吁安山，謝世坤, 尹 健, 易榮喜, 鄭小秋，楊湘杰

內(nèi)冷攪拌法細(xì)化AZ系鎂合金半固態(tài)漿料初生相的研究

吁安山1,2，*謝世坤1,2, 尹 健1,2, 易榮喜1,2, 鄭小秋1,2，*楊湘杰3

(1.井岡山大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，江西，吉安 343009；2. 吉安市輕合金材料重點實驗室, 江西，吉安 343009；3. 南昌大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院, 江西，南昌 330031)

提升鎂及其合金強(qiáng)度和室溫韌性是擴(kuò)展鎂及其合金應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)，對鎂合金凝固過程半固態(tài)處理是改善微觀組織、提高產(chǎn)品質(zhì)量的一個重要工藝途徑。因此，本文提出內(nèi)冷攪拌法制備非枝晶AZ系鎂合金半固態(tài)漿料，采用快速淬火研究內(nèi)冷攪拌過程AZ系鎂合金半固態(tài)漿料初生相演變規(guī)律。通過觀察金相微觀組織發(fā)現(xiàn)，在金屬熔體與平衡體質(zhì)量比為3:1、平衡體溫度為室溫、熔體溫度高于液相線20oC時，隨著平衡體旋轉(zhuǎn)速度增加，熔體整體溫度梯度減小，凝固組織從粗大枝晶逐漸變?yōu)榧?xì)小近球晶；隨著旋轉(zhuǎn)平衡體攪拌時間延長，漿料組織分散變得均勻，后續(xù)由于晶粒生長，晶粒出現(xiàn)團(tuán)聚；Al元素含量增加能夠細(xì)化自然凝固初生相α-Mg，而內(nèi)冷攪拌法對AZ系鎂合金半固態(tài)處理發(fā)現(xiàn)，Al元素含量雖然一定程度上細(xì)化初生相α- Mg，隨著內(nèi)冷攪拌條件引入，Al元素含量增加細(xì)化程度較小，而內(nèi)冷攪拌條件是細(xì)化初生相α- Mg的主要因素。

半固態(tài)；鎂合金；內(nèi)冷攪拌；微觀組織

0 引言

鎂合金是一種最輕的結(jié)構(gòu)材料，廣泛應(yīng)用于汽車制造、電子通信、航空航天等領(lǐng)域，但其延展性差，室溫強(qiáng)度不足，限制了其應(yīng)用[1]。輕質(zhì)合金通常采用半固態(tài)金屬成形，以減少鑄造缺陷，并因其非樹枝狀結(jié)構(gòu)提高了合金的質(zhì)量[2-4]。半固態(tài)成形可分為觸變成形和流變成形兩種。流變成形將液態(tài)金屬轉(zhuǎn)化為低固相率的半固態(tài)料漿，然后在模具中加壓成型，由于其成型速度快，成型壓力小，能形成復(fù)雜零件，是一種很有前途的鑄造工藝[5]。流變成形的關(guān)鍵是在液相中制備細(xì)小初生相的半固態(tài)料漿[6]，近年來，開發(fā)了許多制備低固相率半固態(tài)漿料的技術(shù)。一種方法是利用誘導(dǎo)場抑制樹枝晶生長，如機(jī)械攪拌[7]、電磁攪拌[8]和超聲波振動[9]。另一種方法是利用低過熱鑄造[10]和添加晶粒細(xì)化劑[11]等技術(shù)來控制形核。然而，目前半固態(tài)漿料的產(chǎn)量不能用于成形大的組件，同時制備半固態(tài)漿料的不連續(xù)性和高成本限制了其應(yīng)用。如SSR[12]方法依賴于低過熱和高的溫度控制精度，RSF[13]方法需要替換EEM塊和間斷性。內(nèi)冷攪拌工藝(ICS)基于熱平衡原理，提供了一種不需要控制溫度就能獲得非枝晶漿料并快速均勻化合金熔體的簡單方法，通過內(nèi)部快速冷卻和快速攪拌，可以獲得具有大量自由晶粒的低固相分?jǐn)?shù)漿料。

目前大部分商業(yè)化鑄造鎂合金包含2%~9%Al，通過Mg-Al二元相圖可知，Al在鎂中最大固溶度為12.9%，在Mg-Al合金凝固過程中，隨著不斷冷卻，熔體中先析出枝晶α-Mg，然后在α-Mg基礎(chǔ)上析出連續(xù)網(wǎng)狀β-Mg17Al12。相比傳統(tǒng)鑄造，半固態(tài)非平衡凝固對初生相和共晶相形態(tài)及分布有重要的影響，進(jìn)而影響成形件的機(jī)械性能。因此本實驗所用的材料分別為AZ91、AZ61和AZ31三種鎂合金，采用一種新的流變鑄造工藝，內(nèi)冷攪拌工藝細(xì)化初生相α-Mg，并用快速淬火法[14]和分析合金的初生相晶粒尺寸，研究了ICS過程中的初生相組織細(xì)化機(jī)制。

1 實驗方法

該制漿工藝裝置主要由機(jī)械升降裝置、攪拌裝置、漿料儲蓄器、溫度采集部分、取樣裝置和防爆氣體裝置六個部分組成。將裝有加熱好的鎂合金液體坩堝放在填充石棉的阻隔箱中，在不斷向鎂合金液體表面通入0.5% SF6和CO2混合氣體阻止鎂合金燃燒的情況下，打開溫度采集裝置，使用熱電偶放入鎂合金液體中進(jìn)行溫度采集，在快達(dá)到指定溫度時將平衡體放入鎂合金液體中進(jìn)行攪拌，由于平衡體采用不銹鋼材質(zhì)，具有導(dǎo)熱性好，比熱容大，增強(qiáng)對液態(tài)金屬的冷卻效果，同時隨著平衡體轉(zhuǎn)速的增加，平衡體與合金熔體之間的換熱加快，合金熔體溫度降至半固態(tài)范圍。通過這種方式，平衡體提供了在凝固初期的快速冷卻和強(qiáng)迫攪拌作用。為減少氧化，冷卻平衡體的轉(zhuǎn)速不宜過高，冷卻平衡體的旋轉(zhuǎn)應(yīng)發(fā)生在合金熔體內(nèi)部，連接電機(jī)和平衡體的軸非常小，減少了對合金熔體表面的損傷。攪拌完成后使用升降電機(jī)將平衡體上升。為了對半固微觀組織進(jìn)行表征，使用氣泵抽空的銅模吸取制備好的鎂合金半固態(tài)漿料試樣，在淬火過程中以足夠高的冷卻速率“凍結(jié)”半固態(tài)組織，實驗工藝過程如圖1所示。

圖1 (a)內(nèi)冷式機(jī)械攪拌漿料設(shè)備和(b)工藝過程示意圖(c)內(nèi)冷平衡體。

實驗所用三種AZ系鎂合金化學(xué)成分采用ICP-AES測試獲得，結(jié)果如表1所示。鎂合金是化學(xué)性能十分活潑常溫就能被氧化的鎂，尤其是在達(dá)到400 ℃以上，鎂會與空氣產(chǎn)生放出大量熱和刺眼的白光的劇烈的化學(xué)反應(yīng)，在熔煉過程中需要全程保護(hù)。DSC測試獲得半固態(tài)溫度區(qū)間，鎂合金AZ91合金的液相線和固相線溫度分別為595 ℃和457 ℃。鎂合金AZ61的固相線溫度和液相線溫度分別為525℃、615 ℃，半固態(tài)溫度區(qū)間為525~615℃。鎂合金AZ31的固相線溫度和液相線溫度分別為635℃、566℃，半固態(tài)溫度區(qū)間為566~635℃。

表1 鎂合金的化學(xué)成分(wt.%)

Table 1 Composition of magnesium alloy (wt.%)

成分含量ALZnMnCaSiMg AZ314.001.250.440.0610.011余量 AZ9110.010.790.30/0.064余量 AZ617.001.020.370.0610.037余量

3 kg合金熔體放置于直徑為130 mm、高度為200 mm圓柱鋼坩堝中，當(dāng)合金熔體緩慢冷卻到指定溫度，一定轉(zhuǎn)速的室溫平衡體插入熔體中間，由于平衡體與合金熔體之間的熱交換，合金熔體溫度降至半固態(tài)范圍，得到半固態(tài)料漿。本研究分為二組對比實驗，依次為攪拌速度和攪拌時間。通過對比實驗試樣的微觀組織，比較試樣在不同條件下的晶體形狀和大小，判斷出制備出優(yōu)質(zhì)半固態(tài)漿料的合理條件。以下以AZ91為例分組實驗：

第一組控制合金熔體指定溫度為615℃（高于液相線20 ℃），攪拌速度都為1400 r/min，攪拌時間分別為0s、5s、10s、20s、30 s和40 s；

第二組控制合金熔體指定溫度為615 ℃，攪拌速度分別為200~1400 r/min變化，時間為40 s。

半固態(tài)試樣腐蝕之前要先用水或酒精來清洗掉試樣表面殘留的拋光劑和雜質(zhì)等，用吹風(fēng)機(jī)吹干后再用4%濃度的硝酸酒精溶液腐蝕樣品，腐蝕時間為15 s左右，然后立馬用清水沖洗，再用吹風(fēng)機(jī)吹干即可拿去觀察金相。通過ZEISS光學(xué)顯微鏡觀察了樣品的微觀組織，然后使用IPP軟件分析得到的顯微圖像。晶粒大小d為：

其中：A—初生相晶粒面積(um2)。

2 結(jié)果與討論

圖2是無任何處理自然冷卻下AZ31、AZ61和AZ91半固態(tài)漿料微觀組織。由圖（a，b，c）看出，AZ31鎂合金初生相粗大且形成完整的枝晶，平均晶粒尺寸為120.76 μm，AZ61鎂合金初生相相對較小的枝晶，平均晶粒尺寸為94.25 μm，AZ91鎂合金初生平均晶粒尺寸最小為67.69 μm，同時還觀察到隨著Al溶質(zhì)含量的增加，二次枝晶臂斷裂的傾向增大。根據(jù)Liotti E等人研究[15]可知，合金中溶質(zhì)元素含量越高，不僅會引起枝晶根部的初始曲率，而且會引起更強(qiáng)的局部結(jié)構(gòu)過冷擾動，從而促進(jìn)枝晶的破碎過程。

圖2 無任何處理自然冷卻低于液相線2℃時，AZ31、AZ61和AZ91半固態(tài)漿料微觀組織

圖3-6是在高于液相線20 ℃攪拌速度為1400 rpm不同攪拌時間下AZ31，AZ61和AZ91半固態(tài)微觀組織及初生相平均晶粒尺寸統(tǒng)計結(jié)果。統(tǒng)計結(jié)果表明從攪拌時間5~0 s，AZ31晶粒平均尺寸從73.18 μm增加到84.42 μm，AZ61晶粒平均尺寸從41.86 μm增加到66.3 μm，AZ91晶粒平均尺寸從32.07 μm增加到54.58 μm，平均晶粒尺寸增長率分別為15.36%、58.38%和70.19%。對比無任何處理AZ31、AZ61和AZ91半固態(tài)漿料初生相晶粒尺寸，可以發(fā)現(xiàn)經(jīng)過內(nèi)冷攪拌（Internal cooling stirring）40s相應(yīng)半固態(tài)漿料初生相晶粒尺寸分別減少了30.1%、29.65%及19.37%，直接說明內(nèi)冷攪拌晶粒細(xì)化效果順序為AZ31>AZ61>AZ91。

圖3 熔體溫度615℃，平衡體轉(zhuǎn)速1400rpm條件下，不同攪拌時間下AZ91合金的半固態(tài)微觀組織：(a) 2 s, (b) 5 s, (c) 12 s, (d) 20 s, (e) 30 s, (f) 40 s

圖4 熔體溫度635℃，平衡體轉(zhuǎn)速1400 rpm條件下，不同攪拌時間下AZ61合金的半固態(tài)微觀組織：(a) 2 s, (b) 5 s, (c) 12 s, (d) 20 s, (e) 30 s, (f) 40 s

圖5 熔體溫度655℃，平衡體轉(zhuǎn)速1400 rpm條件下，不同攪拌時間下AZ31合金的半固態(tài)微觀組織：(a) 2 s, (b) 5 s, (c) 12 s, (d) 20 s, (e) 30 s, (f) 40 s

圖6 高于液相線20℃攪拌速度為1400 rpm不同攪拌時間下AZ31、AZ61和AZ91半固態(tài)初生相平均晶粒尺寸

圖7-9表示合金熔體溫度高于液相線20℃，攪拌時間40 s條件下，攪拌速度對微觀組織的影響。攪拌剪切對微觀組織的影響表現(xiàn)在冷卻速率、攪拌剪切強(qiáng)度及攪拌時間三個方面。由于內(nèi)冷攪拌過程，攪拌速度越大、熱流交換快，從而提高了冷卻速率，同時攪拌速度越大使熔體溫度到達(dá)近似等溫狀態(tài)越快，攪拌混合效果越均勻。由微觀組織圖可看出，當(dāng)攪拌速度低于800 rpm時，熔體中出現(xiàn)粗大的枝晶且分布不均勻，隨著攪拌速度增大，枝晶減少，初生晶粒變得更加細(xì)小、更加接近球晶、分布在熔體中更加均勻。通過初生晶粒大小統(tǒng)計可知，在低于800 rpm時，初生分布不均勻，初生晶粒尺寸出現(xiàn)忽高忽低現(xiàn)象，圓整度偏低；當(dāng)攪拌速度高于800 rpm時，隨著攪拌速度增大，初生晶粒在強(qiáng)剪切作用下晶粒尺寸變小，圓整度變化較小。在本研究中，攪拌速度增大是有利于減小初生相晶粒大小，同時等溫Oswald熟化有利晶粒的生長，由于攪拌剪切和Oswald熟化同時存在，但是攪拌剪切比Oswald熟化在初生相聚合分散動力學(xué)上更快，因此攪拌剪切比Oswald熟化更容易引起微觀結(jié)構(gòu)的變化。初生相聚合分散的機(jī)制是由碰撞誘導(dǎo)引起[16]，具體表現(xiàn)為三個因素：碰撞接觸平均時間、初生相形成接觸橋的時間、初生相碰撞能。碰撞接觸平均時間和初生相形成接觸橋的時間與剪切率成反比，初生相碰撞能與剪切率成正比。在低剪切率下，初生相間接觸時間長且初生相間形成的接觸橋更長，初生相碰撞能低。因此導(dǎo)致初生相發(fā)生團(tuán)聚。在高剪切率下，碰撞接觸平均時間短，初生相具有足夠大的碰撞能去破壞團(tuán)聚顆粒而發(fā)生分散。如圖10顯示平衡體轉(zhuǎn)速分別為600 rpm和1400 rpm攪拌20 s時初生相的分布，由此可知，轉(zhuǎn)速為600 rpm時，初生相出現(xiàn)團(tuán)聚且有粗大的柱狀晶出現(xiàn)，而1400 rpm時，初生相在強(qiáng)剪切作用下迅速分散到熔體中，同時初生相變小。因此在內(nèi)冷攪拌制備半固態(tài)漿料過程，通過提高攪拌速度，可以明顯增加冷卻速率、增加大量形核，平衡體局部形核產(chǎn)生的晶粒在強(qiáng)剪切作用下高度分散在整個熔體中。

圖7 熔體溫度615℃，攪拌時間40s條件下，平衡體轉(zhuǎn)速對AZ91合金半固態(tài)微觀組織的影響(a) 200rpm, (b) 300rpm, (c) 400rpm, (d) 600rpm, (e) 800rpm, (f) 1000rpm, (g)1200 rpm, (h) 1400rpm

圖8 熔體溫度635℃，攪拌時間40 s條件下，平衡體轉(zhuǎn)速對AZ61合金半固態(tài)微觀組織的影響 (a) 200 rpm, (b) 400 rpm, (c) 600 rpm, (d) 800 rpm, (e) 1000 rpm, (f)1200 rpm

圖9 熔體溫度655℃，攪拌時間40 s條件下，平衡體轉(zhuǎn)速對AZ31合金半固態(tài)微觀組織的影響 (a) 200 rpm, (b) 400 rpm, (c) 600 rpm, (d) 800 rpm, (e) 1200 rpm, (f)1400 rpm

圖10 熔體溫度615℃，攪拌時間20s條件下，平衡體轉(zhuǎn)速對AZ91合金半固態(tài)微觀組織分布的影響 (a) 600rpm, (b) 1400 rpm

為了定量描述濃質(zhì)對晶粒尺寸的影響，研究者引入生長限制因子概念，具體表達(dá)式為：

其中為液相線的斜率，C為合金的初始成分，為溶質(zhì)元素的平衡分配系數(shù)，值越大，表明溶質(zhì)越傾向于在晶粒長大之前形成過冷度，產(chǎn)生小晶粒的可能性越大。在實際合金體系中，值依賴于溶質(zhì)濃度，而溶質(zhì)濃度反過來又影響晶粒細(xì)化效率,為便于比較，Al溶質(zhì)元素(3.0~11.0wt.%)的值也列于表2中。

表2 二元體系中Mg合金中合金元素Al的Q值C = 1.0 wt.%

Table 2 Q value of alloying element Al in in binary Mg alloy system C = 1.0 wt.%

Elementm(K/Wt.%)kQ=m(k-1) (K) Al-6.870.374.3281

為了量化晶粒尺寸與值的關(guān)系，根據(jù)Easton和StJohn[17-19]提出了一種新的晶粒細(xì)化分析模型(即模型)，發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸可以表示為:

其中斜率與形核粒子的勢有關(guān)，截距對應(yīng)最大激活形核數(shù)。隨著形核粒子的勢增大，直線的斜率減?。划?dāng)誘導(dǎo)產(chǎn)生更多的形核時，截距會減少。已有研究表明，這一新的分析模型能夠合理描述在不同凝固速率和凝固條件一系列Mg合金晶粒細(xì)化的研究。本文著重研究溶質(zhì)元素Al對鎂合金晶粒尺寸的影響，使用新的晶粒細(xì)化評估方法(即模型)評估溶質(zhì)元素Al晶粒細(xì)化效果。

內(nèi)冷攪拌法（ICS）是一種有效的物理晶粒細(xì)化方法，可應(yīng)用于有色金屬和黑色合金的凝固過程。內(nèi)冷攪拌法通過強(qiáng)化平衡體和鑄壁附近的形核來細(xì)化鎂合金初生相，隨著內(nèi)冷平衡體攪拌進(jìn)行，熔體內(nèi)溫度場變得均勻且較低，提高了分散晶粒的存活率和自由化。在自然凝固過程，熔體的形核主要是由溶質(zhì)濃度和均勻形核決定的。內(nèi)冷攪拌處理過程中，平衡體強(qiáng)化過冷為形核提供額外的激活能，另外一個不同于自然凝固的重要因素是溫度梯度。由于攪拌剪切對流作用，一個低溫度梯度在凝固初期（約12s）形成，晶粒在平衡體附近大量形核，通過對流移動到熔體中，機(jī)械攪拌促進(jìn)溶質(zhì)元素在熔體中均勻分布，同時低溫度梯度有利于整體新的形核和形核晶粒的存活，最終表現(xiàn)無形核區(qū)(Nucleation-Free Zone，NFZ)尺寸明顯減?。ㄈ鐖D11箭頭所示）和截距減小。隨著攪拌時間的延長，斜率趨于穩(wěn)定，截距變大，說明被激活形核數(shù)量減小，這是由于攪拌過程促進(jìn)了熱流交換，平衡體溫度升高，冷卻速率降低，導(dǎo)致被激活的形核數(shù)量明顯減小。

圖11 自然凝固和高于液相線20℃攪拌速度為1400 rpm不同攪拌時間1/Q與晶粒平均尺寸大小關(guān)系

表3 圖11中截距和斜率

Table 3 The intercept and slope in Figure 11

Solidification conditionsIntercept a (μm)Gradient b (μm K) Without ICSWith ICS 10sWith ICS 40s39.50320.87936.7141442.165995.823835.798

圖12表示內(nèi)冷攪拌40 s不同平衡體轉(zhuǎn)速1/Q與晶粒平均尺寸大小關(guān)系圖。線性擬合的截距a和斜率b如表4所示。對于內(nèi)冷攪拌過程斜率b的減小，表明無形核區(qū)的大小減小(圖中的箭頭表示)，當(dāng)內(nèi)冷攪拌攪拌時間為40 s內(nèi)冷平衡體旋轉(zhuǎn)速度為400 rpm時，斜率值最大，表明低轉(zhuǎn)速不能促使平衡體局部急冷產(chǎn)生的形核分散熔體中，而是以糊狀凝固殼形式存在，阻礙了熔體對流和形核產(chǎn)生晶粒的分散，有效形核明顯減少；隨著平衡體轉(zhuǎn)速增加，截距和斜率都減小，且平衡體轉(zhuǎn)速越大，截距越小，即可活化的有效形核數(shù)量增多，對比平衡體轉(zhuǎn)速800 rpm、1200 rpm和1400 rpm分析可知，當(dāng)平衡體轉(zhuǎn)速從800 rpm到1400 rpm時，無形核區(qū)大小變化較小，截距減小程度也越來越小，表明了要有效地促進(jìn)內(nèi)冷攪拌形核過程，轉(zhuǎn)速至少需要800 rpm。

圖12 高于液相線20℃攪拌時間40 s不同攪拌速度1/Q與晶粒平均尺寸大小關(guān)系

表4 圖12中截距和斜率

Table 4 The intercept and slope in Figure 12

Solidification conditionsIntercept a (μm)Gradient b (μm K) With ICS 400rpmWith ICS 800rpmWith ICS 1200rpmWith ICS 1400rpm-34.57930.26326.55117.453422.7781076.5891229.7351066.431

對比AZ31、AZ61和AZ91三種鎂合金，由于AZ91鎂合金Al元素溶質(zhì)濃度最高，在無外場作用下，平均晶粒尺寸最小。而在內(nèi)冷攪拌作用下，隨著外場能量不斷地輸入，溶質(zhì)元素對過冷度的影響會變?nèi)?，而外場能量對過冷度占主導(dǎo)作用，由于AZ31鎂合金Al元素溶質(zhì)濃度最低，在外場作用下鎂合金AZ31最為敏感，晶粒細(xì)化效果最為明顯。當(dāng)內(nèi)冷攪拌速度超過800 rpm時，內(nèi)冷平衡體強(qiáng)化形核已經(jīng)很明顯，要進(jìn)一步強(qiáng)化形核十分微弱，同時平衡體溫度與熔體溫度相差較小時，熔體近似等溫攪拌過程，即攪拌條件相同，此時晶粒的生長由溶質(zhì)元素濃度決定。

3 結(jié)論

a）通過三種鎂合金半固態(tài)漿料實驗發(fā)現(xiàn)，相比于傳統(tǒng)鑄造，內(nèi)冷攪拌法制備半固態(tài)漿料具有漿料內(nèi)部快速冷卻和機(jī)械攪拌分散混合作用，能夠明顯細(xì)化初生相，促進(jìn)晶粒非枝晶轉(zhuǎn)變。

b）內(nèi)冷攪拌時間對半固態(tài)微觀組織的影響，主要表現(xiàn)在有效形核的激活和形核有效區(qū)域。通過三種鎂合金半固態(tài)漿料實驗發(fā)現(xiàn)，當(dāng)合金熔體與平衡體質(zhì)量比為3:1，合金熔體溫度高于液相線20℃、內(nèi)冷攪拌12 s時，漿料內(nèi)部溫度場趨于均勻;內(nèi)冷攪拌40s時，大量有效形核被激活，同時漿料微觀組織均勻性更好。

c）在實驗條件下，內(nèi)冷平衡體旋轉(zhuǎn)速度主要影響熔體流動，進(jìn)一步影響分散混合效果。對于低固相分?jǐn)?shù)漿料，當(dāng)內(nèi)冷平衡體旋轉(zhuǎn)速度低于800rpm時，形核晶粒主要集中于平衡體表面，形成模糊凝固層阻礙內(nèi)冷平衡體和熔體熱量交換和晶粒自由化；當(dāng)內(nèi)冷平衡體旋轉(zhuǎn)速度大于或等于800rpm時，有效形核的激活和形核有效區(qū)域都增大。

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RESEARCH ON GRAIN REFINEMENT OF PRIMARY PHASE OF SEMI-SOLID SLURRY OF AZ SERIES MAGNESIUM ALLOY USING INTERNAL COOLING STIRRING(ICS) METHOD

YU An-shan1,2,*XIE Shi-kun1,2, YIN Jian1,2, YI Rong-xi1,2, ZHENG Xiao-qiu1,2,*YANG Xiang-jie3

(1.School of Mechanical and Electrical Engineering, Jinggangshan University, Ji’an, Jiangxi 343009, China; 2. Key Laboratory of Light Alloy Materials in Ji'an City, Ji’an, Jiangxi 343009, China；3. School of Mechanical and Electrical Engineering, Nanchang University, Nanchang, Jiangxi 330031, China)

It is a keytechnology to improve the strength and room temperature toughness of magnesium for expanding the application of magnesium and its alloys, and it is also an important technological way for semi-solid treatment to improve microstructure and product quality during solidification of magnesium alloy. Therefore, a new rheocasting process, internal rapid cooling stirring process was used to obtain a fully grain-refined spherical semisolid slurry. Rapid quenching was used to study the microstructure evolution during internal rapid cooling stirring process. By the metallographic microstructure observation, it was found that when the mass ratio of melt to balance body was 3:1, the temperature of the balance body was at room temperature, and the melt temperature was higher than liquidus around 20oC, whose temperature was at room temperature whose temperature was above liquidus around 20oC, with the increase of the rotating speed of the balance body, the temperature gradient of the melt decreased, the whole solidification microstructure gradually changed from coarse dendrite to fine near spherulite. With the extension of the stirring time of the rotating balance body, the dispersion of the slurry structure became homogeneous, and the subsequent grain growth resulted in grain agglomeration. the results showed that the increase of Al element content could refine the nature solidified primary phase α-Mg; however, for the internal cooling stirring condition on the semi-solid treatment of AZ magnesium alloy, which was found that although the Al element content refined the primary phase α-Mg to a certain extent, the Al element content increased to a lesser degree with the introduction of the internal cooling stirring condition , and the internal cooling stirring condition was the main factor to refine the primary phase α-Mg.

semi-solid; magnesium alloy; internal cooling stirring; microstructure

TG146.2

A

10.3969/j.issn.1674-8085.2021.01.012

1674-8085(2021)01-0067-09

2020-08-31；

2020-11-19

國家自然科學(xué)基金項目（51661023）;江西省自然科學(xué)基金課題(20181BAB206028); 江西省教育廳科技計劃項目(GJJ160732，GJJ190556）

吁安山(1988-)，男，江西撫州人，講師，博士，主要從事半固態(tài)成型及控制工藝研究(E-mail: 906608889@qq.com);

*謝世坤(1973-)，男，江西吉安人，教授，博士，碩士生導(dǎo)師,主要從事輕合金材料成型工藝控制研究(E-mail:xskun@163.com);

尹 健(1980-)，男，江西吉安人，副教授，博士，主要從事高性能鎂合金開發(fā)(E-mail: yinjiandonic@ yahoo.com);

易榮喜(1976-)，男，江西吉安人，副教授，碩士，主要從事輕合金半固態(tài)成型及控制研究(E-mail: yirongxi@sina.com);

鄭小秋(1979-)，男，湖北隨州人，講師，碩士，主要從事輕合金半固態(tài)成型及控制研究(E-mail: zxqcd@126.com);

*楊湘杰(1960-)，男，湖南瀏陽人，教授，博士，主要從事輕合金半固態(tài)成型及控制研究(E-mail: yangxj@nuc.edu.cn);