邱 謹，李元東,，李 明，張繼淵，管仁國,，陳體軍,

(1. 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學 有色金屬合金及加工教育部重點實驗室，蘭州 730050；3. 東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

ZA27合金自孕育流變壓鑄顯微組織及凝固行為

邱 謹1，李元東1,2，李 明1，張繼淵1，管仁國1,3，陳體軍1,2

(1. 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2. 蘭州理工大學 有色金屬合金及加工教育部重點實驗室，蘭州 730050；3. 東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

采用自孕育法制備ZA27半固態(tài)漿料，研究流變壓鑄成形過程中的顯微組織及凝固行為。結(jié)果表明：ZA27半固態(tài)漿料在480 ℃等溫保溫3 min，能夠制備出細小、圓整、分布均勻的初生α(Al)晶粒，平均晶粒尺寸52.32 μm。漿料在成形過程中發(fā)生液相偏析，在受力較大部位，二次顆粒長成“蠕蟲狀”。剩余液相在鑄件不同部位的凝固方式不同，但都沒有粗大的樹枝晶存在。在冷卻速率較小的部位，二次凝固方式主要為依附初生晶粒生長，在共晶組織中有包晶β相析出。在冷卻速率較大部位主要為形核凝固，二次晶粒數(shù)目多，共晶組織細小。二次晶粒既能夠以富Zn的α(Al)相形核，也可以直接以β相形核生長。Cu富集在共晶η相中。

自孕育法；二次凝固；半固態(tài)；包晶；共晶；ZA27合金

Zn-Al合金不僅具有優(yōu)良的鑄造性能、較高的強度，而且其原材料廉價豐富，熔鑄工藝簡單，擁有廣泛的用途[1]。在Zn-Al系列合金中，ZA27合金的力學性能最好，室溫強度可達400 MPa以上[2]。ZA27合金的結(jié)晶溫度范圍寬(108 ℃)[3]，在鑄造過程中容易形成縮松縮孔，鑄件致密性差，廢品率高。

半固態(tài)成形是在合金固-液兩相區(qū)間凝固成形，結(jié)合了液態(tài)加工和塑性加工的優(yōu)點，比液態(tài)成形溫度低，凝固收縮少，因而減少了熱裂，比塑性加工成形溫度高，易于變形，對成形設(shè)備要求降低，提高了模具壽命，零件成本隨之降低。由于半固態(tài)成形過程中有一定的固相存在，且半固態(tài)金屬比液態(tài)金屬黏度大，成形過程中不易卷氣，能夠有效地減少氣孔，顯著地增加合金的鑄造性能和力學性能[4-6]。半固態(tài)成形包括觸變成形和流變成形。觸變成形易于實現(xiàn)自動化，但其生產(chǎn)效率低、成本高，難以成形復雜的零件。流變成形具有工藝流程短、容易形成復雜零件、成本低等優(yōu)點，因此得到了廣泛的關(guān)注。為了能夠制備出適合流變成形的半固態(tài)漿料，國內(nèi)外學者相繼開發(fā)出蛇形通道[7-8]、CRP[9]、SRC[10]、NRC[11]等半固態(tài)制漿技術(shù)。

半固態(tài)漿料初生晶粒的平均晶粒尺寸、圓整度、形狀因子能夠嚴重地影響成形零件的力學性能和成形性能，然而在流變壓鑄過程中剩余液相相對較多，剩余液相的凝固行為對鑄件最終的組織和力學性能有著決定性作用[12-14]。為了充分理解ZA27半固態(tài)流變壓鑄凝固行為，很有必要對合金的整個流變過程進行研究。本文作者采用自孕育流變制漿技術(shù)[15]制備ZA27半固態(tài)漿料，將自孕育流變制漿技術(shù)和傳統(tǒng)壓鑄技術(shù)相結(jié)合開發(fā)了自孕育流變壓鑄技術(shù)。對自孕育流變壓鑄漿料制備和流變成形過程進行研究。分析ZA27半固態(tài)漿料水淬組織，研究自孕育流變制漿凝固階段初生α(Al)晶粒的形成和演變，分析半固態(tài)流變壓鑄不同部位顯微組織，探討半固態(tài)漿料的二次凝固過程和包晶、共晶反應(yīng)。

1 實驗

實驗所用材料ZA27合金由純鋅(99.99%，質(zhì)量分數(shù))、純鋁(99.99%，質(zhì)量分數(shù))、純鎂(99.99%，質(zhì)量分數(shù))和鋁銅中間合金(Cu50%，質(zhì)量分數(shù))配制而成，其成分(質(zhì)量分數(shù))為Zn：71.235%；Al：26.5%；Cu：2.25%；Mg：0.015%，液相線和固相線溫度分別為484 ℃、376℃。將配制好的ZA27鑄造合金在坩堝電阻爐中加熱熔化，待合金完全熔化后，進行測溫。當合金熔體溫度達710 ℃時，用C2Cl6進行除氣、除渣，并靜置。待熔體溫度降至510 ℃，將熔體直接澆入預熱溫度為200 ℃的金屬型模具中，自然冷卻后制備d15 mm× 150 mm的金屬棒料，加工成5 mm×5 mm×5 mm的小顆粒狀的孕育劑，將其表面用超聲波清洗，烘干后待用。

將同種成分的ZA27合金熔化精煉靜置后，控制熔體溫度為560 ℃，將5%的自孕育劑加入到熔體中并迅速攪拌，然后澆入導流器，過導流器后流入漿料收集器。使用熱電偶測溫，測得導流器入口和出口處的溫度分別為520 ℃和480 ℃。將收集到的漿料在480℃分別等溫保溫0、3、5、10 min后水淬取樣。圖1所示為自孕育流變制漿工藝示意圖[16]。

圖1 自孕育流變制漿工藝示意圖Fig. 1 Schematic diagram of slurry prepared by selfinoculation rheological die casting

選取480 ℃等溫保溫3 min的漿料作為壓鑄試驗漿料，進行壓鑄試驗。壓室預熱200 ℃，模具預熱200℃，壓鑄速度1.2 m/s，增壓速度為1.6 m/s，壓鑄件厚度2 mm，料柄直徑為d 80 mm。在壓鑄件不同部位取樣(見圖2)以研究流變壓鑄成形過程和凝固行為。將上述水淬、壓鑄試樣預磨、拋光后，用4%HNO3(體積分數(shù))水溶液腐蝕。使用MEF-3金相顯微鏡觀察金相組織，使用Image-Pro Plus 5.0軟件測定晶粒尺寸、形狀因子(越接近1越圓整)和初生α(Al)相固相分數(shù)，使用FED450型掃描電鏡做BSED及EDS分析。

2 實驗結(jié)果

2.1 ZA27鑄造合金半固態(tài)漿料水淬組織

圖2 半固態(tài)壓鑄件宏觀形貌及取樣部位Fig. 2 Macrostructure of semi-solid die casting sample and sampling positions

圖3所示為半固態(tài)漿料在480 ℃分別保溫0、3、 5、10 min的水淬組織。由圖3可以看出，ZA27熔體加入自孕育劑并迅速流過導流器后，能夠制備出薔薇狀或細小樹枝狀初生α(Al)晶粒。再經(jīng)過等溫保溫，初生α(Al)枝晶臂熔斷，熟化，可以獲得圓整的初生α(Al)晶粒。

采用水淬法研究半固態(tài)漿料時，由于水淬法取樣很難控制(多次取樣可以減少誤差)和水淬法的精度有限[17]，將導致實驗所得的固相分數(shù)高于實際固相分數(shù)，但不會影響本實驗的規(guī)律和結(jié)果。圖4所示為不同等溫保溫時間下初生α(Al)晶粒平均晶粒尺寸、形狀因子、固相分數(shù)曲線。由圖4可發(fā)現(xiàn)，在480 ℃等溫保溫3 min能夠制備出較好的ZA27半固態(tài)漿料，且固相分數(shù)適合流變成形要求，初生α(Al)晶粒平均晶粒尺寸50.32 μm。因此，壓鑄試驗選取此參數(shù)下制備的半固態(tài)漿料。

2.2 鑄件內(nèi)不同位置顯微組織

半固態(tài)漿料充型過程的位置依次為A、B、C、D、E、F。圖5所示為壓鑄件不同取樣位置的顯微組織。由圖5可以看出，初生α(Al)晶粒均勻分布在凝固組織中，從位置A到F，初生α(Al)晶粒數(shù)目不斷減少，平均晶粒尺寸和固相分數(shù)也逐漸減小。

不同部位的凝固組織均由球狀初生α(Al)晶粒α1，二次凝固α(Al)晶粒(α2+α3)和共晶組織構(gòu)成。α1均勻分布于剩余液相二次凝固組織中。α2是半固態(tài)漿料倒入壓室形成的α(Al)晶粒，α3是半固態(tài)漿料進入型腔后，剩余液相凝固形成的α(Al)晶粒[13,18]?？梢钥闯?，在不同部位，ZA27半固態(tài)漿料凝固組織明顯不同，在鑄件A、B、C處，初生α1晶粒周圍依附有“腳趾”狀枝晶，而其它部位組織則沒有明顯的依附生長。此外，A、B、C處α3晶粒形核后有明顯的長大現(xiàn)象，且組織形貌不規(guī)整，在局部甚至有大的薔薇狀樹枝晶，而D、E、F處α3晶粒尺寸特別細小。

圖3 經(jīng)480 ℃保溫不同時間半固態(tài)漿料水淬的顯微組織Fig. 3 Microstructures of semi-solid slurry water quenched at 480 ℃ for different isothermal holding time: (a) 0 min; (b) 3 min; (c) 5 min; (d) 10 min

圖4 等溫保溫過程漿料初生α(Al)平均晶粒尺寸、形狀因子和固相率變化曲線Fig. 4 Change curves of average grain size (a), shape factor (b) and solid fraction (c) during isothermal holding process

3 分析與討論

3.1 半固態(tài)球晶組織的形成機制

可將自孕育法制備半固態(tài)漿料分為3個階段(見圖6)：第1階段，熔體中加入自孕育劑快速降溫并析出部分晶核；第2階段，熔體流經(jīng)導流器再次降溫析出大量晶核和枝晶，枝晶在導流器上剪切破碎和晶粒游離形核；第3階段，等溫保溫晶粒球化過程。

金屬液中加入孕育劑后迅速攪拌，合金熔體中的溫度將會迅速下降并趨于均勻。此時，熔體中部分區(qū)域?qū)写罅康木Ш水a(chǎn)生。將加入孕育劑處理后的熔體倒入導流器，熔體流經(jīng)導流器表面在導流器表面激冷的作用下，熔體迅速形核長大并形成凝固殼，在后續(xù)熔體強烈沖刷作用下使得凝固殼剝落形成游離晶粒，重新卷入到熔體中。而此時熔體溫度高于液相線溫度，被剝落的晶核有部分會重新熔化，隨著熔體在導流器上流動，合金熔體溫度將會逐漸下降，至液相線附近時，將會在導流器表面大量形核，且這些晶核能夠存活下來。與此同時，液流的流動翻滾、相互碰撞，不斷的游離促使形成更多的晶粒。在導流器的末端，雙股合金熔體將會匯合產(chǎn)生紊流現(xiàn)象，促使熔體溫度場和濃度場均勻。如圖3(a)所示，漿料收集器中的半固態(tài)漿料直接水淬，大多數(shù)初生晶粒為破碎的薔薇狀；然后將漿料等溫保溫，等溫保溫初期漿料有一定的流動性，加之外圍強制熱場作用促使?jié){料溫度場和溶質(zhì)場均勻。此時，伴隨有Ostwald熟化與晶粒合并長大[19]現(xiàn)象。ZA27合金初生α1晶粒和剩余液相的密度相差較大，因此，隨著等溫保溫時間的進一步延長，初生晶粒在重力作用下聚集在漿料上層，加劇了Ostwald熟化與合并長大趨勢(晶粒距離短)，導致漿料均勻性和初生晶粒尺寸均勻性降低(見圖3(c)和(d))。

圖5 壓鑄件不同取樣位置的顯微組織Fig. 5 Microstructures of different positions in die casting: (a) Position A; (b) Position B; (c) Position C; (d) Position D; (e) Position E; (f) Position F

圖6 半固態(tài)球晶組織形成階段示意圖Fig. 6 Schematic diagram of semi-solid spherical grain forming stage

3.2 壓鑄件不同位置組織形貌

為了更加直觀地描述組織中初生α1晶粒平均晶粒尺寸、形狀因子和固相分數(shù)，在壓鑄件不同部位取樣并對組織進行統(tǒng)計，從而得出最終結(jié)果(見表1)：初生α1晶粒數(shù)目、平均晶粒尺寸、固相分數(shù)均沿A、B、C、D、E、F位置不斷減少，在鑄件中心部位(F處)達到最小值。分析認為，液相相對固相黏度小，在成形過程中先充型的漿料液相較多從而產(chǎn)生液相偏析。

表1 鑄件不同部位初生α(Al)數(shù)目、平均晶粒尺寸、形狀因子、固相分數(shù)Table 1 Primary α(Al) number average grain size, shape factor and solid fraction of primary particles at different positions of casting

金屬成形主要靠液相的流動來實現(xiàn)，半固態(tài)漿料在成形過程中，不僅有液相流動而且還有固相晶粒流動和變形。半固態(tài)漿料流變成形過程包括4種流動機制：液相流動機制、液-固相晶?；旌狭鲃訖C制、固相晶粒間滑移機制、固相晶粒變形機制[20]。本試驗條件下，成形速為1.2 m/s，液相流動機制可能性很小。在此成形速度下沖頭接觸壓室中的漿料，經(jīng)過短暫的蓄勢后就以液-固相晶?；旌狭鲃訖C制流動成形。這樣的充型方式能夠減弱部分液相偏析，表現(xiàn)為F處有初生α1晶粒。實驗中固相分數(shù)較低(20%左右)，固相晶?；緩浬⒎植加跐{料中。成形過程中鑄件D、E、F處，由于液相偏析，固相晶粒較少，固相晶粒很難接觸。因此固相晶粒間的滑移基本不啟動(見圖5(e)和(f))。

3.3 二次凝固

自孕育流變壓鑄成形可以將凝固分為兩個過程：一次凝固和二次凝固。一次凝固即ZA27合金半固態(tài)漿料制備過程。二次凝固是將半固態(tài)漿料倒入壓室，剩余液相在壓室、模具內(nèi)的凝固行為。二次凝固分為3個階段：第一個階段是漿料倒入預熱200 ℃的壓室內(nèi)表面形成凝固殼，并在凝固殼上形核長大和成形前期在模具表面形成的晶粒；第二階段是漿料充型增壓后，剩余液相在高冷卻速率下迅速凝固形成細小的晶粒(主要在薄壁處)；第三階段是剩余液相發(fā)生共晶反應(yīng)。

半固態(tài)漿料壓鑄成形時，在沖頭壓力作用下，漿料不斷流動接觸冷的模具凝固，很快又被后部漿料沖刷裹進熔體中，壓室和成形過程中形成的一些較大枝晶被剪切破碎、重熔、鈍化、并不斷游離，最終長成二次α2晶粒。成形距離不同，導致二次α2晶粒的數(shù)目不同，鑄件F處成形距離長，二次α2晶粒數(shù)目較多。

試驗所用成形零件壁厚2 mm，增壓階段半固態(tài)漿料在高壓下接觸冷的模具，將大量熱量傳入模具，因此具有很高的過冷度。根據(jù)形核率[21]如下式：

式中：k為比例常數(shù)；ΔG為形核功；Q為原子越過液-固相界的擴散激活能；k為玻爾茲曼常數(shù)；T為熱力學溫度。對大多數(shù)液體可以得出當相對過冷度在0.15Tm～0.25Tm之間，形核率突然顯著增大，即所謂爆發(fā)形核。本實驗中，模具預熱溫度為200 ℃，漿料澆鑄溫度為480 ℃，可以估計出薄壁件的D、E、F處過冷度大于0.2Tm(100 ℃)左右，達到有效形核溫度，因而爆發(fā)形核(在橫截面方向取樣)，最終凝固長成特別細小的α3晶粒(見圖7(d)～(f))。在此期間，一次初生α1晶粒和二次凝固α2晶粒生長被抑制，因此，平均晶粒尺寸細小且圓整。

A、B、C處漿料冷卻速率慢，主要是依附生長。初生α1晶粒和二次凝固α3晶粒生長形貌各有不同，初生α1晶粒在相互背離方向有“腳趾狀”生長，局部地區(qū)會長成樹枝晶(如圖7(a)～(c))。這是由于半固態(tài)漿料等溫保溫過程中通過Ostwald熟化作用[18]使得漿料溶質(zhì)重新分配，加之后續(xù)凝固成形過程中漿料出現(xiàn)液相偏析，因此，在最后凝固階段，晶粒背離方向如果有熱量傳出將在初生晶粒上迅速長成凸起，并深入液相生長，而在反方向由于各個方向都有初生晶粒，依附生長結(jié)晶潛熱釋放多，而且各個晶粒生長導致溶質(zhì)濃度場重合而限制二次凸起生長，從而只能在初生晶粒表面形成一層依附層，而不能凸起長大。二次凝固晶粒主要是在液相聚集區(qū)形核并生長，這是由于依附于初生α1晶粒生長比在液相直接形核所需能量小，所以在初生α1晶粒周圍主要是依附生長。隨著依附生長的繼續(xù)，剩余液相過冷度進一步增加，達到液相重新形核條件，在液相聚集區(qū)剩余液相開始形核長大，形成α3晶粒，由于α3晶粒是在壓力下生長基本上長成“蠕蟲狀”，部分α3晶粒在較大的過冷度下會長成樹枝晶(見圖7(b)和(c))。最后剩余液相發(fā)生共晶反應(yīng)。

圖7 ZA27合金流變壓鑄二次凝固組織BSED像Fig. 7 BSED images of second solidification microstructure of ZA27 alloy rheo-diecasting at different positions: (a) Position A; (b) Position B; (c) Position C; (d) Position D; (e) Position E; (f) Position F

流變壓鑄過程中二次凝固包括3個階段[22]：第一階段，依附于初生α1晶粒生長；第二階段，在液相內(nèi)部重新形核并生長；第三階段，剩余液相發(fā)生共晶反應(yīng)，形成共晶體。這3種凝固方式和最終組織形貌主要由冷卻速率決定，在較高的冷卻速率下主要是在液相中直接形核并生長，在較低的冷卻率下主要為依附生長。

3.4 ZA27鑄造合金包晶反應(yīng)與共晶反應(yīng)

包晶相生長可分為3個階段[23-24]：包晶反應(yīng)階段、包晶轉(zhuǎn)變階段和直接凝固階段。包晶反應(yīng)是通過初生相與液相反應(yīng)生成包晶相的過程(α+L→β)；而包晶轉(zhuǎn)變主要是通過固相原子的擴散使初始相溶解生長為包晶相的過程(α→β)；而直接凝固則是液相直接在已存在的包晶相上生長增厚的過程(L→β)。ZA27合金在漿料制備過程中主要形成初生α1晶粒，合金在模具中溫度達到440 ℃左右開始發(fā)生包晶反應(yīng)[25]。模具中高Zn液相包裹初生α1晶粒，當α1晶粒前沿液相達到包晶反應(yīng)成分點，發(fā)生(α+L→β)反應(yīng)，形成一層β相，這層β相就會終止包晶反應(yīng)的進一步發(fā)生。之后的包晶相生長就靠初生α1晶粒的固相擴散轉(zhuǎn)變實現(xiàn)。在包晶轉(zhuǎn)變的同時，二次(α2+α3)形核析出將溶質(zhì)排出，從而減小溶液中Zn濃度梯度，阻礙了初生α1晶粒前沿Zn的擴散，使初生α1晶粒前沿液相富集Zn，就會在初生α1晶粒的包晶轉(zhuǎn)變層上直接依附生長β相，在局部成分過冷區(qū)達到β相形核條件，會在液相直接凝固生成富Al β相，剩余的高Zn液相發(fā)生共晶反應(yīng)。

表2所列為各點的成分對應(yīng)圖8中各點位置，分析可知黑色相為α相，灰色為β相(發(fā)生共析反應(yīng)生成α+η)，白色為共晶η相。鑄件A處和F處初生α1晶粒前沿包晶反應(yīng)程度明顯不同。在圖8(a)和(b)處的冷卻速度快，包晶轉(zhuǎn)變被限制，初生α1晶粒只有一層很薄的β相。初生α1晶粒前沿成分過冷區(qū)溶質(zhì)Zn還沒完全達到β相成分點，就在高的過冷度下直接以α(Al)和β兩相直接形核并長大凝固。圖8(c)和(d)處的冷卻速度慢，從而使包晶轉(zhuǎn)變充分，通過Zn原子和Al的擴散β相向晶粒外和晶粒內(nèi)生長，而且在包晶轉(zhuǎn)變層上有β相的凸起生長，初生α1晶粒前沿主要是以β相為晶核的晶粒。由于包晶反應(yīng)和包晶轉(zhuǎn)變形成的β相成分相同，通過BSED已經(jīng)分不清楚。在遠離初生α1晶粒的剩余液相聚集區(qū)(見圖8(b)和(d))，由于F處冷卻速率大，二次凝固過程中細小α3主要以α(Al)相形核，然后以β相生長，而A處的冷卻速率小、凝固時間長，Zn元素有足夠時間擴散，在剩余液相聚集區(qū)含量高，可以直接以β相形核。

圖8 ZA27合金包晶反應(yīng)Fig. 8 Peritectic reaction of ZA27 alloy; (a), (b) Position F; (c), (d) Position A

表2 ZA27合金化學成分Table 2 Chemical compositions of ZA27 alloy

ZA27是典型的包晶合金[26-27]，在平衡凝固條件下，不會有共晶η相。在非平衡凝固條件下，溶質(zhì)不能充分擴散，固-液相溶質(zhì)濃度不同且分布不均勻。沿凝固方向固相Zn含量不斷增加，液相中Zn含量不斷降低。由于是半固態(tài)成形(見圖9)，沿著初生晶粒Zn含量不斷增加，圖9(a)中Zn在晶粒邊緣變化比圖9(b)的快。一次晶粒的Zn含量明顯少于二次晶粒的，圖9(b)中Zn和Al峰值小。凝固速度不同導致固相晶粒中溶質(zhì)Zn的含量不同，最終將決定共晶組織的成分和形貌。過冷度大晶粒生長速度大，使得初生晶粒前沿溶質(zhì)變化陡峭，二次凝固形核數(shù)目多且生長成富Zn二次α3晶粒，二次固相中溶質(zhì)Zn含量多(擴散時間短)，最終導致共晶組織細小分散。過冷度小晶粒生長速度小，二次凝固時剩余液相中溶質(zhì)原子有足夠的時間擴散，固相Zn含量少，溶質(zhì)原子不斷在液相富集，使得共晶組織聚集而粗化，從而在共晶η相中凝固析出包晶β相。從表2可知，Cu元素隨凝固的進行不斷向剩余液相中擴散，導致最后凝固的η相富集大量Cu元素，而Mg元素含量很少，在凝固過程中大部分溶于晶粒中。

4 結(jié)論

1) 采用自孕育法制漿技術(shù)在480 ℃等溫保溫3 min，能夠制備出細小、圓整、初生α(Al)晶粒分布均的ZA27半固態(tài)漿料，初生α(Al)平均晶粒尺寸52.32 μm。

圖9 流變壓鑄ZA27合金EDS分析Fig. 9 EDS analysis of ZA27 alloy rheo-diecasting: (a), (c), (e) Position F; (b), (d), (f) Position A

2) 壓鑄件不同部位顯微組織有明顯差別，沿著成形順序，固相分數(shù)不斷減少，產(chǎn)生液相偏析。

3) 自孕育流變壓鑄成形包括兩個凝固過程：制漿過程(一次凝固)和剩余液相流變成形過程(二次凝固)。剩余液相在鑄件不同部位的二次凝固方式不同，在冷卻速率小的部位主要為依附生長，α3晶粒在壓力下長成“蠕蟲狀”；在冷卻速率大的部位，主要為形核凝固。

4) ZA27合金半固態(tài)流變壓鑄包晶反應(yīng)有3種方式：初生α1晶粒依次按包晶反應(yīng)、包晶轉(zhuǎn)變和直接凝固生長。冷卻速率越小，包晶反應(yīng)越充分；在液相聚集區(qū)既可以以α(Al)形核，也可以以包晶相直接形核。

REFERENCES

[1] 陳體軍, 郝 遠, 孫 軍, 狄杰建. ZA27合金的微觀組織[J].中國有色金屬學報, 2002, 12(2): 294-299. CHEN Ti-jun, HAO Yuan, SUN Jun, DI Jie-jian. Microstructure of casting ZA27 alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(2): 294-299.

[2] 趙紅樂, 吳瑞瑞, 陸 洋, 王榮峰, 李志勇, 謝 斌, 姚 衡.熔體混合處理對ZA27合金組織和性能的影響[J]. 鑄造, 2013, 62(10): 1018-1023. ZHAO Hong-le, WU Rui-rui, LU Yang, WANG Rong-feng, LI Zhi-yong, XIE Bin, YAO Heng. Effect of melt mixing treatment on the microstructures and mechanical properties of ZA27 alloy[J]. Foundry, 2013, 62(10): 1018-1023.

[3] 耿浩然, 王守仁, 王 艷. 鑄造鋅、銅合金[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2006: 21. GENG Hao-ran, WANG Shou-ren, WANG Yan. Casting alloy of copper and zinc[M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2006: 21.

[4] FAN Z. Semisolid metal processing[J]. International Material Reviews, 2002, 47(2): 49-85.

[5] FLEMINGS M C. Behavior of metal alloy in the semi-solid state[J]. Metall Trans B, 1991, 22(3): 269-293.

[6] STEPHEN P M , KURT B. Semi-solid casting of aluminum alloy: A status report[J]. Modern Casting, 1997(2): 41.

[7] 陳正周, 毛衛(wèi)民, 吳宗闖. 多彎道蛇形管澆注法制備半固態(tài)A356鋁合金漿料[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(1): 95-101. CHEN Zheng-zhou, MAO Wei-min, WU Zong-chuang. Semi-solid A356 Al-alloy slurry prepared by serpentine pipe with multiple curves casting[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(1): 95-101.

[8] 劉志勇, 毛衛(wèi)民, 王偉番, 鄭志凱. 半固態(tài)A380鋁合金漿料凝固過程中顯微組織的演變[J]. 中國有色金屬學報, 2015, 25(5): 1153-1162. LIU Zhi-yong, MAO Wei-min, WANG Wei-pan, ZHENG Zhi-kai. Microstructure evolution of A380 aluminum alloy semi-solid slurry during solidification[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(5): 1153-1162.

[9] PAN Q Y, FINDON M, APELIAN D. The continuous rheoconversion process(CRP)[C]//8th International Conference on semi-solid Process of alloys and Composites. Cyprus: Metallurgical Science and Technology, 2004.

[10] HELMUTK K, UGGOWITZER P J. Metallurgy and processing of high-integrity light metal pressure casting[J]. Aluminium, 2007, 83(7/8): 96-97.

[11] KAUDMANN H, MUNDI A, UGGOWIRZER P J, POTZINGER R, ISHIBASHI N. An update on the new rheo-casting-development work for Al and Mg alloys[J]. Die Casting Engineer, 2002(4): 16-19.

[12] JI S, DAS A, FAN Z. Solidification behavior of the remnant liquid in the sheared semisolid slurry of Scripta Materialia Sn-15 wt.%Pb alloy[J]. 2002, 46: 205-210.

[13] HITCHCOCK M, WANG Y, FAN Z. Secondary solidification behaviour of the Al-Si-Mg alloy prepared by the rheo-diecasting process[J]. Acta Materialia, 2007, 55: 1589-1598.

[14] CHEN Z W, ZHANG H F, LEI Y M. Secondary solidification behaviour of AA8006 alloy prepared by suction casting[J]. Mater Sci Technol, 2011, 27(9): 769-775.

[15] 李元東, 楊 建, 馬 穎. 自孕育半固態(tài)制漿技術(shù)的研究[J].特種鑄造及有色合金, 2010, 30(3): 227-230. LI Yuan-dong, YANG Jiang, MA Ying. Research of Semi-solid slurry was prepared self-inoculation method[J]. Special Casting & Nonferrous Alloys, 2010, 30(3): 227-230.

[16] 李元東, 劉興海, 李艷磊, 索江龍, 周宏偉, 張心龍. 2024變形鋁合金半固態(tài)漿料在連續(xù)冷卻和保溫過程中的組織演變[J].中國有色金屬學報, 2013, 23(1): 44-48. LI Yuan-dong, LIU Xing-hai, LI Yan-lei, SUO Jiang-long, ZHOU Hong-wei, ZHANG Xin-long. Microstructure evolutions of semisolid slurry of 2024 wrought aluminum alloy during continuous cooling and isothermal holding[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(1): 44-48.

[17] POMPE O, RETTENMAYR M. Microstructural changes during quenching[J]. Journal of Crystal Growth, 1998, 192: 300-306.

[18] JI S, MA Q A, FAN Z. Semisolid processing characteristics of AM Series Mg alloys by rheo-diecasting[J]. Metallurgical and materials transactions A, 2006, 37: 779-787.

[19] VOORHEES P W, HARDY S C. Ostwald ripening in a system with a high volume fraction of coarsening phase[J]. Metallurgical Transactions A, 1988, 19(11): 2713-2721.

[20] CHEN C P, TSAO C Y A. Semi-solid deformation of non dendritic struction-I. phenomenological behavior[J]. Acta mater, 1997, 45(5): 1955-1968.

[21] 胡賡祥, 蔡 珣, 戎詠華. 材料科學基礎(chǔ)[M]. 上海: 上海交通大學出版社, 2010: 5. HU Geng-xiang, CAI Xun, RONG Yong-hua. Fundamentals ofmaterials science[M]. Shanghai: Shanghai Jiao Tong University Press, 2010: 5.

[22] 李元東, 陳體軍, 馬 穎, 閻峰云, 郝 遠. 觸變成形AZ91D 鎂合金的組織與二次凝固行為[J]. 中國有色金屬學報, 2008, 18(1): 18-23. LI Yuan-dong, CHEN Ti-jun, MA Ying, YAN Feng-yun, HAO Yuan. Microstructural characteristic and secondary solidification behaviorof AZ91D alloy prepared by thixoforming[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(1): 18-23.

[23] KERR H W, KURZ W. Solidification of peritectic alloys[J]. International Materials Reviews, 1996, 41(4): 129.

[24] 李雙明, 呂海燕, 李曉歷, 劉 林, 傅恒志. 包晶合金的定向凝固與生長[J]. 稀有金屬材料與工程, 2005, 34(2): 235-239. LI Shuang-ming, LU Hai-yan, LI Xiao-li, LIU Ling, FU Heng-zhi. Directional solidification and growth of peritectic alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2005, 34(2): 235-239.

[25] AASHURI H. Globular structure of ZA27 alloy by thermo mechanical and semi-solid treatment[J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 391: 77-85.

[26] ZHU Y H, MAN H C, LEE W B. Exothermic reaction in eutectic Zn-Al alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 1999, 268: 147-153.

[27] JOVANOVIC′M T, BOBIC′I, DJURIC′B, N. GRAHOVAC, ILIC′ N. Microstructural and sliding wear behaviour of a heat-treated zinc-based alloy[J]. Tribology Letters, 2006, 25: 173-184.

Microstructure and solidification behavior of ZA27 prepared by self-inoculation rheological die casting

QIU Jin1, LI Yuan-dong1,2, LI Ming1, ZHANG Ji-Yuan1, GUAN Ren-guo1,3, CHEN Ti-jun1,2
(1.State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China; 2. Key Laboratory of Non-ferrous Metal Alloys, Ministry of Education, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China; 3. College of Materials and Metallurgical, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

The semi-solid slurry of ZA27 casting alloy was prepared by self-inoculation method. And then, the microstructure and solidification behavior during rheo-diecasting forming process were studied. The results show that the semi-solid slurry of ZA27 alloy with the morphology of fine, round and uniform distribution of primary α(Al) grains can be prepared when the slurry is isothermally holded at 480 ℃ for 3 min, the average size of primary grain is 52.32 μm. Segregation of liquid phase would be occured during the forming process of semi-solid slurry, the secondary solidified grains grow into “vermicular” in the area of the high stress. Remaining liquid has different solidification ways in the different parts of castings, but without coarse dendrites. In the positions of low cooling rate, the peritectic phase (β) can be generated in eutectic microstructure, where the attachment growth is the mainly way for secondary solidification. On the contrary, in the position of high cooling rate, the mainly way is nucleation solidification with a lot of secondary crystal nucleus and the fine eutectic microstructure. The grains of secondary solidification can either nucleate by α(Al), or grow directly by the nucleus of β phase. Cu element is enriched in the eutectic η phase.

self-inoculation method; secondary solidification; semi-solid state; peritectic; eutectic; ZA27 alloy

LI Yuan-dong; Tel: +86-931-2976795; E-mail: liyd_lut@163.com

TG146.1

A

1004-0609(2017)-01-0072-10

Foundation item： Project(51464031) supported by the National Natural Science Foundation of China

(編輯 王 超)

國家自然科學基金資助項目(51464031)

2015-12-15；

2016-04-20

李元東，教授，博士；電話：0931-2976795；E-mail：liyd_lut@163.com

Received date： 2015-12-15; Accepted date： 2016-04-20