半固态金属成形时金属液呈层流态、充型平稳, 无飞溅, 且在获得均匀非枝晶组织、节约能源和近终成形等方面具有独特的优势, 是21世纪最具前景的成形方法^[1-3]。半固态金属成形技术的基础和关键, 是获得良好的非枝晶组织。当前, 制备半固态非枝晶组织的方法有机械搅拌法^{[4, 5]}、电磁搅拌法^[6]、超声振动法^{[7, 8]}、低过热度浇注法^[9]和等温热处理法^[10-12]等。等温热处理法省略了制备半固态坯料的步骤, 而是在半固态成形前的二次加热过程中实现非枝晶组织。等温热处理法的工艺简单, 成本低廉, 无需特殊设备, 受到重视^[10-12]。为此, 本文研究AZ91D镁合金在半固态等温热处理过程中的组织演变。

1 实验方法

实验材料为商用AZ91D镁合金, 其固相线为468℃, 液相线为596℃。AZ91D镁合金的铸态组织, 由初生α-Mg相和不连续网状分布的β-Mg₁₇Al₁₂相组成(图1)。

AZ91D镁合金的熔化在井式电阻坩埚炉中进行, 用自制覆盖剂保护熔体以防AZ91D镁合金氧化燃烧。当温度达到700℃时静置5 min, 再将熔体浇注至已预热至200℃的钢模中铸成直径为25 mm长度为100 mm的锭料。将锭料切割成直径为25 mm厚度为10 mm的试样, 在控温精度为±2℃的箱式炉中进行等温热处理。等温热处理的温度分别为565、570、575、580和585℃, 等温热处理时间分别为5、15、30 、45 、60和90 min。当试样温度达到设定温度时开始计时, 达到预定时间时取出试样进行水淬。

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图1   AZ91D镁合金的铸态组织

Fig.1   As-cast microstructure of AZ91D alloy

用5%硝酸酒精溶液腐蚀金相试样, 用金相显微镜(OM)观察显微组织形貌。

2 结果和讨论

2.1 保温温度对半固态组织的影响

当保温时间为15 min时, 保温温度对AZ91D镁合金半固态组织的影响, 如图2所示。由图2可见, 随着保温温度的提高初生α-Mg颗粒的圆整度提高。当保温温度为565℃时初生α-Mg颗粒已出现球化趋势, 但是大部分晶粒相互连接在一起, 液相含量较少, 液相主要以两晶粒之间的液相薄膜形式存在(图2a)。当保温温度为570℃时液相含量增多, 晶粒圆整度明显提高, 晶粒大小较均匀, 晶粒主要被液相与液相薄膜分离(图2b)。当保温温度为575℃和580℃时液相含量进一步增加, 晶粒圆整度也进一步提高(图2c、d)。当保温温度为585℃时晶粒开始熔化, 液相含量增加, 晶粒圆整度下降(图2e)。

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图2   在不同温度保温15 min的半固态组织

Fig.2   Microstructure of semi-solid AZ91D alloy treated at 565℃ (a) , 570℃ (b), 575℃ (c), 580℃ (d) and 585℃(e) for 15 min

在半固态等温热处理的过程中晶界处的β-Mg₁₇Al₁₂和周围的α-Mg形成了低熔点的共晶组织, 率先熔化形成液相。在随后的保温过程中该液相作为液化源对未熔晶界浸渗和蔓延, 加快晶界的熔化。因此, 液相越来越多并不断浸渗晶界, 促成固相的粒化, 从而逐渐呈现被液相隔离和包围的固相颗粒, 形成由液相和固相颗粒组成的半固态组织。但是若保温温度过高, 原子活动能力增强使半固态组织的球化效果变差。

2.2 保温时间对半固态组织的影响

在575℃保温时间对AZ91D镁合金半固态组织的影响, 如图3所示。当保温时间为5 min时晶界上的共晶体发生重熔, 部分晶粒被液相薄膜分离, 但晶粒球化不明显, 液相含量非常少(图3a)。当保温时间为15、30和45 min时液相含量增多, 晶粒圆整度较好, 晶粒大小均匀(图3b、c、d)。当保温时间为60 min时初生α-Mg颗粒已出现合并长大趋势(图3e)。当保温时间为90 min时初生α-Mg颗粒已明显长大(图3f)。

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图3   在575℃保温不同时间的半固态组织

Fig.3   Microstructure of semi-solid AZ91D alloy after holding at 575℃ for 5 min (a), 15 min (b), 30 min (c), 45 min (d), 60 min (e) and 90 min (f)

在580℃保温时间对AZ91D镁合金半固态组织的影响, 如图4所示。由图4可见, 在580℃下AZ91D镁合金半固态组织随着时间的变化趋势与575℃时的情况类似, 但是球化速度提高, 例如保温5 min时晶粒在580℃的球化比575℃时明显。保温15-45 min时晶粒圆整度较好, 大小也较均匀; 保温60 min时晶粒明显开始合并长大。

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图4   在580℃保温不同时间的半固态组织

Fig.4   Microstructure of semi-solid AZ91D alloy after holding at 580℃for 5 min (a), 15 min (b), 30 min (c), 45 min (d), 60 min (e) and 90 min (f)

2.3 半固态组织属性

由图5可见, 半固态组织中的液相主要由相邻两固相颗粒之间的线性液膜、多个固相之间的液相和包裹在固相颗粒内部的“小液池”组成。形成“小液池”的原因: 首先, 合金组织中的大量缺陷(如空位、偏析等)使原子不规则排列, 从而使该区域出现能量起伏, 然后在外界能量的作用下液相在缺陷较多的位置优先析出, 形成“小液池”; 其次, 在等温处理过程中相互叠加的枝晶组织将液相包裹在初生α-Mg中而形成“小液池”。同时, 由图5还可发现, 固相颗粒有两种形态, 即初生α-Mg颗粒和二次凝固时形成的α-Mg相。二次α-Mg相比初生α-Mg颗粒小, 二次α-Mg相是保温时合金中的液相在随后水淬时凝固形成的。

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图5   在575℃保温30 min时AZ91D镁合金的半固态组织

Fig.5   Microstructure of semi-solid AZ91D alloy treated at 575℃ for 30 min

2.4 半固态组织演化机理

在等温热处理过程中半固态组织的演化经历了3个阶段: (1) 组织分离。当保温温度较低或保温时间较短时, 初生α-Mg颗粒主要被液相薄膜或少量液相液相隔开。其原因是, 保温时间较短时, 在温度到达共晶点之前共晶相没有足够的时间完全溶解到初生α-Mg相中, 这阻碍了共晶相熔化为液相而将初生α-Mg颗粒分开。当保温温度较低时溶质原子的扩散不充分, 固相粒子的熔化速率较小, 因而液相含量较少。(2) 球化。球化是半固态组织演变的重要阶段。半固态组织的球化与固相颗粒的曲率有关, 因为固相颗粒的曲率变化造成合金平衡熔点发生变化。固相颗粒的曲率与合金平衡熔点之间的关系^[10]为

(1)ΔTr=-2σslTmVSKΔHm

式中ΔT_r为固相曲率变化引起的合金平衡熔点的变化, σ_sl为固液界面张力, T_m为固液界面为平界面时的熔点, V_s为固相的摩尔体积, K为固液界面的曲率, ΔH_m为液固转变时的摩尔焓值。根据式(1)可知, 曲率越大则熔点越低。因此, 在等温过程中固相颗粒的边角处容易熔化并演变为球状。

另一方面, 根据Gibbs-Thomson公式, 界面处溶质浓度与曲率半径的关系 ^[13]为

(2)cα(r)=cα(∞)exp2σVBkBTr

式中 cα(r)为曲率半径r处的原子浓度, cα(∞)为平界面时原子浓度, σ为表面张力, VB为原子体积, kB为形状因子, T为温度, r为曲率半径。

根据式(2), 曲率半径越小则原子浓度越高。初生α-Mg颗粒在不同位置的曲率不同, 因此在这些位置产生原子浓度梯度。在等温处理过程中原子从曲率大(即原子浓度高)的位置向浓度低(即平界面处)扩散, 使原先那些位置局部的原子浓度平衡打破。为了保持原子的浓度平衡, 曲率较大的地方发生熔断以使曲率变小、原子浓度下降, 从而形成了球状的组织。(3)粗化长大。合金的初生固相颗粒尺寸随着保温时间的增加而粗化长大, 其粗化机制主要为Ostwald熟化。Ostwald熟化机理表现为小尺寸颗粒熔化消失, 大尺寸颗粒长大。在无对流的情况下, 固相颗粒的尺寸遵循LSW理论^[14], 即

(3)dt3=d03+Kt

式中d_t为t时刻下固相颗粒的平均尺寸, d₀为初始固相颗粒的平均尺寸, K为粗化速率常数, t为时间。式(3)表明, 随着保温处理时间的延长固相颗粒将长大。

3 结论

1. 半固态AZ91D镁合金组织在等温热处理过程中经历了组织分离、球化和粗化长大三个过程。

2. 半固态组织中的液相由液相、小液池和液相薄膜组成, 固相由初生α-Mg相和二次凝固形成的α-Mg相组成。

3. 在575℃和580℃保温15-45 min可得到理想的半固态AZ91D镁合金组织。