胡勇，饒麗，鄒天平（.華東交通大學(xué)機電工程學(xué)院，江西南昌33003；2.江西省科學(xué)院鎢銅新材料重點實驗室，江西南昌330029）

?

等溫?zé)崽幚韺M60-1Si合金半固態(tài)組織的影響

胡勇1，2，饒麗1，鄒天平1
（1.華東交通大學(xué)機電工程學(xué)院，江西南昌330013；2.江西省科學(xué)院鎢銅新材料重點實驗室，江西南昌330029）

摘要：采用半固態(tài)等溫處理法研究保溫溫度和保溫時間對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響規(guī)律。研究結(jié)果表明: AM60-1Si合金的半固態(tài)組織經(jīng)歷了近球狀晶粒的形成、晶粒的球化和球晶的長大過程；隨著保溫溫度的增加和保溫時間的延長，初生α-Mg固相顆粒的尺寸先減小、后增大；605℃時保溫45 min可獲得晶粒細(xì)小、分布均勻且球狀的半固態(tài)組織；在等溫處理的過程中，漢字狀的Mg2Si相變?yōu)榻驙睢?/p>

關(guān)鍵詞：金屬材料；半固態(tài)；Mg2Si；等溫?zé)崽幚?；微觀組織

0 引言

半固態(tài)金屬成形具有凝固收縮小、偏析小、材料消耗少、節(jié)約能源、產(chǎn)品質(zhì)量較高等優(yōu)良特性，成為成形鎂合金零件的重要成形方法［1 -3］。獲得細(xì)小球狀的半固態(tài)金屬漿料（坯料）是半固態(tài)金屬成形的關(guān)鍵，目前制備半固態(tài)金屬漿料（坯料）的方法有機械攪拌法［3 -5］、電磁攪拌法［6 -7］、應(yīng)力誘變?nèi)垠w激活法［8］、超聲振動法［9］和等溫處理法［10 -12］等。等溫?zé)崽幚矸ㄊ÷粤税牍虘B(tài)坯料的制備，在半固態(tài)觸變成形前的二次加熱過程中實現(xiàn)非枝晶組織，其工藝簡單，無需特殊設(shè)備，成本低廉，生產(chǎn)效率高，受到廣大科技工作者的重視。

Mg2Si具有密度低、熔點高、強度高、彈性模量高、熱膨脹系數(shù)低及高溫穩(wěn)定性好等優(yōu)點，可提高鎂合金的高溫性能［13］。但是，中國漢字狀Mg2Si相會割裂鎂基體，從而影響鎂合金性能。因此，必須找出方法將Mg2Si相細(xì)化。Qin等［14］研究表明，采用等溫處理法可將Al-Si合金中的中國漢字狀Mg2Si相變?yōu)榍驙睢榇?，本文擬采用等溫處理法改變AM60-1Si合金中中國漢字狀Mg2Si相形貌并研究其對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響。

圖1 AM60鎂合金鑄態(tài)組織Fig. 1 The as-cast microstructure of AM60 alloy

圖2 AM60-1Si合金鑄態(tài)組織Fig. 2 The as-cast microstructure of AM60-1Si alloy

1 實驗方法

實驗用材料為商用AM60鎂合金和結(jié)晶Si，AM60鎂合金的固相線為545℃，液相線為615℃. AM60鎂合金的熔化在井式電阻坩堝爐中進行。為防止AM60鎂合金的氧化燃燒，采用自制覆蓋劑對熔體進行保護。當(dāng)溫度達(dá)到800℃時保溫，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1. 0%結(jié)晶Si［13］。為使結(jié)晶Si充分溶解和成分均勻，對熔體保溫15 min.將溫度降至700℃，再將熔體澆注至已預(yù)熱的鋼模中；將試樣在箱式爐（控溫精度為±2℃）中進行等溫?zé)崽幚?，等溫?zé)崽幚頊囟葹?90℃、600℃、605℃和610℃，等溫?zé)崽幚頃r間為30 min、45 min、60 min.當(dāng)試樣溫度到達(dá)設(shè)定溫度時開始計時，達(dá)到預(yù)定時間后取出試樣進行水淬。用5%硝酸酒精溶液對金相試樣腐蝕，采用金相顯微鏡（OM）觀察顯微組織形貌。用德國Bruker公司產(chǎn)D8 ADVANCE型多功能X射線衍射（XRD）儀對試樣進行物象分析，實驗條件為：Cu Kα線，電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描速度為6°/ min.

2 結(jié)果與討論

2. 1 鑄態(tài)組織

AM60鎂合金的鑄態(tài)組織由初生α-Mg相和網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相組成（見圖1）。向AM60鎂合金中加入了Si之后，組織中出現(xiàn)了中國漢字狀的化合物（見圖2）。圖2右上角為中國漢字狀化合物的放大圖。為了確定中國漢字狀化合物的成分，對比了AM60鎂合金和AM60-1Si合金的XRD譜，其結(jié)果如圖3所示。由圖3可知，AM60-1Si合金XRD譜除了存在與AM60鎂合金XRD譜相同的α-Mg相和β-Mg17Al12相的峰外，還存在Mg2Si相的峰。由此可推斷，加入Si后，合金組織中出現(xiàn)的中國漢字狀相為Mg2Si.

2. 2 AM60鎂合金半固態(tài)組織

當(dāng)保溫時間為30 min時，不同保溫溫度下AM60鎂合金半固態(tài)組織如圖4所示。當(dāng)保溫溫度為600℃（見圖4（a））時，晶粒之間發(fā)生了熔合合并，組織中出現(xiàn)了大塊狀和部分小塊狀的晶粒，晶粒內(nèi)部有“小液池”出現(xiàn)。當(dāng)保溫溫度為605℃（見圖4（b））時，晶界處有較多的液相析出，初生α-Mg固相顆粒被液相分割開，雖然初生α-Mg固相顆粒出現(xiàn)了球化趨勢，但圓整度不高，主要呈條狀形態(tài)分布，晶粒根部出現(xiàn)了頸縮現(xiàn)象，晶粒內(nèi)部仍然存在“小液池”。同時，由圖4（b）發(fā)現(xiàn)，固相顆粒有兩種形態(tài)，即初生α-Mg顆粒和二次凝固時形成的α-Mg相。二次α-Mg相比初生α-Mg顆粒小得多。二次α-Mg相是保溫時合金中的液相在隨后水淬時凝固形成的。

由圖4發(fā)現(xiàn)，固相顆粒內(nèi)部同時存在“小液池”?！靶∫撼亍钡男纬捎袃蓚€原因：1）由于合金組織中存在大量缺陷（如空位、偏析等），造成原子不規(guī)則排列，從而該區(qū)域易出現(xiàn)能量起伏，然后在外界能量的作用下，液相便在缺陷較多的位置優(yōu)先析出，形成“小液池”；2）在等溫處理過程中，相互疊加的枝晶組織將液相包裹在初生α-Mg中而形成“小液池”。

圖3 AM60和AM60-1Si合金的XRD譜Fig. 3 XRD patterns of AM60 alloy and AM60-1Si alloy

2. 3 AM60-1Si合金半固態(tài)組織

2. 3. 1 保溫溫度對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響

圖5為保溫時間為60 min時，不同保溫溫度對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響。由圖5可見，隨保溫溫度的提高，初生α-Mg顆粒的圓整度提高。當(dāng)保溫溫度為590℃時，初生α-Mg相已被液相分離，晶粒變?yōu)槎噙呅涡螤?，且晶粒中有頸縮現(xiàn)象，晶粒圓整度較差（見圖5（a））。當(dāng)保溫溫度為600℃時，晶粒中的尖角被熔化，晶粒圓整度提高且晶粒變得更細(xì)小，但晶粒大小不均勻（見圖5（b））。當(dāng)保溫溫度為605℃時，初生α-Mg顆粒的平均尺寸為135 μm，較600℃時略有增大，但晶粒已達(dá)到較理想的圓整度，且晶粒大小趨于均勻（見圖5（c））。當(dāng)保溫溫度為610℃，液相明顯增多，晶粒球化效果被破壞，組織中已見不到球狀顆粒（見圖5（d））。

由圖5可見，隨著保溫溫度的升高，初生α-Mg固相顆粒尺寸先減小后增大。這是由于在較低溫度進行保溫處理時熔化對固相顆粒的尺寸起著決定作用。因此，當(dāng)溫度低于600℃時，隨溫度升高固相顆粒的尺寸下降。但是，當(dāng)溫度進一步升高時，粗化機制對固相顆粒的尺寸起了決定作用，因而固相顆粒尺寸變大。同時，在高溫條件下保溫（如保溫溫度為610℃）時，原子活動能力過強，初生α-Mg顆粒發(fā)生熔化，因此球狀晶粒消失。

圖4 AM60合金不同保溫溫度下保溫30 min的半固態(tài)組織Fig. 4 Semi-solid microstructure of AM60 alloy after treated at different temperatures for 30 min

2. 3. 2 保溫時間對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響

圖6為保溫溫度為605℃時不同保溫時間對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響。由圖6可見，在605℃保溫30 min時，晶界上的共晶組織發(fā)生了重熔，初生α-Mg顆粒被液相薄膜分開，晶粒較細(xì)小，但圓整度不高，有較多的條狀及多邊形晶粒（見圖6（a））。當(dāng)保溫時間為45 min時，液相含量增多，晶粒圓整度明顯提高，晶粒大小均勻，且晶粒均勻分布在合金中，初生α-Mg顆粒的平均大小為83 μm（見圖6（b））。當(dāng)保溫時間為60 min時，發(fā)現(xiàn)球化顆粒出現(xiàn)長大的趨勢，初生α-Mg顆粒的平均尺寸為135 μm（見圖6（c））。從圖6可見，隨保溫時間的延長，合金組織經(jīng)歷了近球狀晶粒的形成、晶粒的球化和球晶的長大過程。

合金的初生固相顆粒尺寸隨時間的增加發(fā)生了很大的變化。在前45 min內(nèi)，顆粒平均尺寸下降，當(dāng)時間達(dá)到45 min時，顆粒平均尺寸最小。隨保溫時間的進一步增加，顆粒尺寸增大。這是因為在保溫初始階段，熔化對初生固相顆粒尺寸起決定作用，使得顆粒尺寸減小。但是，隨等溫時間的增加，固相顆粒開始粗化長大，其粗化機制主要為合并粗化和Ostwald熟化。Ostwald熟化機理表現(xiàn)為小尺寸顆粒熔化消失，大尺寸顆粒長大。在無對流的情況下，固相顆粒的尺寸遵循LSW理論［15］，即

圖5 保溫溫度對AM60-1Si合金半固態(tài)組織的影響Fig. 5 Semi-solid microstructure of AM60-1Si alloy after treated at different temperatures for 60 min

圖6 605℃時不同保溫時間下AM60-1Si合金的半固態(tài)組織Fig. 6 Semi-solid microstructures of AM60-1Si alloy treated at 605℃for different holding times

式中：t為時間；dt為t時刻下固相顆粒的平均尺寸；d0為初始固相顆粒的平均尺寸；k為粗化速率常數(shù)。根據(jù)（1）式可知，隨保溫處理時間的延長，固相顆粒將長大。

對比圖4（b）和圖6（a）發(fā)現(xiàn)，在相同等溫處理條件下，AM60-1Si合金的半固態(tài)組織比AM60鎂合金的半固態(tài)組織明顯要小。這是因為，在等溫?zé)崽幚碇?，加入Si的AM60鎂合金中原位生成了高熔點的Mg2Si相（見圖2）。在等溫?zé)崽幚淼倪^程中，高熔點的Mg2Si相將阻礙原子向固相粒子聚集和結(jié)合，抑制固相顆粒的長大，形成細(xì)小的半固態(tài)組織。同時，在半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中，Si將富集在固相顆粒間的液相中，抑制原子擴散，使Ostwald熟化進程減慢。況且，只有當(dāng)固相顆粒間的界面能γss小于固液界面能γsl時，兩固相顆粒才能焊合在一起［16］。Si富集在固相顆粒間的液相中，使γsl增大，從而阻礙固相顆粒的合并，因而AM60-1Si合金的半固態(tài)組織更為細(xì)小和均勻。

2. 4 半固態(tài)組織球化機制

球化是半固態(tài)組織演變的重要階段。由于固相顆粒的曲率變化會造成合金平衡熔點發(fā)生變化，因此半固態(tài)組織的球化與固相顆粒的曲率有關(guān)。固相顆粒的曲率與合金平衡熔點之間滿足如下關(guān)系［10］：

式中：ΔTr為固相曲率變化引起的合金平衡熔點的變化；σsl為固液界面張力；Tm是固液界面為平界面時的熔點；Vs為固相的摩爾體積；K為固液界面的曲率；ΔHm為液固轉(zhuǎn)變時的摩爾焓值。根據(jù)（2）式可知，曲率越大，則熔點越低。因此，在等溫過程中，固相顆粒的邊角處容易熔化并演變?yōu)榍驙睢?/p>

2. 5 Mg2Si形貌

圖7為半固態(tài)組織中Mg2Si的形貌。由圖7可見，半固態(tài)組織中，Mg2Si相不再呈中國漢字狀，已轉(zhuǎn)變?yōu)榻驙畹念w粒。由于Mg2Si的熔點為1 085℃，因而在等溫處理過程中，中國漢字狀的Mg2Si相不可能以熔融的方式向近球狀顆粒轉(zhuǎn)變。根據(jù)Gibbs-Thomson公式，界面處溶質(zhì)濃度與曲率半徑的關(guān)系［17］為

式中：cα（r）為曲率半徑r處的Si原子濃度；cα（∞）為平界面時Si原子濃度；σ為表面張力；VB為Si原子體積；kB為形狀因子；T為溫度。

圖7 半固態(tài)組織中Mg2Si形貌Fig. 7 The morphology of Mg2Si in semi-solid microstructure

根據(jù)（3）式，曲率半徑越小，Si原子濃度越高。由于中國漢字狀的Mg2Si相在不同位置的曲率不同，因而這些位置會產(chǎn)生Si原子濃度梯度。在等溫處理過程中，Si原子將從曲率大（即Si原子濃度高）的位置向濃度低（即平界面處）擴散，使得原先那些位置局部的Si原子濃度平衡被打破。為了保持Si原子的濃度平衡，具有較大曲率的地方會發(fā)生熔斷，使得曲率變小，Si原子濃度下降，因而形成了近球狀的Mg2Si相。

3 結(jié)論

1）AM60鎂合金中加入結(jié)晶Si后，生成了中國漢字狀的Mg2Si相，在相同等溫處理條件下，AM60-1Si合金的半固態(tài)組織比AM60鎂合金的半固態(tài)組織明顯要小。

2）隨保溫溫度和保溫時間的增加，AM60-1Si合金中初生α-Mg固相顆粒的尺寸先減小后增大。在605℃保溫45 min可獲得晶粒細(xì)小、分布均勻的球狀半固態(tài)組織，初生α-Mg顆粒的平均大小為83 μm.

3）在半固態(tài)等溫處理的過程中，中國漢字狀的Mg2Si相變?yōu)榻驙睢?/p>

參考文獻（References）

［1］ Flemings M C. Behavior of metal alloy in the semi-solid state［J］. Metal Materials Transactions A，1991，22A（4）：957 -981.

［2］ 康永林，毛衛(wèi)民，胡壯麟.金屬材料半固態(tài)加工理論與技術(shù)［M］.北京：科學(xué)出版社，2004. KANG Yong-lin，MAO Wei-min，HU Zhuang-lin. Theory and technology of semi-solid metal processing［M］. Beijing：Science Press，2004.（in Chinese）

［3］ Haghayeghi R，Zoqui E J，Halvaee A，et al. An investigation on semi-solid Al-7Si-0. 3Mg alloy produced by mechanical stirring ［J］. Journal of Materials Processing Technology，2005，169（3）：382 -387.

［4］ 胡勇，閆洪，陳國香.原位Mg2Si/ AM60鎂基復(fù)合材料半固態(tài)組織演變［J］.材料工程，2009（6）：56 -59. HU Yong，YAN Hong，CHEN Guo-xiang. Semi-solid microstructure evolution of in situ synthesized Mg2Si/ AM60 magnesium matrix composites［J］. Journal of Materials Engineering，2009（6）：56 -59.（in Chinese）

［5］ 鄭輝庭，胡永俊，肖肖亭，等.剪切力對半固艷情Sn-Bi合金的組織演變與塑性的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報，2015，25（2）：466 -471. ZHENG Hui-ting，HU Yong-jun，XIAO Ting-ting，et al. Effect of shear force on microstructure evolution and plasticity of smei-solid Sn-Bi alloy［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2015，25（2）：466 -471.（in Chinese）

［6］ 張小立，凌向軍，李廷舉，等.電磁攪拌過程中鎂合金半固態(tài)漿料初生相顆粒的團簇行為［J］.中國有色金屬學(xué)報，2012，22（9）：2448 -2453. ZHANG Xiao-li，LING Xiang-jun，LI Ting-ju，et al. Agglomerating behavior of primary solid particles in magnesium alloy semisolid slurry during electromagnetic stirring［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2012，22（9）：2448 - 2453.（in Chinese）

［7］ Mao W M，Zeng Z S，Chen H T. Microstructures of AZ91D alloy solidified during electromagnetic stirring［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2005，19（1）：72 -76.

［8］ 江海濤，黃維超，盧雅琳，等.半固態(tài)LY11鋁合金的組織演變研究［J］.稀有金屬材料與工程，2004，34（8）：869 -872. JIANG Hai-tao，HUANG Wei-chao，LU Ya-lin，et al. Microstructure evolution of semi-solid LY11 alloy by SIMA［J］. Rare Metal Materials and Engineering，2004，34（8）：869 - 872.（in Chinese）

［9］ Wu S S，Lin C，LYU S L，et al. Research progress on microstructure evolution of smei-solid aluminum alloys in ultrasonic field and their rheocasting［J］. China Foundry，2014，11（4）：258 -267.

［10］ Feng K，Huang X F，Ma Y，et al. Microstructure evolution of ZA72 magnesium alloy during partial remelting［J］. China Foundry，2013，10（2）：74 -80.

［11］ Ksukumaran K，Pai B B，Chakraborty M. The effect of isothermal mechanical stirring on an Al-Si alloy in the semisolid condition［J］. Material Science and Engineering A，2004，369（1）：275 -283.

［12］ Hu Y，Rao L，Ni X W. Effect of isothermal heat treatment on semi-solid microstructure of AZ91D magnesium alloy containing rare earth Gd［J］. China Foundry，2015，12（1）：20 -25.

［13］ 胡勇，閆洪，陳國香，等. Si對原位自生Mg2Si/ AM60復(fù)合材料組織及性能的影響［J］.稀有金屬材料與工程，2009，38（2）：343 -347. HU Yong，YAN Hong，CHEN Guo-xiang，et al. Effects of Si on microstructure and properties of in situ synthesized Mg2Si/ AM60 composites［J］. Rare Metal Materials and Engineering，2009，38（2）：343 -347.（in Chinese）

［14］ Qin Q D，Zhao Y G，Xiu K，et al. Microstructure evolution of in situ Mg2Si/ Al-Si-Cu composite in semisolid remelting processing ［J］. Material Science and Engineering A，2005，407（1/2）：196 -200.

［15］ Li Y L，Li Y D，Li C，et al. Microstructure characteristics and solidification behavior of wrought aluminum alloy 2024 rheo-diecast with self-inoculation method［J］. China Foundry，2012，9（4）：328 -336.

［16］ 李元東，陳體軍，馬穎，等.添加0. 5%富鈰混合稀土AZ91D鎂合金半固態(tài)組織的形成［J］.中國有色金屬學(xué)報，2007，17（2）：320 -325. LI Yuan-dong，CHEN Ti-jun，MA Ying，et al. Effect of rare earth 0. 5%addition on semi-solid microstructure evolution of AZ91D alloy［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2007，17（2）：320 -325.（in Chinese）

［17］ Yang M B，Shen J，Pan F S. Effect of Sb on microstructure of semi-solid isothermal heat-treated AZ61-0. 7Si magnesium alloy ［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2009，22（1）：32 -38.

Effect of Isothermal Heat Treatment on the Semi-solid Microstructure of AM60-1Si Alloy

HU Yong1，2，RAO Li1，ZUO Tian-ping1
（1. School of Mechanical and Electronical Engineering，East China Jiaotong University，Nanchang 330013，Jiangxi，China；2. Jiangxi Key Laboratory for Advanced Copper and Tungsten Materials，Jiangxi Academy of Sciences，Nanchang 330029，Jiangxi，China）

Abstract：The effect of isothermal heat treatment on the microstructure of semi-solid AM60-1Si alloy is investigated. The results show that the semi-solid microstructure evolution of AM60-1Si alloy experiences three stages，i. e.，formation of globular particles，spheroidization and coarsening，during isothermal heat treatment process. With the increase in holding temperature and holding time，the size of primary α-Mg phase decreases at first and then increases. The fine well-distributed globular semi-solid microstructure can be obtained at 605℃for 45 min. The Mg2Si phase changes from initial Chinese script shape to polygon shape during isothermal heat treatment.

Key words：metallic material；semi-solid；Mg2Si；isothermal heat treatment；microstructure

中圖分類號：TG146. 22

文獻標(biāo)志碼：A

文章編號：1000-1093（2016）04-0690-06

DOI：10. 3969/ j. issn. 1000-1093. 2016. 04. 017

收稿日期：2015-07-03

基金項目：江西省自然科學(xué)基金項目（20142BAB216015）；江西省鎢銅新材料重點實驗室開放基金項目（2013-KLP-07）

作者簡介：胡勇（1982—），男，副教授，博士。E-mail：huyong2136@163. com