 r a i n ； b 一5 8 5 “ C 4 0 r a i n ； c 一5 8 5 1 2 d 一5 9 0 ℃； e 一5 9 4 ℃； f 一6 0 0 ℃ 圈6 不同浇铸条件下的断口形貌 F i g ．6 F r a c t u r ea p p e a r a n c eo fd i f f e r e n t c a s t i n gc o n d i t i o l l s 从上面断口分析可得到，5 8 5 ℃静置2 0 ～4 0 m i n 的塑性相对要好一些。 3 结论 近液相线法制备半固态浆料是一种新型的制浆 方法，具有广阔的发展前景。A Z 9 1 D 半固态浆料的 近液相线法制备工艺研究和对所得试样的组织、力 学性能、断口形貌分析表明，在5 8 5 “ C ，静置2 0 ～ 4 0 r a i n 后浇铸，能获得较理想的半固态组织，试样的 力学性能较好。 万方数据 第4 期徐跃等A Z 9 1 D 镁舍金半固态浆料近液相线法制备工艺 5 参考文献 1 ] M e r t o n CF l e m i n g sB e h a v i o ro fa l l o y s i n t h es e m i s o l i ds t a t e 【J ] M e t a l l u r g i c a l T r a n s a c t i o n ，1 9 9 0 ，2 2 B 6 2 6 9 2 9 3 [ 2 jZF a nS e m i s o t i dm e t a lp r o c e s s i n g 【J ] I n r e r n a t i o n a lM a t e r i a l sR e v i e w ，2 0 0 2 ；4 7 2 4 9 8 5 [ 3 ] R o s s oM ，M u sC ，C h i a r m e t t aGL i q u i dh o ti s o s t a t i cp r e ．s s i n gp r o c e s st Oi m p r o v ep r o p e r t i e so ft h i x o f o r mp a r t s [ JJM e r a l l u r g l c a l S c i e n c ea n dT e c h n o l o g y ，2 0 0 0 ，1 8 3 1 21 6 [ 4 ] 乐启炽，欧鹏，吴跃东A Z 9 1 D 镁合金近液相线铸造研究[ J ] ．金属学报，2 0 0 2 ，3 8 2 2 1 9 2 2 4 [ 5 ] 董杰，路贯民，崔建忠3 5 6 铝合金凝固形核过程及液相线半连续铸造组织的研究[ J ] ．铸造，2 0 0 1 ，5 0 1 2 7 2 0 7 2 3 [ 6 ] 乐启炽，欧鹏，崔建忠，等镁舍金半固态制浆新工艺[ J ] 东北大学学报，2 0 0 2 ，2 3 4 3 7 1 3 7 4 ． [ 7 ] 康永林，毛为民，胡壮麒金属材料半固态加工理论与技术[ M ] ．北京科学出版社，2 0 0 4 9 0 1 1 8 [ 8 ] 上海交通大学金属断口分析[ M ] ．北京国防工业出版杜，1 9 7 9 3 4 6 7 ． P r e p a r a t i o nT e c h n o l o g yo fA Z 9 1 DM g - a l l o yS e m i - s o l i dS l u r r yb yN e a r - l i q u i d u sM e t h o d X UY u e ，K A N Gy o a g - U n ，W A N GZ h , z o - u i S c h o o lo f M a t e r i a l sS c i e n c ea n d E n g i n e e r i n g ，【而i t w “廿o f S c i e n c ea n d T e c h n o l o g y B e q i n g ，B e i j i n g1 0 0 0 8 3 ，C h i n a A b s t r a e t T h ep r e p a r i n gt e c h n o l o g yf o rs e n t i s o l i ds l u r r yb yn e a rl i q u i d u sm e t h o di si n v e s t i g a t e dw i t he x p e r i m e n t a l m a t e r i a lo fm a g n e s i u ma l l o yA Z 9 1 Db ya d j u s t i n gt h et e s tp a r a m e t e r ss u c ha sc a s t i n gt e m p e r a t u r ea n ds t a n d i n g t i m e ，a n dt h em i c r o s t r u c t u r e ，m e c h a n i c a lp r o p e r t i e sa n df r a c t u r ea p p e a r a n c eo ft h et e s ts a m p l e sa rea n a l y z e d ． T h er e s u l t Ss h o wt h a tA Z 9 1 Ds l u r r yw i t hm o r ep e r f e c ts e m i s o l i ds t r u c t u r ea n db e t t e rm e c h a n i c a lp r o p e r t i e sc a n b ep r e p a r e da t5 8 5 ℃c a s t i n ga f t e rs t a n d i n gf o r2 0 - - 4 0m i n u t e s K e y w o r d s m e t a lm a t e r i a l ；s e m i s o l i ds l u r r y ；n e a rl i q u i d u sc a s t i n g ；m i c r o s t r u c t u r e ；m e c h a n i c a lp r o p e r t i e s ； f r a c t u r ea p p e a r a n c e 万方数据