保溫溫度與時(shí)間對(duì)Cp/AZ91D 復(fù)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(xué)，山東濟(jì)南 250101；2.齊魯工業(yè)大學(xué)（山東省科學(xué)院）新材料研究所，山東濟(jì)南 250012）

0 引言

半固態(tài)成型技術(shù)是一種較為新型的金屬成型技術(shù)。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(diǎn)而被廣泛關(guān)注。二十世紀(jì)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(xiàn)與固相線(xiàn)之間進(jìn)行保溫并進(jìn)行攪拌，將會(huì)得到流動(dòng)性很好的合金漿料，此時(shí)合金組織中晶粒主要呈現(xiàn)短軸狀或球狀。常見(jiàn)的半固態(tài)漿料制備工藝主要有：電磁攪拌法、機(jī)械攪拌法、應(yīng)力熔體激活法、霧化法等[3-6]。半固態(tài)加工技術(shù)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(shí)間對(duì)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(shí)間參數(shù)。

1 試驗(yàn)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(jìn)行保護(hù)。合金完全融化后，降溫至730 ℃并加入1%的六氯乙烷進(jìn)行精煉，精煉完畢后，加入1.5wt%Cp 顆粒，并充分?jǐn)噭颍?20℃保溫15min。將720℃的熔液澆鑄在固定在振動(dòng)平臺(tái)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(jìn)行保護(hù)，待保溫結(jié)束后水淬得到半固態(tài)試樣，進(jìn)行金相分析與EDS 測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同溫度對(duì)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(dāng)溫度為590℃時(shí)（圖1a）中可以看出，Cp顆粒黑色點(diǎn)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(duì)較少，初生的α-Mg 相被薄薄的液相分割開(kāi)來(lái)，并且一些細(xì)小的點(diǎn)狀晶內(nèi)液相彌散分布在晶粒內(nèi)部。隨著溫度進(jìn)一步上升，當(dāng)溫度達(dá)到600℃時(shí)，在圖1b 中可以看出，晶粒內(nèi)部的點(diǎn)狀液相開(kāi)始逐漸增多，并且點(diǎn)狀液相也開(kāi)始出現(xiàn)粗化的趨勢(shì)，初生的α-Mg 相開(kāi)始出現(xiàn)合并與粗化的趨勢(shì)，并且從比較規(guī)則的多邊形形貌開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的多邊形形貌。溫度進(jìn)一步上升，當(dāng)溫度達(dá)到610℃時(shí)，圖1c 液相數(shù)量達(dá)到20%左右，晶粒內(nèi)點(diǎn)狀晶粗化明顯并變?yōu)樾∫撼匦蚊玻跎摩?Mg 相懸浮分布在液相中，并且初生的α-Mg 進(jìn)一步粗化，而且球化效果明顯。當(dāng)溫度繼續(xù)上升達(dá)到620℃時(shí)，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(guò)于接近液相點(diǎn)，保溫30min 后，坩堝內(nèi)的錠料全部變?yōu)橐簯B(tài)，進(jìn)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(dāng)溫度為590℃時(shí)，此時(shí)溫度較低，原子擴(kuò)散能力低，液相數(shù)量極少，初生的α-Mg 相無(wú)法被液相分隔，并未發(fā)生合并。當(dāng)溫度為600℃時(shí)，原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，此時(shí)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(huì)通過(guò)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(huì)通過(guò)自身旋轉(zhuǎn)使晶粒取向趨向于一致并以合并來(lái)降低體系能量，因此在圖1b 中開(kāi)始出現(xiàn)晶粒合并的現(xiàn)象。隨著溫度進(jìn)一步上升，當(dāng)溫度達(dá)到610℃時(shí)，由于溫度過(guò)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(duì)于多邊形晶界由于尖角處能量過(guò)高，因此部分重熔優(yōu)先發(fā)生在多邊形尖角處，因此開(kāi)始出現(xiàn)球化效應(yīng)。對(duì)于相鄰且晶粒取向相差較大的晶粒由于無(wú)法合并，其自身也會(huì)長(zhǎng)大為較大的顆粒。隨著溫度進(jìn)一步上升，原子的擴(kuò)散能力、液相率、以及球化速率也會(huì)進(jìn)一步提高。

加熱溫度決定原子的擴(kuò)散速率。溫度高，原子更活潑，擴(kuò)散速率越快；溫度越低，擴(kuò)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(shí)原子擴(kuò)散速率弱，因此α-Mg 中Al 濃度會(huì)隨著加熱溫度的上升而升高。但溫度達(dá)到600℃后，繼續(xù)升高溫度，如果按照溫度與原子擴(kuò)散速率的關(guān)系來(lái)看，其α-Mg 中的Al 含量會(huì)進(jìn)一步升高，但是表中卻呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，這是由于在600℃時(shí)，半固態(tài)已達(dá)到平衡狀態(tài)，進(jìn)一步提高溫度，會(huì)大大縮短到達(dá)平衡狀態(tài)的時(shí)間，而后的時(shí)間會(huì)按照Mg-Al 相圖中液相線(xiàn)的發(fā)展趨勢(shì)發(fā)展，即隨著溫度的進(jìn)一步升高Al 含量會(huì)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(shí)間對(duì)半固態(tài)微觀組織的影響

Cp/AZ91D 復(fù)合材料半固態(tài)組織演變過(guò)程分為四個(gè)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(shí)間的增加，液相比例會(huì)逐漸升高。這是由于隨著保溫時(shí)間的增加，部分α-Mg 相熔化，因此液相比例會(huì)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(huì)對(duì)熔點(diǎn)有所影響，曲率半徑越大熔點(diǎn)越低。對(duì)于圖2a 來(lái)說(shuō)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(huì)向著球化轉(zhuǎn)變。并且在晶粒內(nèi)部彌散分布著一些細(xì)小的Cp顆粒。圖2b 所示，當(dāng)保溫溫度為60min 時(shí)，部分多邊形顆粒狀的α-Mg 相開(kāi)始出現(xiàn)球化趨勢(shì)，而且晶粒內(nèi)部的點(diǎn)狀液相開(kāi)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(jìn)一步延長(zhǎng)，當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到90min 時(shí)，不規(guī)則多邊形已完全變?yōu)榻蛐晤w粒，并且液相比例達(dá)到50%。圖2d 所示，當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到120min時(shí)，液相量沒(méi)有明顯變化，比例依舊在50%左右，這說(shuō)明此時(shí)，組織以達(dá)到固-液平衡的狀態(tài)，但這期間由于原子擴(kuò)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(xì)小的晶內(nèi)點(diǎn)狀相粗化明顯，變?yōu)樾∫撼亍?/p>

圖2 不同保溫時(shí)間600℃半固態(tài)顯微組織

圖3 為600℃Cp/AZ91D 復(fù)合材料不同保溫時(shí)間液相量圖，可以看出從0～60min 時(shí)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(shí)還未達(dá)到固液平衡，因此隨著加熱時(shí)間延長(zhǎng)液相量急劇增長(zhǎng)。到達(dá)60min 后，由于達(dá)到固液平衡點(diǎn)，因此液相量增長(zhǎng)緩慢。圖4 為600℃不同Cp/AZ91D 復(fù)合材料不同保溫時(shí)間晶粒尺寸圖，從圖中可以看出隨著保溫時(shí)間增加，晶粒尺寸呈現(xiàn)長(zhǎng)大的趨勢(shì)。

圖3 600℃Cp/AZ91D 復(fù)合材料不同保溫時(shí)間液相量圖

在圖4 中可以看出，晶內(nèi)小液池也隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增長(zhǎng)。在0～30min 時(shí)，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(guò)程中，枝晶臂快速合并，一些未固溶到α-Mg 中的共晶β 相會(huì)殘留在粗化后的晶粒內(nèi)。隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，試樣溫度上升，當(dāng)?shù)竭_(dá)共晶溫度后，粗化的晶粒內(nèi)部的共晶β 相開(kāi)始熔化并形成小液池。因?yàn)榇诉^(guò)程中β 相剛剛開(kāi)始熔化，因此在晶粒內(nèi)部的小液池尺寸很小。隨著加熱時(shí)間延長(zhǎng)，30～60min 區(qū)間，試樣處于組織分離和快速球化的過(guò)程。隨著保溫時(shí)間增長(zhǎng)，試樣溫度上升，晶粒內(nèi)部的α-Mg 開(kāi)始熔化，因此此時(shí)晶粒內(nèi)部的小液池開(kāi)始長(zhǎng)大，數(shù)量開(kāi)始增多。隨著加熱時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，試樣處于最終粗化階段，晶粒開(kāi)始合并長(zhǎng)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(kāi)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(kāi)始合并，小液池?cái)?shù)量開(kāi)始減少，但是其尺寸開(kāi)始增加。

圖4 600℃Cp/AZ91D 復(fù)合材料不同加熱時(shí)間晶粒尺寸圖

3 結(jié)論

（1）溫度與時(shí)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(zhǎng)時(shí)間會(huì)獲得更好的均勻球化半固態(tài)組織，但是過(guò)高的溫度或過(guò)長(zhǎng)的保溫時(shí)間導(dǎo)致初生α-Mg 相粗化且不均，液相量過(guò)多。過(guò)低的溫度或過(guò)短的保溫時(shí)間會(huì)導(dǎo)致液相量較低，球化率低。這些從根本上來(lái)講是由于溫度改變?cè)訑U(kuò)散能力的原因。

（3）對(duì)于Cp/AZ91D 復(fù)合材料最好的半固態(tài)溫度為600℃，半固態(tài)保溫時(shí)間為60min。