秦 克，喬曉陽，張海濤，鄒 晶，可澤超，尹 綱，郭凱敏

(東北大學 材料電磁過程研究教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110004)

鋁硅合金具有優(yōu)異的鑄造、機械和加工性能，在航空航天、汽車和機械制造等領域有著廣泛的應用。細化晶粒和變質共晶硅是改善亞共晶鋁硅合金性能的常用方法。前者在工業(yè)應用中的實現主要依靠添加晶粒細化劑或是施加機械擾動。近幾十年來，超聲處理、電磁脈沖和電磁攪拌等處理工藝對金屬凝固組織的影響已經在國內外得到了廣泛的研究和討論[1-8]。然而，國內對于永磁攪拌方法的研究卻少之又少。相較于電磁攪拌，永磁攪拌擁有諸多優(yōu)勢：能耗低、結構簡單、磁場穩(wěn)定且無趨膚效應等。1992年，Vives開發(fā)了一種永磁攪拌裝置，可以用于細化Al-4Cu和Al-7Si合金晶粒組織，提高鑄坯質量，優(yōu)化合金性能[9-10]。此外，經研究發(fā)現，低過熱度條件下的單向連續(xù)攪拌在細化晶粒組織的同時也會增加合金鑄錠中產生氣孔缺陷的可能[11]。Minagawa A等人對間歇式永磁攪拌進行了研究，發(fā)現間歇式的攪拌方法可以在不形成中心渦流的情況下得到理想的細化效果，獲得細小的等軸晶組織[12-13]?，F有研究表明，凝固期間施加的非定向旋轉磁場在消除氣孔和偏析等缺陷方面發(fā)揮了良好的作用[14-15]。本實驗以AlSi9MgMn合金為研究對象，分析了不同轉速、不同攪拌方式的永磁攪拌與變質劑、細化劑(單獨作用或聯合作用)對合金凝固組織及力學性能的影響。

1 實驗材料與方法

以工業(yè)純鋁(純度大于99.0%)、Al-20Si中間合金、Al-10Mn中間合金、純鎂(純度大于99.8%)、純銅(純度大于99.9%)、Al-12Ca中間合金和AlTi5B1晶粒細化劑為原料進行試樣制備。制備工藝如圖1a所示：將原料在中頻爐中熔化，經熔體處理后澆入鋼制模具中，通過PLC控制裝置啟動伺服電機，使永磁感應器以不同攪拌速度ω、旋轉時間tI和潛伏時間tD進行旋轉，讓金屬熔體在靜磁場或旋轉磁場的條件下凝固，同時用溫度記錄儀記錄凝固冷卻曲線。永磁感應器結構如圖1b所示。永磁攪拌工藝分為連續(xù)式攪拌(PMS)和間歇式攪拌(Ⅰ-PMS)兩部分，其中，Ⅰ-PMS的磁場旋轉方式分為恒定方向旋轉磁場(RMF-PSCD:the rotating magnetic field which is stirred in the pulse sequence of constant direction)和周期反轉旋轉磁場(RMF-PSAD: the rotating magnetic field which is stirred in the pulse sequence of alternating direction)兩種，其工藝參數如表1所示。后文未注明工藝參數時各種攪拌方式的默認參數：RMR，ω=300 r/min;RMF-PSCD,ω=300 r/min,tI=1.2 s,tD=1.0 s;RMF-PSAD,ω=300 r/min,tI=1.2 s,tD=1.0 s。

鑄錠為直徑75 mm、高150 mm的圓柱。組織觀察以及性能檢測的試樣取自據鑄錠底部30 mm處，金相試樣在經硫磷酸(38 mL的95%H2SO4+43 mL的85%H3PO4+19 mL的H2O)覆膜后在偏振光顯微鏡下觀察，以評估永磁攪拌對合金組織晶粒尺寸的影響。取樣位置及試樣尺寸如圖2所示。

圖2 取樣位置及尺寸Fig.2 Sampling position and sizes of tensile and DSC samples

2 結果與分析

2.1 永磁攪拌對α-Al相的影響

圖3所示的為AlSi9MnMg合金在不同轉速ω連續(xù)攪拌或無攪拌條件下凝固的微觀組織。由圖3可以看出，攪拌對合金的α-Al相有著顯著的細化作用，在施加旋轉磁場攪拌后，α-Al相的形貌發(fā)生了一系列的轉變，由最初粗壯發(fā)達的樹枝狀晶變?yōu)槎绦嗬m(xù)的枝晶組織，隨著磁場旋轉速率的增加，進一步轉變?yōu)榧毿〉拿倒鍫畹容S晶，且玫瑰狀晶的尺寸很大程度上取決于磁場的旋轉速率。不同攪拌速率下合金試樣α-Al相的平均晶粒直徑和二次枝晶臂間距如圖4a所示。靜磁場條件下凝固的顯微組織為粗大樹枝晶，其平均晶粒直徑約為453 μm。微觀組織中隨著PMS速率的增加而出現逐漸細小的玫瑰狀α-Al相，在300 r/min時得到的組織由大多數玫瑰花環(huán)狀的晶粒和一小部分橢球狀晶構成，其平均晶粒直徑為162 μm，細化程度達到64.2%。

圖3 不同攪拌速度連續(xù)攪拌或無攪拌條件下凝固的微觀組織Fig.3 The microstructures solidified with various rotation speeds and those without PMS

AlSi9MnMg合金在不同旋轉時間tI和潛伏時間tD的恒定方向間歇式攪拌下凝固的合金微觀組織如圖5所示。從圖5可以看出，參數tI和tD的改變并不足以造成α-Al相形態(tài)學上的轉變，α-Al仍然呈玫瑰花環(huán)狀。圖5c為tI=1.2 s，tD=1.0 s的RMF-PSCD下試樣的微觀組織，分別與圖5a,b,d,e相比較可以發(fā)現，該條件下合金凝固組織中玫瑰狀α-Al晶粒更為細小，分布也更為均勻，這一現象也可以從圖4b中發(fā)現。

圖4 不同永磁攪拌方式和工藝參數下的晶粒尺寸Fig.4 The grain size solidified with various PMS patterns and parameters

在RMF-PSCD的旋轉時間tI為0.4 s，潛伏時間tD為1.0 s時，合金微觀組織的平均晶粒直徑為197 μm；當潛伏時間tD恒定，旋轉時間tI延長到1.2 s，其平均晶粒直徑和二次枝晶臂間距分別細化到181 μm和50 μm，細化程度60%；再將旋轉時間tI固定不變，潛伏時間tD延長至2.0 s，則試樣的平均晶粒尺寸又會增加到205 μm，即旋轉時間tI的延長和潛伏時間tD的縮短都存在使α-Al晶粒尺寸減小的傾向，而對于二次枝晶臂間距則存在相同的趨勢。

圖6為AlSi9MnMg合金在不同tI和tD的RMF-PSAD條件下凝固的微觀組織。由圖6可以看到，同RMF-PSCD相似，單方向的間歇式攪拌同樣不能通過改變工藝參數使α-Al相的形態(tài)發(fā)生轉變，但對微觀組織的尺寸大小及分布都存在明顯的影響規(guī)律，且這一規(guī)律與RMF-PSCD的也大致相同，如圖4b所示，對晶粒尺寸和二次枝晶臂間距最佳的細化效果同樣是在旋轉時間tI=1.2 s、潛伏時間tD=1.0 s的條件下得到的，分別為173 μm和48 μm。對比Ⅰ-PMS的兩種不同工藝，在同為tI=0.4 s，tD=1.0 s時，RMF-PSCD下的平均晶粒尺寸更小，但隨著旋轉時間的延長，正反向交替旋轉下的晶粒尺寸減小的趨勢更大。同樣，隨著潛伏時間的增加，方向恒定的間歇式攪拌下，晶粒尺寸的粗化傾向相對平緩，二次枝晶臂間距也是如此。由此可得，從兩種不同工藝對α-Al晶粒尺寸和二次枝晶臂間距的影響程度來看，RMF-PSAD的攪拌方式對無論是旋轉時間tI還是潛伏時間tD的變化都更為敏感。

圖6 不同工藝參數RMF-PSAD下凝固的微觀組織Fig.6 The microstructures solidified with various parameters of RMF-PSAD

綜上所述，在Ⅰ-PMS單獨作用的工藝條件下，對α-Al晶粒尺寸的細化程度最高可以達到61.8%，稍遜于連續(xù)式攪拌的；但連續(xù)式攪拌條件下凝固的試樣存在大小不一的氣孔(圖7)，而Ⅰ-PMS工藝下的試樣上則沒有氣孔。這可能是由于合金在恒定方向連續(xù)式攪拌條件下凝固時，所產生的層流在金屬熔體溫度較低、粘度較高的階段將空氣卷入熔體，凝固后氣泡殘留在鑄錠中，從而產生氣孔缺陷；而間歇式攪拌所產生的湍流，則可以有效降低卷入氣體的傾向，在一定程度上消除鑄錠中的氣孔缺陷[11]。

圖7 PMS攪拌方式下凝固試樣上的氣孔Fig.7 The pores on the specimens solidified with PMS pattern

靜磁場或不同攪拌方式與細化劑AlTi5B1(添加質量分數為0.2%)聯合作用下合金的微觀凝固組織如圖8所示，其中兩種Ⅰ-PMS的工藝參數擇優(yōu)選取為旋轉時間tI=1.2 s、潛伏時間tD=1.0 s。圖8整體與圖3a,d、圖5c、圖6c相比，在永磁攪拌的基礎上添加AlTi5B1細化劑后對α-Al相的細化效果略優(yōu)于旋轉磁場的單獨作用的，且不同攪拌方式的細化程度在有無添加細化劑的情況下的變化趨勢大致相同，如圖4c為不同攪拌方式和細化劑聯合作用下α-Al相的平均晶粒直徑和二次枝晶臂間距，在細化劑單獨作用下，微觀組織得到細化，但仍然表現為粗大的樹枝狀晶，α-Al相的平均晶粒尺寸為331 μm，AlTi5B1細化劑單獨作用的細化效果大約為26.9%。圖8可以看到，旋轉磁場與細化劑聯合作用的效果遠勝于細化劑單獨作用的效果，微觀組織被細化成更為細小的玫瑰狀等軸晶。施加300 r/min的連續(xù)旋轉磁場后，α-Al相的平均晶粒直徑和二次枝晶臂間距分別為134 μm和43.5 μm，與無熔體處理相比，PMF與AlTi5B1聯合作用的細化程度達到了70.4%，比細化劑單獨作用提高43.5%。

圖8 添加AlTi5B1細化劑和不同攪拌方式聯合作用下的凝固組織Fig.8 The solidification structure under the combined action of AlTi5B1 refiner and various stirring patterns

在Ⅰ-PMS工藝下，周期性反轉的旋轉磁場細化效果稍強于恒定方向間歇式攪拌的，但仍然弱于連續(xù)式攪拌的，這一規(guī)律也與未添加細化劑時的變化趨勢相同。α-Al相分別在RMF-PSCD和RMF-PSAD下細化到151 μm和139 μm，由此可得，在周期反轉磁場的旋轉時間tI=1.2 s、潛伏時間tD=1.0 s時，Ⅰ-PMS工藝與細化劑的聯合作用對平均晶粒尺寸的細化程度可以達到最高，細化程度為69.3%。

2.2 永磁攪拌對共晶硅相的影響

圖9為不同攪拌速度ω的攪拌方式與Ca元素(添加w(Ca)=0.12%，Ca元素是以Al-12Ca中間合金的形式添加，加入后保溫孕育20 min進行澆鑄)聯合作用下合金的微觀組織。從圖9可以觀察到細小的共晶硅相，整體形態(tài)存在明顯變化，由粗大的板條狀或針狀組織演變?yōu)榧毿《虉A的共晶硅顆粒，變質后的共晶硅應力集中小，可以極大程度上消除板片狀共晶硅對合金基體的割裂作用，對合金力學性能尤其是伸長率有著極大的提升[16]。此外，從圖9可以看出，RMF對變質后的共晶硅尺寸同樣存在一定程度上的細化作用，且隨著攪拌速度的增加，RMF的細化效果增強。圖10為不同工藝下共晶硅相的尺寸統(tǒng)計。由圖10可知，共晶硅尺寸隨著攪拌轉速的提高而細化，共晶硅相的平均長度隨著磁場旋轉速度的增加而不斷減小，由靜磁場時的4.92 μm降低到在RMF(300 r/min)時的3.55 μm。除了平均長度可以作為評估共晶硅相尺寸變化的標準，共晶硅顆粒的圓度值和長徑比也是重要的評判指標。從圖10 g中可以看出，共晶硅的圓度值和長徑比也都與硅相平均長度的變化趨勢大體相同，都在RMF、ω=300 r/min處取得最佳的細化效果。其中，硅相圓度值R的表達式為

圖9 Ca和不同攪拌方式聯合作用下的共晶硅相形貌Fig.9 The eutectic Si phase under the combined actions of Ca and various stirring patterns

圖10 Ca和不同攪拌方式聯合作用對共晶硅相形態(tài)的影響Fig.10 The effect of various stirring patterns and Ca on the morphology of eutectic Si phase

R=C2/(4πA)

(1)

式中：

C—共晶硅相的周長；

A—共晶硅相的面積。

在RMF工藝下，共晶硅相的圓度值和長徑比分別從2.32和2.74下降到1.89和2.44。圓度值和長徑比越接近于1，表示共晶硅顆粒越趨向于圓形，對合金性能的提高越有利。此外，在不同攪拌方式下，共晶硅尺寸及形態(tài)上的演變趨勢同α-Al相的相似，RMF-PSAD工藝的細化效果要略強于RMF-PSCD的，前者可以將共晶硅相尺寸細化到3.88 μm，后者則最多可細化至4.01 μm。而共晶硅顆粒的圓整度也是RMF-PSAD工藝的更好，其圓度值和長徑比分別為2.05和2.5。由此可得，無論α-Al相還是共晶硅相都是在ω=300 r/min的恒定方向連續(xù)攪拌條件下達到最好的細化效果。

2.3 永磁攪拌對合金力學性能的影響

圖11顯示了對不同攪拌方式和AlTi5B1細化劑聯合作用下的合金的力學性能。從圖11可以看出，連續(xù)攪拌條件下，合金的硬度、屈服強度、抗拉強度和伸長率相比未施加攪拌的合金都稍有提高，分別從74.8 HV、97.2 MPa、160.0 MPa和2.42%提升至91.4 HV、97.9 MPa、167.7 MPa和3.02%。這主要是PMS對α-Al相的細化作用所致，合金強度隨著平均晶粒直徑的減小而提高[17]。單從微觀組織的角度來看，連續(xù)攪拌的初生α-Al相和共晶硅相的形態(tài)和尺寸分布都優(yōu)于Ⅰ-PMS工藝的，因此應在連續(xù)式攪拌下得到最優(yōu)的性能，在合金硬度的變化趨勢上可以看到這一點，在RMF-PSCD和RMF-PSAD工藝下試樣的硬度分別為86.5 HV、88.6 HV，都略低于連續(xù)式攪拌工藝下的，符合Hall-Petch公式；但相對Ⅰ-PMS工藝來說，連續(xù)式攪拌對于力學性能的提高幅度有限，間歇攪拌試樣的屈服強度、抗拉強度和伸長率各方面都要高于連續(xù)式攪拌的。這可能是因為連續(xù)式攪拌下鑄錠中存在的氣孔缺陷所造成的，氣孔缺陷處會產生應力集中，成為裂紋擴展源，嚴重降低合金的力學性能，尤其是降低伸長率，因此在有利于消除氣孔缺陷的Ⅰ-PMS工藝下可以獲得更高的綜合力學性能；將兩種Ⅰ-PMS工藝進行對比，可以明顯看出RMF-PSAD工藝對合金的各項性能都有更好地提高效果，且效果顯著，合金的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別達到了100.9 MPa、194.7 MPa和5.54%。

圖11 細化劑和不同攪拌方式聯合作用對合金的力學性能的影響Fig.11 The effect of various refining patterns and refiner on the mechanical properties of alloy

3 討 論

通過圖3所示的樹枝晶碎片可以推斷，在凝固初期，攪拌所引起的金屬液對流致使熔體外層形成的樹枝晶在生長過程中斷裂，隨著攪拌卷入熔體心部，促進了等軸晶的形成，如圖12所示，被熔體中心的高溫金屬液熔化成玫瑰狀等軸顆?；驒E球狀顆粒，如果攪拌速度足夠快，則部分碎片甚至會轉變?yōu)榍蛐巍?/p>

圖12 RMF凝固過程中微觀組織演變示意圖Fig.12 Schematic diagram of microstructure evolution during solidification with RMF

RMF對α-Al相的細化機制已有不少研究，普遍認為RMF的細化是因為形成的枝晶碎片提高了形核率，而現有細化理論的分歧主要集中在永磁攪拌是如何破碎枝晶組織這一問題上。1991年，Fleming總結了兩種假說來描述枝晶組織被PMS破壞并演變?yōu)榫Ш说倪^程，分別為枝晶折斷和枝晶熔斷理論，其中前者認為枝晶斷裂是由于金屬液流動所產生的剪切應力折斷了枝晶臂，而后者則認為是由于熔體心部的高溫金屬液導致枝晶臂根部重熔引起的[18]。

除枝晶斷裂外，還有很多促進成核的因素。有研究認為，晶核的增殖得益于RMF對結晶器壁附近晶核的均勻作用，而不是枝晶破碎或重熔，他們認為在金屬液澆入模具后，與模具接觸的瞬間由于激冷作用產生大量的等軸晶，而這些等軸晶，由于和熔體之間的較大的電導率差距，導致旋轉磁場作用在它們身上的電磁力也存在一定的差別，這一差別使其均勻地分布到整個熔體中[11,19]。此外，RMF引起的溫度場變化同樣起到促進作用，如圖13所示的凝固冷卻曲線，Ⅰ-PMS將合金凝固的共晶溫度從571.6 ℃降低到567.8 ℃，這使熔體在更高的過冷度下結晶，有助于提高形核率，并且共晶反應時間的縮短抑制了晶核的生長趨勢。而連續(xù)式攪拌則將共晶溫度進一步降低至562.3 ℃，且共晶反應時間更短，這意味著更高的形核率和更短的晶粒長大時間，可能也因此連續(xù)式RMF工藝的細化效果要強于Ⅰ-PMS工藝的，而RMF-PSAD工藝細化效果強于恒定方向間歇式攪拌的原因可能是由于旋轉磁場的周期性反轉使得熔體中心的高溫金屬液更容易對凝固前沿生成的枝晶組織進行沖刷，并將折斷或熔斷的枝晶碎片帶入未凝固的金屬液中，成為異質形核的核心，促進凝固組織的細化。此外，PMS有利于凝固前沿的液相中溶質的均勻分布，使成分過冷度增大，從而促進等軸晶的形成[20-21]。

圖13 合金凝固過程中記錄的冷卻曲線Fig.13 Cooling curves recorded during solidification of the alloy

4 結 論

1)永磁攪拌促進AlSi9MgMn合金凝固時熔體流動，使共晶溫度降低、共晶時間縮短，通過影響晶粒的形核長大機制細化合金微觀組織。

2)AlSi9MgMn合金在攪拌速度ω=300 r/min時得到最細的玫瑰狀初生相，在與細化劑聯合作用下的平均晶粒直徑可細化至134 μm，共晶硅相尺寸和分布也得到優(yōu)化。

3)Ⅰ-PMS工藝可以很好地改善AlSi9MgMn合金在PMS工藝下產生的鑄造缺陷，并在旋轉時間tI=1.2 s、潛伏時間tD=1.0 s的RMF-PSAD工藝鑄造合金獲得最佳的力學性能，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別達到100.9MPa、194.7MPa和5.54%。

4)Ⅰ-PMS工藝可以通過靈活改變旋轉時間和潛伏時間控制鑄錠的性能，降低生產成本。