D0I:10.13374/1.issnl00103.2009.03.040 第31卷第3期 北京科技大学学报 Vol.31 No.3 2009年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2009 半固态60Si2Mn的流变应力及组织特性 宋仁伯)王长生)康永林) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)山东石横特钢集团有限公司，山东271612 摘要以应用广泛的弹簧钢(60Si2Mn)为研究对象，利用Gleeble-l500试验机进行了单向压缩实验，对其在半固态下压缩 变形过程中的力学特性及组织演变规律进行了观察及分析·实验结果表明：在液固两相区间半固态坯料的流变应力很低，只 有10MPa左右；流变应力随变形量的增加而出现应变软化现象，变形速率对其影响比较复杂.在压缩变形过程中，半固态坯 料固液两相参与塑性变形的方式是不同的，其组织形貌与变形温度、变形量和变形速率都有直接的关系· 关键词弹簧钢：半固态；压缩变形：流变应力：组织演变 分类号TG249.9 Flow stress and microstructural characteristic of semi solid 60Si2Mn SONG Ren-bo,WANG Chang"sheng,KANG Yong-lin) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)Shandong Shiheng Special Steel Company.Shandong 271612.China ABSTRACT Axial compression test was carried out by using a Gleeble-1500 thermal strain-stress simulator with spring steel 60i2Mn as experimental material.The microstructural evolution and mechanical properties of the metal in semisolid state are inves- tigated during deformation.The results show that the flow stress of semi"solid samples at the liquid-solid zone is relative low,no other than 10 MPa.A strain"softening phenomenon appears with the deformation proceeding and the influence of deformation rate on the flow stress is comparative complex.The deformation behaviour of solid phase is different from that of liquid phase.The microstruc- tural morphology has close relationship with deformation temperature,deformation degree and deformation rate. KEY WORDS spring steel:semi-solid state:compression deformation:flow stress:microstructural evolution 当前，金属材料的半固态加工主要集中在铝合 1实验材料及方法 金、镁合金和铅合金等低熔点材料方面，对高熔点的 钢铁材料半固态加工研究较少，尤其对半固态钢铁 实验以弹簧钢(60Si2Mn)为研究对象，其化学 材料的基本物性还没有充分地了解和掌握，不能对 成分（质量分数，%）为：C0.61,Si1.83,Mn0.70, 其加工过程很好地控制，影响了此项技术在钢铁材 余为Fe,采用电磁搅拌的方式制备半固态坯料，坯 料方面的广泛应用和发展].本文以应用广泛的 料加工成直径为Do=10mm、高为ho=15mm的圆 弹簧钢(60si2Mn)为研究对象，对其在半固态下的 柱形，实验参数主要包括变形温度、变形程度和变 变形特性进行了实验研究，得到了真实的应力应 形速率.根据铁一碳相图和实验过程中坯料熔化程 变曲线和变形后的组织，并对流变应力变化规律和 度的具体情况来确定坯料的变形温度；变形程度分 金属流动规律进行了分析，为今后的弹簧钢 别选取了应变为c=0.2,0.5,0.9三种情况，变形速 (6OSi2Mn)及相近钢铁材料的半固态加工提供了理 率分别为=0.05,0.1,0.5,5,25s1.实验设备为 论和实验上的参考， Gleeble一l500热/力模拟试验机，水平夹持试样，采 收稿日期：2008-02-26 基金项目：国家自然科学基金资助项目(Na,59995440:N。.50504002) 作者简介：宋仁伯(1970一)，男，副教授，博士，E-mail:s0ngrb@263.nct
半固态60Si2Mn 的流变应力及组织特性 宋仁伯1） 王长生2） 康永林1） 1） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 2） 山东石横特钢集团有限公司山东271612 摘 要 以应用广泛的弹簧钢（60Si2Mn）为研究对象利用 Gleeble－1500试验机进行了单向压缩实验对其在半固态下压缩 变形过程中的力学特性及组织演变规律进行了观察及分析．实验结果表明：在液－固两相区间半固态坯料的流变应力很低只 有10MPa 左右；流变应力随变形量的增加而出现应变软化现象变形速率对其影响比较复杂．在压缩变形过程中半固态坯 料固－液两相参与塑性变形的方式是不同的其组织形貌与变形温度、变形量和变形速率都有直接的关系． 关键词 弹簧钢；半固态；压缩变形；流变应力；组织演变 分类号 TG249∙9 Flow stress and microstructural characteristic of semi solid60Si2Mn SONG Ren-bo 1）W A NG Chang-sheng 2）KA NG Yong-lin 1） 1） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Shandong Shiheng Special Steel CompanyShandong271612China ABSTRACT Axial compression test was carried out by using a Gleeble-1500 thermal strain-stress simulator with spring steel 60Si2Mn as experimental material．T he microstructural evolution and mechanical properties of the metal in sem-i solid state are investigated during deformation．T he results show that the flow stress of sem-i solid samples at the liquid-solid zone is relative lowno other than10MPa．A strain-softening phenomenon appears with the deformation proceeding and the influence of deformation rate on the flow stress is comparative complex．T he deformation behaviour of solid phase is different from that of liquid phase．T he microstructural morphology has close relationship with deformation temperaturedeformation degree and deformation rate． KEY WORDS spring steel；sem-i solid state；compression deformation；flow stress；microstructural evolution 收稿日期：2008-02-26 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．59995440；No．50504002） 作者简介：宋仁伯（1970－）男副教授博士E-mail：songrb＠263．net 当前金属材料的半固态加工主要集中在铝合 金、镁合金和铅合金等低熔点材料方面对高熔点的 钢铁材料半固态加工研究较少尤其对半固态钢铁 材料的基本物性还没有充分地了解和掌握不能对 其加工过程很好地控制影响了此项技术在钢铁材 料方面的广泛应用和发展［1－3］．本文以应用广泛的 弹簧钢（60Si2Mn）为研究对象对其在半固态下的 变形特性进行了实验研究得到了真实的应力－应 变曲线和变形后的组织并对流变应力变化规律和 金属 流 动 规 律 进 行 了 分 析为 今 后 的 弹 簧 钢 （60Si2Mn）及相近钢铁材料的半固态加工提供了理 论和实验上的参考． 1 实验材料及方法 实验以弹簧钢（60Si2Mn）为研究对象其化学 成分（质量分数％）为：C 0∙61Si 1∙83Mn 0∙70 余为 Fe．采用电磁搅拌的方式制备半固态坯料坯 料加工成直径为 D0＝10mm、高为 h0＝15mm 的圆 柱形．实验参数主要包括变形温度、变形程度和变 形速率．根据铁－碳相图和实验过程中坯料熔化程 度的具体情况来确定坯料的变形温度；变形程度分 别选取了应变为ε＝0∙20∙50∙9三种情况变形速 率分别为ε ·＝0∙050∙10∙5525s －1．实验设备为 Gleeble－1500热／力模拟试验机水平夹持试样采 第31卷 第3期 2009年 3月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．31No．3 Mar．2009 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2009．03．040
.336 北京科技大学学报 第31卷 用电阻法加热试样，试样的温度由焊在试样表面的 当变形温度为T=1420℃时，其应力最大值为 热电偶测量 10MPa左右，由于试样加热到液固两相温度区间， 由于加热系统的惯性，以很高的加热速度下加 材料内部出现了液相，这时其发生塑性变形的机理 热，当接近预定的变形温度时，实际变形温度会突然 与固态变形的机理有很大的差异，流变应力一应变 大大超出设定的变形温度而使试样熔断，且会影响 曲线的变化形式也迥然不同.当半固态60Si2Mn在 实验数据的真实性，为了避免此种现象发生，加热 液固两相区变形时，在变形初期，主要是液相沿固 及变形工艺为：试样先以20℃s1的加热速度加热 相周围流动和组织致密化使材料产生变形，出现了 到与预定的温度相差200℃时，然后以2℃s1的 应力激增阶段，并达到了应力最大值.随着变形的 加热速度缓慢加热到预定的变形温度压缩变形，测 进行，液相沿试样的圆周方向挤出，出现与固态高温 定实验数据 变形时相类似的热软化现象，应力呈下降趋势，为半 试样压缩变形后立即水冷以保留其原始组织. 固态坯料的均匀变形阶段，这时变形所需的载荷主 垂直于压缩面把试样纵剖，经粗磨、细磨和抛光后， 要用来克服固一液相之间的作用力和固相颗粒之间 用苦味酸[2,4,6一三硝基酚(N02)3C6H20H)]浸 的摩擦力和吸引力，在随后的变形过程中，还可能 蚀，用光学显微镜观察其组织 出现应力增长阶段，这主要是由于变形达到一定程 度时，固相颗粒相互接触，变形机理转变为固相颗粒 2半固态坯料的流变应力 发生塑性变形阶段，导致应力值增加)] 由于在实验过程中有液相挤出，不能通过实验 40- 装置直接得到实验所需的真应力一应变曲线，只能 35 30 得到压力P和夹头位移△h的关系，如果试样的原 0.5s 始高度为ho,半径为ro,根据每一时刻夹头的位移 20 25s-1 量和体积不变定律，试样的瞬时平均横截面积s为： m() .πriho ho-△h (1) 瞬时的真应力为： 02030.40.50.6 0二卫 (2) 图2不同变形速率下，半固态60Si2Mn的流变应一应变曲线 瞬时的真应变为： (T=1380℃) ho-△h Fig.2 True stress and strain relationship of semi-solid 60Si2Mn at ho (3) different deformation rates (T=1380C) 由此得到真应力应变曲线如图1和图2所示 变形温度的高低主要影响金属材料的熔化程 35 度、原始固相颗粒的强度以及固相颗粒之间的作用 1380℃ 力大小.当变形温度较低时，材料熔化得不充分，液 25 w1370℃ 20 81390℃ 相比较少，原始固相颗粒的强度也较高；当变形温度 增加时，材料熔化程度加大，液相比例增加，原始固 15 ae1420℃ 相颗粒的强度和固相颗粒之间的作用力也随之降 低.因此随着变形温度增加，整体流变应力呈下降 趋势. 00.10.20.30.40.50.60.70.8 图2为变形温度T=1380℃时，在不同变形速 率下半固态60Si2Mn的流变应力曲线.从图中可以 图1不同温度下，半固态60S2Mn的流变应力应变曲线(= 看出，当变形速率=0.05~5s1时，变形速率降 0.5s- Fig.I True stress and strain relationship of semi-solid 60Si2Mn at 低，流变应力值也下降，并且随着变形程度的增加， different deformation temperatures(0.5s) 当应力达到最大值后同样都会发生应变一软化现 象，只是变形速率的数值不同，其发生软化的程度也 由图1可以看出，当试样加热到固一液两相温度 不同.当变形速率=0.05s1时，发生应变一软化 区间时，随着变形温度的升高，流变应力降低，尤其 程度最大，当变形速率=0.5s1和5s1时，应变
用电阻法加热试样试样的温度由焊在试样表面的 热电偶测量． 由于加热系统的惯性以很高的加热速度下加 热当接近预定的变形温度时实际变形温度会突然 大大超出设定的变形温度而使试样熔断且会影响 实验数据的真实性．为了避免此种现象发生加热 及变形工艺为：试样先以20℃·s －1的加热速度加热 到与预定的温度相差200℃时然后以2℃·s －1的 加热速度缓慢加热到预定的变形温度压缩变形测 定实验数据． 试样压缩变形后立即水冷以保留其原始组织． 垂直于压缩面把试样纵剖经粗磨、细磨和抛光后 用苦味酸 ［246－三硝基酚（（NO2）3C6H2OH）］ 浸 蚀用光学显微镜观察其组织． 2 半固态坯料的流变应力 由于在实验过程中有液相挤出不能通过实验 装置直接得到实验所需的真应力－应变曲线只能 得到压力 P 和夹头位移Δh 的关系．如果试样的原 始高度为 h0半径为 r0根据每一时刻夹头的位移 量和体积不变定律试样的瞬时平均横截面积 s 为： s＝ πr 2 0h0 h0－Δh （1） 瞬时的真应力为： σ＝ p s （2） 瞬时的真应变为： ε＝ln h0－Δh h0 （3） 由此得到真应力－应变曲线如图1和图2所示． 图1 不同温度下半固态60Si2Mn 的流变应力－应变曲线（ε·＝ 0∙5s －1） Fig．1 True stress and strain relationship of sem-i solid60Si2Mn at different deformation temperatures （ε·＝0∙5s －1） 由图1可以看出当试样加热到固－液两相温度 区间时随着变形温度的升高流变应力降低．尤其 当变形温度为 T ＝1420℃时其应力最大值为 10MPa左右．由于试样加热到液－固两相温度区间 材料内部出现了液相这时其发生塑性变形的机理 与固态变形的机理有很大的差异流变应力－应变 曲线的变化形式也迥然不同．当半固态60Si2Mn 在 液－固两相区变形时在变形初期主要是液相沿固 相周围流动和组织致密化使材料产生变形出现了 应力激增阶段并达到了应力最大值．随着变形的 进行液相沿试样的圆周方向挤出出现与固态高温 变形时相类似的热软化现象应力呈下降趋势为半 固态坯料的均匀变形阶段这时变形所需的载荷主 要用来克服固－液相之间的作用力和固相颗粒之间 的摩擦力和吸引力．在随后的变形过程中还可能 出现应力增长阶段这主要是由于变形达到一定程 度时固相颗粒相互接触变形机理转变为固相颗粒 发生塑性变形阶段导致应力值增加［4－6］． 图2 不同变形速率下半固态60Si2Mn 的流变应力－应变曲线 （ T＝1380℃） Fig．2 True stress and strain relationship of sem-i solid60Si2Mn at different deformation rates （ T＝1380℃） 变形温度的高低主要影响金属材料的熔化程 度、原始固相颗粒的强度以及固相颗粒之间的作用 力大小．当变形温度较低时材料熔化得不充分液 相比较少原始固相颗粒的强度也较高；当变形温度 增加时材料熔化程度加大液相比例增加原始固 相颗粒的强度和固相颗粒之间的作用力也随之降 低．因此随着变形温度增加整体流变应力呈下降 趋势． 图2为变形温度 T＝1380℃时在不同变形速 率下半固态60Si2Mn 的流变应力曲线．从图中可以 看出当变形速率 ε ·＝0∙05～5s －1时变形速率降 低流变应力值也下降并且随着变形程度的增加 当应力达到最大值后同样都会发生应变－软化现 象只是变形速率的数值不同其发生软化的程度也 不同．当变形速率 ε ·＝0∙05s －1时发生应变－软化 程度最大．当变形速率ε ·＝0∙5s －1和5s －1时应变－ ·336· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第3期 宋仁伯等：半固态60Si2M血的流变应力及组织特性 .337. 软化程度不如=0.05s一1时的明显.这是由于变 形速率较低时，在变形的初期载荷用来克服液相流 动阻力和固液相之间的作用力的时间较长，即半固 态坯料的均匀变形阶段延长，然后逐渐过渡到克服 固相颗粒之间的作用力，最后是固相颗粒的塑性变 形阶段]，当变形速率增大时，前两个阶段变短， 变形很快过渡到后两个阶段，因此其软化现象不如 低时明显， 100m 但是，当变形速率达到=25s1时，其应力值 的整体水平反而不如=5s1时的高，流变应力曲 图4铸态60Si2Mn未变形组织 线表现出三个上升阶段和一个下降阶段，这主要是 Fig.4 Microstructure of as cast 60Si2Mn 由于在变形速率较大时，虽然变形很快过渡到固相 颗粒的塑性变形阶段，使应力值呈上升趋势；但变形 比较两图可以明显地看出，半固态6OSi2Mn组 速率的温度效应，使应力增长的趋势逐渐变缓，直至 织为球形，仅有少量的枝晶，而常规铸造60Si2Mn 达到最大值，当变形速率的温度热效应积累到一定 枝晶组织非常发达且粗大·这是由于半固态弹簧钢 程度时，固相颗粒的晶界区域局部发生熔化，熔化的 60Si2Mn在电磁搅拌条件下，改变了弹簧钢凝固 晶界在固相颗粒发生塑性变形时起到润滑剂的作 时的形核和生长条件，熔体内部的温度梯度很小， 用，因而使流变应力值降低，表现出热软化现 可增加初生Y形核的位置和数目，细化了一次臂和 象9101 二次臂间距；同时，在电磁搅拌下，初生Y的二次臂 根据图2及文献[45]可知，半固态材料为变形 根部熔断机制是最重要的非枝晶化机制，还伴有枝 速率敏感性材料，流变应力与应变速率密切相关，即 晶臂的弯曲和机械断裂；激烈的搅拌均匀了熔体温 为非牛顿流体6=em(m≠1)·通过计算和回归可 度场，减小了成分过冷，也均匀了固液界面前沿的溶 求出k和m的值，流变应力o和变形速率可由下 质场，初生Y生长时的过冷度△T降低，结果使初生 式表示： Y一次臂的长大失去方向优先性，并使一次臂生长 0=27.110.059,长53-1 (4) 速度诚慢，二次臂的长大速度与一次臂的长大速度 6=54.50.375,>5s1 (5) 相近，导致60Si2Mn结晶晶粒是等轴生长的 3.1变形量对组织的影响 3半固态坯料压缩过程中组织特性 半固态60Si2Mn试样在固一液两相区进行压缩 在本实验中半固态坯料通过电磁搅拌的方式制 变形后，立即用水冷得到如图5所示的组织，从图 备，获得了组织较为均匀的半固态试样，主要观察和 中可以看出：半固态60Si2Mn试样在变形温度T= 分析了变形温度、变形程度和变形速率对组织形貌 1420℃、变形速率=0.5s1的条件下变形，当变形 的影响，半固态6OSi2Mn压缩变形前的组织形貌如 程度逐渐增加时，试样中心部位的晶粒尺寸随之减 图3所示.图4为常规铸造条件下的60Si2Mn铸态 小，且液相比例明显减小；在图5(a)中液相分布在 未变形组织， 晶界间，在5(c)中有大量的液相被固相粒子包围， 在5(e)中几乎见不到有液相存在.同时，试样边部 (图5(b)、(d)和(f))有不同程度的枝晶出现，随着 变形程度的增加，枝晶数量和大小都在减小，而中心 部位未发现有枝晶，通过与半固态60Si2Mn未变形 原始组织比较发现：当变形程度=0.2时，中心部 位的晶粒尺寸与原始晶粒相差不大，且几乎呈球形； 当变形程度继续增加到e=0.5时，中心部位晶粒尺 寸小于原始晶粒，晶粒被挤扁且固液相的分布较均 100um 匀；当变形程度达到=0.9时，中心部位晶粒变得 图3半固态60Si2Mn未变形组织 非常细小，而且边部的晶粒也很细小，在有些地方可 Fig.3 Microstructure of semi-solid 60Si2 Mn 发现有固相粒子浮在液相之间
软化程度不如 ε ·＝0∙05s －1时的明显．这是由于变 形速率较低时在变形的初期载荷用来克服液相流 动阻力和固液相之间的作用力的时间较长即半固 态坯料的均匀变形阶段延长然后逐渐过渡到克服 固相颗粒之间的作用力最后是固相颗粒的塑性变 形阶段［7－8］．当变形速率增大时前两个阶段变短 变形很快过渡到后两个阶段因此其软化现象不如 低时明显． 但是当变形速率达到 ε ·＝25s －1时其应力值 的整体水平反而不如 ε ·＝5s －1时的高流变应力曲 线表现出三个上升阶段和一个下降阶段．这主要是 由于在变形速率较大时虽然变形很快过渡到固相 颗粒的塑性变形阶段使应力值呈上升趋势；但变形 速率的温度效应使应力增长的趋势逐渐变缓直至 达到最大值．当变形速率的温度热效应积累到一定 程度时固相颗粒的晶界区域局部发生熔化熔化的 晶界在固相颗粒发生塑性变形时起到润滑剂的作 用因 而 使 流 变 应 力 值 降 低表 现 出 热 软 化 现 象［9－10］． 根据图2及文献［4－5］可知半固态材料为变形 速率敏感性材料流变应力与应变速率密切相关即 为非牛顿流体 σ＝kε · m （ m≠1）．通过计算和回归可 求出 k 和 m 的值流变应力 σ和变形速率ε ·可由下 式表示： σ＝27∙11ε ·0∙059ε ·≤5s －1 （4） σ＝54∙5ε ·－0∙375ε ·＞5s －1 （5） 图3 半固态60Si2Mn 未变形组织 Fig．3 Microstructure of sem-i solid60Si2Mn 3 半固态坯料压缩过程中组织特性 在本实验中半固态坯料通过电磁搅拌的方式制 备获得了组织较为均匀的半固态试样主要观察和 分析了变形温度、变形程度和变形速率对组织形貌 的影响．半固态60Si2Mn 压缩变形前的组织形貌如 图3所示．图4为常规铸造条件下的60Si2Mn 铸态 未变形组织． 图4 铸态60Si2Mn 未变形组织 Fig．4 Microstructure of as-cast 60Si2Mn 比较两图可以明显地看出半固态60Si2Mn 组 织为球形仅有少量的枝晶而常规铸造60Si2Mn 枝晶组织非常发达且粗大．这是由于半固态弹簧钢 －60Si2Mn 在电磁搅拌条件下改变了弹簧钢凝固 时的形核和生长条件．熔体内部的温度梯度很小 可增加初生γ形核的位置和数目细化了一次臂和 二次臂间距；同时在电磁搅拌下初生γ的二次臂 根部熔断机制是最重要的非枝晶化机制还伴有枝 晶臂的弯曲和机械断裂；激烈的搅拌均匀了熔体温 度场减小了成分过冷也均匀了固液界面前沿的溶 质场初生γ生长时的过冷度 ΔT 降低结果使初生 γ一次臂的长大失去方向优先性并使一次臂生长 速度减慢二次臂的长大速度与一次臂的长大速度 相近导致60Si2Mn 结晶晶粒是等轴生长的． 3∙1 变形量对组织的影响 半固态60Si2Mn 试样在固－液两相区进行压缩 变形后立即用水冷得到如图5所示的组织．从图 中可以看出：半固态60Si2Mn 试样在变形温度 T ＝ 1420℃、变形速率ε ·＝0∙5s －1的条件下变形当变形 程度逐渐增加时试样中心部位的晶粒尺寸随之减 小且液相比例明显减小；在图5（a）中液相分布在 晶界间在5（c）中有大量的液相被固相粒子包围 在5（e）中几乎见不到有液相存在．同时试样边部 （图5（b）、（d）和（f））有不同程度的枝晶出现随着 变形程度的增加枝晶数量和大小都在减小而中心 部位未发现有枝晶．通过与半固态60Si2Mn 未变形 原始组织比较发现：当变形程度 ε＝0∙2时中心部 位的晶粒尺寸与原始晶粒相差不大且几乎呈球形； 当变形程度继续增加到ε＝0∙5时中心部位晶粒尺 寸小于原始晶粒晶粒被挤扁且固液相的分布较均 匀；当变形程度达到 ε＝0∙9时中心部位晶粒变得 非常细小而且边部的晶粒也很细小在有些地方可 发现有固相粒子浮在液相之间． 第3期 宋仁伯等： 半固态60Si2Mn 的流变应力及组织特性 ·337·
.338 北京科技大学学报 第31卷 边部 E0.2 100μm 00 um e0.5 e=0.9 4￥100μm 100μm 图5半固态60i2Mn在不同变形量下组织(T=1420℃，=0.5：-1) Fig-5 Microstructures of semi-soild 60Si2Mn at different deformation degrees 当试样加热到固一液两相区时，温度越高，固相 液相几乎被压缩流到最边部，心部的固相晶粒相互 率越小.而且半固态合金在固液两相区变形与高温 接触并开始滑动，被挤长的固相粒子会受到液相流 塑性变形完全不同，在不同变形条件下，变形机理以 动的冲刷和挤压而破碎以及在晶界接触点的焊合， 及它们各自所占的比重也不相同山.在以上实验 导致晶粒细小，同时也使得晶界不是很明显而难浸 中，半固态60si2Mn试样的变形温度为1420℃时， 蚀；边部以固液相混合流动作用为主，但液相聚集而 所以其固相率相当小，笔者认为：当变形程度很小 使固一液相的分界明显 (e=0.2)时，变形机理主要以液相流动为主，即在 同时，在半固态60Si2Mn试样中心部位未发现 变形过程中，液相横向流动以实现材料的变形，固相 枝晶而边部出现枝晶，这是由于枝晶只能是原始组 粒子仅在垂直方向相向移动以达到垂向形状的改 织中保留下来的，试样中心部位的枝晶在变形作用 变：结果是固相聚集在中间，液相向外流动分布在边 下磨损、剪切以及液体对晶粒的剧烈冲刷，枝晶臂被 部，但晶粒未发生变形.变形程度增大(e=0.5)时， 打断；边部的枝晶仅受液体冲刷作用，有些枝晶未被 固、液相混合流动机理出现，在变形过程中，固、液相 打碎而被保留下来[. 混合流动，心部的固相粒子到了变形后期接触而相 3.2变形温度对组织的影响 互挤压，发生塑性变形；由于变形程度没有足够大到 从图5(c)、(d)和图6的微观组织照片可以看 以使中间的液相完全被挤开，从而有一部分液相留 出，半固态60Si2Mn在变形程度e=0.5,变形速率 在固相的晶粒之间，当变形程度继续增加达到e= =0.5s1的条件下变形时，试样中心部位的晶粒 0.9时，在这样高的温度下，晶粒的屈服强度很低， 均有不同程度的被压扁，且晶粒被压扁的程度随着
图5 半固态60Si2Mn 在不同变形量下组织（ T＝1420℃ε·＝0∙5s －1） Fig．5 Microstructures of sem-i soild60Si2Mn at different deformation degrees 当试样加热到固－液两相区时温度越高固相 率越小．而且半固态合金在固液两相区变形与高温 塑性变形完全不同在不同变形条件下变形机理以 及它们各自所占的比重也不相同［11］．在以上实验 中半固态60Si2Mn 试样的变形温度为1420℃时 所以其固相率相当小．笔者认为：当变形程度很小 （ε＝0∙2）时变形机理主要以液相流动为主即在 变形过程中液相横向流动以实现材料的变形固相 粒子仅在垂直方向相向移动以达到垂向形状的改 变；结果是固相聚集在中间液相向外流动分布在边 部但晶粒未发生变形．变形程度增大（ε＝0∙5）时 固、液相混合流动机理出现在变形过程中固、液相 混合流动心部的固相粒子到了变形后期接触而相 互挤压发生塑性变形；由于变形程度没有足够大到 以使中间的液相完全被挤开从而有一部分液相留 在固相的晶粒之间．当变形程度继续增加达到 ε＝ 0∙9时在这样高的温度下晶粒的屈服强度很低 液相几乎被压缩流到最边部心部的固相晶粒相互 接触并开始滑动被挤长的固相粒子会受到液相流 动的冲刷和挤压而破碎以及在晶界接触点的焊合 导致晶粒细小同时也使得晶界不是很明显而难浸 蚀；边部以固液相混合流动作用为主但液相聚集而 使固－液相的分界明显． 同时在半固态60Si2Mn 试样中心部位未发现 枝晶而边部出现枝晶．这是由于枝晶只能是原始组 织中保留下来的试样中心部位的枝晶在变形作用 下磨损、剪切以及液体对晶粒的剧烈冲刷枝晶臂被 打断；边部的枝晶仅受液体冲刷作用有些枝晶未被 打碎而被保留下来［4］． 3∙2 变形温度对组织的影响 从图5（c）、（d）和图6的微观组织照片可以看 出半固态60Si2Mn 在变形程度ε＝0∙5变形速率 ε ·＝0∙5s －1的条件下变形时试样中心部位的晶粒 均有不同程度的被压扁且晶粒被压扁的程度随着 ·338· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第3期 宋仁伯等：半固态60S2M血的流变应力及组织特性 .339 变形温度逐渐降低而增大，液相的比例也随着变形 到变形后期固相晶粒相互接触而发生塑性变形，使 温度逐渐降低而减少；而且还可以发现，当变形温度 变形相对均匀些.当温度继续升高而使固相率降低 T=1400℃时，变形试样中心与边部的差别没有在 时，心部以固液相混合流动为主，而边部以液相流动 T=1420℃及T=1380℃下变形时差别明显 为主]. 这是由于变形温度的不同导致试样的固相率不 3.3变形速率对组织的影响 同，从而使半固态60Si2Mn试样在变形过程中出现 从这图6(a)、(b)和图7可以看出：60Si2Mn试 不同的变形机理.当变形温度为1380℃时，试样内 样在变形温度T=1400℃及变形量e=0.5的条件 的固相率高，在变形过程中，少量的液相几乎很快就 下变形，当变形速率=0.1s时，变形试样的边部 被挤到边部，心部一开始就以固相塑性变形占绝对 有由许多微晶粒聚集在一起形成的所谓“大结构”； 优势，而边部以混合机理作用为主).当温度升 当=0.5s时，试样内部液相分布较均匀，在两 高使试样处于合适的固相率时，使整个变形过程始 变形速率下中心部位的晶粒尺寸相差不是很明显， 终以固液相混合流动与固相粒子滑动机理为主，直 一心部 边部 (a) T=1400℃ 100m 100 um T-1380℃ 100 um 图6半固态60si2Mn在不同变形温度下组织(e=0.5,=0.5s) Fig.6 Microstructures of semi-solid 60Si2Mn at different deformation temperatures (b) 100um 100μm 图7半固态60Si2Mn在1400℃、e=0.5和=0.1s条件下的组织.(a)心部：(b)边部 Fig7 Microstructures of semi-solid 60Si2Mn at 1400C.0.5 and0.1s:(a)at the center:(b)at the edge
变形温度逐渐降低而增大液相的比例也随着变形 温度逐渐降低而减少；而且还可以发现当变形温度 T＝1400℃时变形试样中心与边部的差别没有在 T＝1420℃及 T＝1380℃下变形时差别明显． 这是由于变形温度的不同导致试样的固相率不 同从而使半固态60Si2Mn 试样在变形过程中出现 不同的变形机理．当变形温度为1380℃时试样内 的固相率高在变形过程中少量的液相几乎很快就 被挤到边部心部一开始就以固相塑性变形占绝对 优势而边部以混合机理作用为主［5－6］．当温度升 高使试样处于合适的固相率时使整个变形过程始 终以固液相混合流动与固相粒子滑动机理为主直 到变形后期固相晶粒相互接触而发生塑性变形使 变形相对均匀些．当温度继续升高而使固相率降低 时心部以固液相混合流动为主而边部以液相流动 为主［7］． 3∙3 变形速率对组织的影响 从这图6（a）、（b）和图7可以看出：60Si2Mn 试 样在变形温度 T＝1400℃及变形量ε＝0∙5的条件 下变形当变形速率ε ·＝0∙1s －1时变形试样的边部 有由许多微晶粒聚集在一起形成的所谓“大结构”； 当ε ·＝0∙5s －1时试样内部液相分布较均匀．在两 变形速率下中心部位的晶粒尺寸相差不是很明显． 图6 半固态60Si2Mn 在不同变形温度下组织（ε＝0∙5ε·＝0∙5s －1） Fig．6 Microstructures of sem-i solid60Si2Mn at different deformation temperatures 图7 半固态60Si2Mn 在1400℃、ε＝0∙5和 ε·＝0∙1s －1条件下的组织．（a） 心部；（b） 边部 Fig．7 Microstructures of sem-i solid60Si2Mn at 1400℃ε＝0∙5and ε·＝0∙1s －1：（a） at the center；（b） at the edge 第3期 宋仁伯等： 半固态60Si2Mn 的流变应力及组织特性 ·339·
.340 北京科技大学学报 第31卷 在半固态试样中，当处于合适位向的固相晶粒 论文]北京：北京科技大学，2002：33) 在相互碰撞的过程中，会在接触点处“焊合”在一起 [3]Li J G.Experiment and Theory Research on Fabrication and RheRolling of Semi-Solid High Carbon Steels With High 并附聚成团.当变形速率低时，“焊合”在一起的固 Strength and Toughness Dissertation ]Beijing:University of 相晶粒不易被打散，容易形成“大结构”；当变形速率 Science and Technology Beijing.2004:38 高时，固相微粒发生“焊合很困难，而且原先“焊合” (李激光·高强韧高碳钢半固态制备与轧制的试验与机理研究 在一起的也容易被打碎[8]. [学位论文]北京：北京科技大学，2004：38) [4]Song R B.Kang Y L.Yang X F,et al.Deformation characteris" 4结论 tics of semi-solid 60Si2Mn fabricated by electromagnetic stirring Chin J Mater Res.2000.14(6):59 (1)半固态60Si2Mn在液固两相区压缩变形过 (宋仁伯，康永林，杨雄飞，等.电磁搅拌的半固态60S2Mm 程中，当变形温度T=1420℃和变形速率= 的变形特性.材料研究学报，2000,14(6)：59) 0.5s时，其流变应力值只有10MPa左右；随着变 [5]Yoon J H.Im YT,Kim NS.Finite element modeling of the de- 形程度的增加，流变应力呈下降的趋势；随着变形速 formation behavior of semi-solid materials.J Mater Process Tech- 率的增加，流变应力也增加；同时会出现硬化和软化 mod,2001,113:153 交替出现的现象 [6]Jung H K,Kang C G.Induction heating process of an Al-Si alu- minum alloy for semi-solid die casting and its resulting microstruc- (2)半固态60Si2Mn在液固两相区压缩变形过 ture.J Mater Process Technol,2002.120:355 程中，在不同的变形量、变形温度和变形速率下，其 [7]Zhu Y F,Tang J L,Xiong Y Z.The influences of the mi- 内部液固两相的流动方式和变形机理是不同的，固 crostructure morphology of A356 alloy on its rheological behavior 相主要集中在试样的心部，发生塑性变形；而液相则 in the semi-solid state.Sci Technol Ade Mater.2001.2:219 [8]Kapranos P,LiuT Y,Atkinson HV.Investigation into the rapid 流向边部，以枝晶的方式存在， compression of semi-solid alloys slugs.Mater Process Technol. 2001,111.319 参考文献 [9]Liu C M,He N J,Li H J.Structure evolution of AlSi6.5Cu [1]Kang Y L.Mao W M.Hu Z Q.Theory and Technology of Semi 2.8Mg alloy in semi-solid remelting processing.Mater Sci. Solid Metal Forming Processing.Beijing:Science Press.2004 2001,36,4949 (康永林，毛卫民，胡壮麒金属材料半固态加工理论与技术 [10]Chen TJ.Hao Y,Sun J.Microstructural evolution of previous- 北京：科学出版社，2004) ly deformed ZA27 alloy during partial remelting.Mater Sci Eng [2]Song R B.Research on the Rheo-Rolling Technology and Defor- A,2002,337:73 mation Theory of Semi-Solid Steels [Dissertation]Beijing:Uni- [11]Margarido M,Robert M H.Influence of thermo mechanical versity of Seience and Technology Beijing.2002:33 treatments on the production of rheocast slurries by partial melt- (宋仁伯.半固态钢铁材料流变轧制及变形机理的研究[学位 ing.J Mater Process Technol,2003.133:149
在半固态试样中当处于合适位向的固相晶粒 在相互碰撞的过程中会在接触点处“焊合”在一起 并附聚成团．当变形速率低时“焊合”在一起的固 相晶粒不易被打散容易形成“大结构”；当变形速率 高时固相微粒发生“焊合”很困难而且原先“焊合” 在一起的也容易被打碎［8］． 4 结论 （1） 半固态60Si2Mn 在液固两相区压缩变形过 程中当变形温度 T ＝1420℃ 和变形速率ε ·＝ 0∙5s －1时其流变应力值只有10MPa 左右；随着变 形程度的增加流变应力呈下降的趋势；随着变形速 率的增加流变应力也增加；同时会出现硬化和软化 交替出现的现象． （2） 半固态60Si2Mn 在液固两相区压缩变形过 程中在不同的变形量、变形温度和变形速率下其 内部液固两相的流动方式和变形机理是不同的．固 相主要集中在试样的心部发生塑性变形；而液相则 流向边部以枝晶的方式存在． 参 考 文 献 ［1］ Kang Y LMao W MHu Z Q．Theory and Technology of Semi Solid Metal Forming Processing．Beijing：Science Press2004 （康永林毛卫民胡壮麒．金属材料半固态加工理论与技术． 北京：科学出版社2004） ［2］ Song R B．Research on the Rheo-Rolling Technology and Deformation Theory of Semi-Solid Steels ［Dissertation］．Beijing：University of Science and Technology Beijing2002：33 （宋仁伯．半固态钢铁材料流变轧制及变形机理的研究 ［学位 论文］．北京：北京科技大学2002：33） ［3］ Li J G． Experiment and Theory Research on Fabrication and Rheo-Rolling of Semi-Solid High Carbon Steels With High Strength and Toughness ［Dissertation ］．Beijing：University of Science and Technology Beijing2004：38 （李激光．高强韧高碳钢半固态制备与轧制的试验与机理研究 ［学位论文］．北京：北京科技大学2004：38） ［4］ Song R BKang Y LYang X Fet al．Deformation characteristics of sem-i solid60Si2Mn fabricated by electromagnetic stirring． Chin J Mater Res200014（6）：59 （宋仁伯康永林杨雄飞等．电磁搅拌的半固态60Si2Mn 的变形特性．材料研究学报200014（6）：59） ［5］ Yoon J HIm Y TKim N S．Finite element modeling of the deformation behavior of sem-i solid materials．J Mater Process Technol2001113：153 ［6］ Jung H KKang C G．Induction heating process of an A-l Si aluminum alloy for sem-i solid die casting and its resulting microstructure．J Mater Process Technol2002120：355 ［7］ Zhu Y FTang J LXiong Y Z．The influences of the microstructure morphology of A356alloy on its rheological behavior in the sem-i solid state．Sci Technol A dv Mater20012：219 ［8］ Kapranos PLiu T YAtkinson H V．Investigation into the rapid compression of sem-i solid alloys slugs．J Mater Process Technol 2001111：319 ［9］ Liu C MHe N JLi H J．Structure evolution of AlSi6∙5Cu 2∙8Mg alloy in sem-i solid remelting processing． J Mater Sci 200136：4949 ［10］ Chen T JHao YSun J．Microstructural evolution of previously deformed ZA27alloy during partial remelting．Mater Sci Eng A2002337：73 ［11］ Margarido MRobert M H．Influence of thermo mechanical treatments on the production of rheocast slurries by partial melting．J Mater Process Technol2003133：149 ·340· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
