于寶義， 王　操， 鄭　黎， 朱雪峰， 李潤霞

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 沈陽 110870)

鎂合金作為實際生產(chǎn)中最輕質(zhì)的工程結(jié)構(gòu)材料，因其具有合金密度低、比剛度與比強(qiáng)度高、電磁屏蔽力強(qiáng)、減震性能優(yōu)異、易回收、無污染等一系列優(yōu)點，被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色環(huán)保工程材料”之一，并受到人們的廣泛關(guān)注[1-3].然而，鎂屬于密排六方結(jié)構(gòu)，因而鎂合金的高溫力學(xué)性能較差，室溫變形能力較低，變形加工能力較差且熔煉較為困難，這極大限制了鎂合金的推廣和應(yīng)用.

離心鑄造作為傳統(tǒng)的特種鑄造技術(shù)，因具有鑄造過程簡單、金屬液利用率高、鑄件微觀組織細(xì)密等優(yōu)點，近年來在我國應(yīng)用較為廣泛，特別是通過離心鑄造方法制備鎂合金的研究受到了廣泛關(guān)注[4].離心鑄造常用來制備各類管材、管套、發(fā)動機(jī)氣缸套、造紙機(jī)滾筒、合金軸瓦、金屬軋輥、異形鑄件和加熱爐滾道等[5].目前通過離心鑄造方法來提高鎂合金的綜合力學(xué)性能已經(jīng)成為人們的研究熱點.王曉佳等[6]利用離心鑄造和金屬型重力鑄造方法分別制備了新型Mg-Zn-Y合金，相比于重力鑄造鎂合金，離心態(tài)鎂合金的組織得到明顯細(xì)化，力學(xué)性能也得到了提高.滕海濤等[7]運(yùn)用立式離心鑄造工藝成功制備了大口徑AZ61A鎂合金管材，并將其與傳統(tǒng)砂型鑄件進(jìn)行了比較，結(jié)果表明，離心態(tài)鎂合金管材組織得到明顯細(xì)化，合金元素整體上呈均勻分布，鎂合金的綜合力學(xué)性能得到了提高，合金塑性得到了改善.馮義成等[8]通過研究不同離心轉(zhuǎn)速狀態(tài)對鎂合金組織及力學(xué)性能的影響后發(fā)現(xiàn)，適合的離心轉(zhuǎn)速可使Mg-6Al-1Ca-1Nd合金的性能得到提高.劉紅[9]利用立式離心鑄造方法制備了汽車用釔改性鎂合金，并對其進(jìn)行了力學(xué)性能測試與組織觀察.隋艷偉等[10]運(yùn)用數(shù)值模擬方法分析了鎂合金流動性對其組織和力學(xué)性能的影響.

目前大部分鎂合金離心鑄造工藝為立式離心鑄造，該種鑄造方法限制了鑄件長度，同時由于管材外徑不能大于200 mm，因而限制了離心鑄造鎂合金管材的大口徑、大批量生產(chǎn).本文利用臥式離心鑄造方法制備了外徑為400 mm、長度為1 000 mm且厚度為20 mm的AZ91鎂合金管材，并確定了管材的工藝參數(shù)，分析了臥式離心鑄造鎂合金組織細(xì)化與力學(xué)性能提高的原因.本文研究成果對利用臥式離心鑄造方法制備大口徑鎂合金管材具有重要意義.

1　實驗設(shè)備與方法

實驗材料選用AZ91鎂合金，其化學(xué)成分如表1所示.

表1　AZ91鎂合金的化學(xué)成分(w)Tab.1　　　　Chemical composition of AZ91 magnesium alloy(w)　 %

實驗設(shè)備采用由沈陽亞特重型裝備有限公司生產(chǎn)并根據(jù)實驗要求改造的LZG12臥式離心鑄造設(shè)備.離心鑄造設(shè)備包括離心機(jī)、金屬型模具、澆注小車、加熱及預(yù)熱機(jī)構(gòu)等，且模具選用不銹鋼金屬型模具.

合金熔煉是在S6-15-9型坩堝熔煉爐中進(jìn)行的，熔煉前將坩堝內(nèi)壁涂上由氧化鋅及酒精按一定比例混合的涂料并加熱烘干，設(shè)定溫度為720 ℃后進(jìn)行升溫.當(dāng)溫度達(dá)到450 ℃時，向坩堝內(nèi)加入經(jīng)過預(yù)熱的AZ91鎂合金并通入SF6和N2混合氣體作為保護(hù)氣體.當(dāng)溫度升至720 ℃，待坯料全部熔化后，利用放在爐邊預(yù)熱的攪拌勺將合金液攪拌均勻并保溫10 min.隨后將部分合金液澆入金屬型模具中并靜置至室溫，從而得到自然凝固態(tài)金屬型鑄件.

制備得到AZ91鎂合金管材后，采用康斯坦丁諾夫公式計算鎂合金的鑄型轉(zhuǎn)速，相應(yīng)表達(dá)式為

(1)

式中：r0為鑄件內(nèi)表面半徑；γ為液體金屬重度；β為調(diào)整系數(shù).

本文實驗中r0約為0.38 m，γ約為1.81×104N/m3，對于鎂鋁合金件而言，β一般取值為0.9～1.1，因而可以計算得到本文鑄型轉(zhuǎn)速為870～1 063 r·min-1.由于實際離心澆注中鑄型轉(zhuǎn)速應(yīng)比計算轉(zhuǎn)速值略高，因此，將鑄型轉(zhuǎn)速設(shè)定為1 100 r·min-1.

AZ91鎂合金離心鑄造管材(管材內(nèi)壁取樣)及自然凝固態(tài)鑄件(圓柱中心取樣)試樣經(jīng)線切割、鑲嵌、拋光及自制腐蝕液腐蝕后，對其第二相含量及顯微組織進(jìn)行分析與比較.分別采用光學(xué)顯微鏡(OM)和電子顯微鏡(SEM)觀察鎂合金的顯微組織；利用X射線衍射儀(XRD)分析鎂合金凝固組織相的組成及含量；利用WGW-100H型電子萬能材料實驗機(jī)于室溫條件下對試樣進(jìn)行拉伸實驗，且實驗機(jī)拉伸速度為0.2 mm/min，試樣厚度為3 mm，具體拉伸試樣尺寸如圖1所示(單位：mm).

2　結(jié)果與分析

2.1　鎂合金管材的宏觀形貌

在鑄型轉(zhuǎn)速為1 100 r·min-1，模具預(yù)熱溫度為200 ℃的條件下，制備得到充型完整的AZ91鎂合金管材，其宏觀形貌如圖2所示.由圖2a可見，所得鎂合金管材外壁表面平整，存在少許氧化層及少量氣孔.由圖2b可見，鎂合金管材外表面經(jīng)初步打磨后，可以避免充型不完全、側(cè)邊開裂的缺陷，因而可以保證管材外表面平整光滑.

圖1　拉伸試樣尺寸Fig.1　Dimension of tensile specimen

圖2　離心鑄造態(tài)AZ91鎂合金管材的宏觀形貌Fig.2　　　　Macroscopic morphologies of AZ91 magnesium alloy tube at centrifugal casting state

圖3為AZ91鎂合金管材中心部位截面圖.由圖3可知，管材中部最后凝固部位內(nèi)表面存在輕微分層情況.這是因為在離心鑄造凝固過程中，合金液在離心力的作用下不斷旋轉(zhuǎn)、充型.合金液的凝固過程包括由鑄型模具兩端向鑄型模具中心部位的凝固，以及由模具內(nèi)壁及合金液內(nèi)表面同時向中間部位的凝固，即合金液的凝固過程由兩種凝固方式組成.

圖3　AZ91鎂合金管材中心部位截面圖Fig.3　　　　Section at central part of AZ91 magnesium alloy tube

臥式離心鑄造凝固過程大致分為五個階段：在第一階段合金液澆注到鑄型模具中，在離心力的作用下向鑄型模具兩端迅速充型；在第二階段充型過程中與鑄型模具外壁最先接觸的合金液開始凝固，形成第一層凝固層，同時由于合金液溫度下降，開始析出α-Mg與β-Mg17Al12相；在第三階段在離心力的作用下，密度較大的析出第二相開始向管材外壁迅速移動，使得內(nèi)層及中間層仍保持液體狀態(tài)，同時因合金液流動產(chǎn)生的氣泡迅速向管材內(nèi)壁移動浮出；在第四階段隨著合金液溫度的持續(xù)下降，內(nèi)壁開始凝固，并向外壁逐層推進(jìn)，且該過程與外壁向內(nèi)壁凝固過程一同進(jìn)行；在第五階段中間層最后凝固，由于缺少液體補(bǔ)縮，因而易在內(nèi)、外層截面處形成縮孔.鎂合金管材合金液由外壁向內(nèi)凝固速度快于由內(nèi)表面向外凝固速度，故在靠近內(nèi)表面處合金液最后凝固.另外，由于澆口處于管材中心部位，因而合金液最后在此處完成凝固過程.同時，由于最后凝固部分兩側(cè)均已經(jīng)凝固且缺少合金液補(bǔ)縮，因此，在管材中心存在少量縮孔，使得管材中部發(fā)生輕微分層，且這種缺陷可以通過機(jī)械加工去除.

2.2　合金的相組成及微觀組織

圖4為自然凝固態(tài)AZ91鎂合金金屬型鑄件與離心態(tài)AZ91鎂合金管材的XRD圖譜.由圖4可知，在自然凝固態(tài)及離心態(tài)下鎂合金的相成分均由α-Mg和β-Mg17Al12相組成.但與自然凝固態(tài)相比，離心態(tài)AZ91鎂合金中β-Mg17Al12相衍射峰強(qiáng)度減小，個別衍射峰甚至消失，表明離心態(tài)AZ91鎂合金管材中β-Mg17Al12相含量有所降低.這是因為臥式離心鑄造屬于亞快速凝固過程，凝固時傳熱速率較高，凝固過程具有極大的過冷度與凝固速率，從而很大程度上抑制了鎂合金管材離心鑄造凝固過程中共晶轉(zhuǎn)變的發(fā)生.同時由于初生相凝固速度大于界面溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度，共晶轉(zhuǎn)變來不及發(fā)生，因而β-Mg17Al12相尚未得到充分析出，凝固過程便已結(jié)束.然而，由于自然凝固態(tài)AZ91鎂合金鑄件具有充裕的時間來完成平衡凝固過程中的共晶轉(zhuǎn)變過程，因此，β-Mg17Al12相可以得到充分析出.

自然凝固態(tài)AZ91鎂合金管材的顯微組織如圖5所示.由圖5可見，自然凝固條件下AZ91鎂合金鑄件組織由α-Mg基體和β-Mg17Al12相組成，第二相分布于晶界間且呈網(wǎng)絡(luò)狀分布.此外，自然凝固狀態(tài)下AZ91鎂合金組織粗大且形態(tài)不規(guī)則，第二相較多且尺寸相差較大(見圖5a).同時，β-Mg17Al12相從過飽和初生α-Mg相中沿晶界析出，且具有黑色輪廓(見圖5b).

圖4　AZ91鎂合金的XRD圖譜Fig.4　XRD spectra of AZ91 magnesium alloy

圖5　自然凝固態(tài)AZ91鎂合金管材的顯微組織Fig.5　　　　Microstructures of AZ91 magnesium alloy tube at natural solidification state

圖6為離心鑄造態(tài)AZ91鎂合金管材的顯微組織.與圖5相比，離心態(tài)AZ91鎂合金管材組織得到細(xì)化且組織較為均勻，黑色輪廓狀β-Mg17Al12析出相含量較少，第二相較小且尺寸差距不大.離心鑄造態(tài)AZ91鎂合金的凝固組織主要以飽和初生α-Mg相為主.

圖6　離心鑄造態(tài)AZ91鎂合金管材的顯微組織Fig.6　Microstructures of AZ91 magnesium alloy tube at centrifugal casting state

2.3　合金的力學(xué)性能

表2為自然凝固態(tài)與離心鑄造態(tài)鑄件的室溫力學(xué)性能對比結(jié)果.通過對比可知，相比于自然凝固態(tài)鑄件，離心態(tài)鑄件的力學(xué)性能均有一定程度的提高.具體而言，離心態(tài)鑄件的屈服強(qiáng)度從95 MPa提高到103 MPa；抗拉強(qiáng)度從132 MPa提高到158 MPa，提高了約19.7%；伸長率也有較大改善，由1.8%提高到3.4%.這是因為離心鑄造具有較高的冷卻速率，可以提高合金過冷度，因而可使AZ91鎂合金管材組織得到細(xì)化，而晶粒細(xì)化對提高鎂合金管材的強(qiáng)度和塑性具有重要作用.

表2　AZ91鎂合金管材的力學(xué)性能Tab.2　　　　Mechanical properties of AZ91 magnesium alloy tube

2.4　離心力對位錯特征的影響

AZ91鎂合金中合金第二相是阻礙位錯運(yùn)動的主要因素之一，而位錯運(yùn)動是合金組織塑性形變的主要運(yùn)動過程.就宏觀角度而言，臥式離心鑄造過程中離心力提高了鎂合金管材的力學(xué)性能和塑性，而就微觀角度而言，β-Mg17Al12相影響了合金組織的位錯特征.

通過XRD圖譜分別對自然凝固態(tài)和離心態(tài)AZ91鎂合金鑄件試樣進(jìn)行檢測，獲取晶格常數(shù)與半高寬值后，可由Dunn公式計算得到鎂合金的位錯密度.Dunn公式可以表示為

(2)

式中：L為半高寬；b為伯氏矢量.

經(jīng)計算可知，自然凝固態(tài)鎂合金主滑移面(100)、(001)與(101)的位錯密度分別為2.86×1011、2.94×1011和1.25×1011cm-2，β-Mg17Al12相密排面(110)與(111)的位錯密度分別為2.72×1011和3.54×1011cm-2.離心態(tài)鎂合金管材主滑移面(100)、(001)與(101)的位錯密度分別為2.99×1011、3.06×1011和1.22×1011cm-2，而β-Mg17Al12相密排面(111)和(110)的位錯密度分別為0與3.08×1010cm-2.對比后發(fā)現(xiàn)，離心態(tài)鎂合金α-Mg相主滑移面的總體位錯密度增加，位錯運(yùn)動能力增強(qiáng)，而β-Mg17Al12密排面的位錯密度減小甚至消失，這有利于α-Mg基體在此處形核，使得合金晶粒得到細(xì)化，從而提高合金的力學(xué)性能.

3　結(jié)　論

通過以上實驗分析可以得到如下結(jié)論：

1) 通過制定合理的離心鑄造工藝參數(shù)制備了外徑為400 mm、長度為1 000 mm且厚度為20 mm的AZ91鎂合金管材，且所得鎂合金管材避免了充型不完全、側(cè)邊開裂與內(nèi)表面堆積等缺陷，管材外表面平整光滑.

2) 與自然凝固態(tài)鑄件相比，離心態(tài)AZ91鎂合金管材組織得到細(xì)化且組織分布均勻，黑色輪廓狀β-Mg17Al12析出相含量較少，第二相尺寸較小且尺寸差距不大，離心態(tài)AZ91鎂合金的凝固組織主要以飽和初生α-Mg相為主.

3) 臥式離心鑄造方法可以改善鎂合金管材的力學(xué)性能，鎂合金管材的屈服強(qiáng)度可由95 MPa提高到103 MPa；抗拉強(qiáng)度可由132 MPa提高到158 MPa；伸長率可由1.8%提高到3.4%.