D0I:10.13374.i8sn100153x.1998.03.032 第20卷第3期 北京科技大学学报 Vol.20 No,3 1998年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.1998 凝固条件对AISi,Mg合金半固态 加热时组织的影响* 毛卫民 钟雪友 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要利用电阻炉研究了凝固条件对ASi,Mg合金半固态加热时组织的影响.研究表明：电磁搅 拌的A1Si,Mg合金在589或597℃下保温，在较短的时问内(5~10min),共晶体即可重熔，a相可 转变为球状，而且保温温度越高，试样共晶体重熔和《相球化的过程越快：相比较，未电磁搅拌的 细小枝晶的AlSi,Mg合金在同样的加热温度下，即使保温60mi,也无法获得完全球状a相的半 态组织， 关键词AISi,Mg合金；重熔，电磁搅拌，枝品 分类号TG292 70年代初，D.B.Spencer在研究Sn-15%Pb合金的高温热裂时，偶然发现了金属的非枝 晶半固态力学行为和组织特点，引起M.C.Flemings等M.IT.学者们的重视，并进行了广泛研 究，较系统地提出金属非枝晶半固态成形(Partially Solidified Forming)新工艺W,金属非枝晶 半固态成形与液态铸造或固态锻造相比，具有许多独特的优点：减轻了成形中的裹气和凝固 收缩.增加了毛坯的致密性和强度；减轻了成分偏析，提高了毛坯性能的均匀性；减轻了成形 应力，可以制造复杂零件的毛坯；成形效率高，废品率极低；充型温度低，模具寿命长；可以实 现高度自动化生产.基于上述优点，金属非枝晶半固态成形有广阔的发展前景斗 在金属的非枝晶半固态成形中，主要成形工艺为：流变成形(Rheoforming)和触变成形 (Thixoforming),尤其后者在目前的条件下占有主导地位.在触变成形中，首先要搅拌制备非 枝晶坯料，再将已经凝固的坯料进行半固态重熔加热，控制适当的固相率，并使初生固相呈球 状，因此坯料制备时的凝固条件和加热工艺对金属的非枝晶半固态组织有重要影响，对非枝 晶半固态金属的后续触变成形也有重要意义.本文则是研究坯料制备时的凝固条件一搅拌与 细化一对AISi,Mg合金半固态加热时组织的影响规律，为AISi,Mg合金的菲枝晶半固态成形 提供哩论借鉴 1试验方法 11试验材料 试验选用AISi,Mg合金（质量分数，Si7%,Mg0.45%,其余为AI)作为试验材料，这是因 ·1997-10-15收稿毛卫民男，39岁，副数授 ◆国蒙863“基金资助项日
DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1998．03．032
·254· 北京科技大学学报 1998年第3期 为该合金是目前半固态成形较为成熟的一种合金， 以下列2种凝固条件制备原始AISi,Mg合金坯料： (1)电磁搅拌凝固试样.试样尺寸中70mm×130mm;石墨铸型预热410℃；合金浇注温 度740℃；对凝固中的合金进行激烈的电磁搅拌，在坯料凝固期间不用水(20℃)激冷铸型，坯 料凝固时间约为3min.图1a为试样重熔前的原始组织，由图看出，白色的初生a相（部分共 晶α相也沉积在初生的α相之上)为团块状，并非呈常规凝固的粗大树枝状，深色的共晶硅分 布在a相晶界. (2)快冷凝固试样.试样尺寸中70mm×130mm;石墨铸型温度25℃；合金浇注温度 750℃；当试样凝固1mn时，用水(20℃)激冷铸型.图1b为试样重熔前的原始组织，由图看 出，白色的初生α相（部分共品α相也沉积在初生的α相之上）为树枝状，二次枝晶臂细小，深 色的共品硅分布在口相品界 (a) 200um 200μm 图1ASi,Mg合金还为半固态重熔前的组织(a)电磁機拌，b)快速凝固 1.2半固态加热工艺 加热设备采用管式电阻炉，控温精度为±1℃.保温时间以试样附近炉温达到预定温度 5min(均热试样)后的时刻算起.试样保温到预定时刻时，立即水淬试样.试样保温温度选择 为(597±1)℃，对应的固相率约为30%；(589±1)℃，对应的固相率约为40%.试样保温时 间为5~60min.加热小试样的尺寸为φ10mm×10mm. 1.3组织观察 将淬火试样进行粗磨、细磨和抛光，用0.5%HF水溶液浸蚀试样，在光学显微镜下观察试 样的组织 2 试验结果与讨论 2.1凝固条件对589℃下试样半固态等温加热时组织的影响 图2为2种试样在589℃下保温不同时间的组织演变结果.从图2(a),(c),(e)中可以看 出，在10min内，电磁搅拌的试样变化很大，共晶体已经重熔，液相均匀分布在ax相之间，部分 a:相中尚裹有少量液相小岛；在试样共品体重熔的同时，a相球团化速度很快，如在10min 内，a相已经球团化，再延长保温时间至30~60in时，a相变得更加圆整，尺寸也缓慢增大， 可以认为，在60mi内保温，a相的尺寸变化不大.a相尺寸和形态的这一变化规律与其半固 态下保温有关，由于有部分液相存在，在界面曲率和界面能的作用下，小的α相晶粒会逐渐熔
Vol.20 No.3 毛卫民等：凝固条件对AlSi-Mg合金半固态加热时组织的影响 ·255· 化，大的α相晶粒不断长大，而且变得更加圆整，结果使得整个系统的固液界面缩小，并降低 系统能量，但α相长大和圆整化的过程需要A,Si等原子的长距离扩散，在半固态重熔不存 在液相流动的情况下，原子的扩散是一个缓慢的过程，所以：相长大的速度很慢 从图2(b),(d),(f)中可以看出：在保温初期，如10min,枝晶试样的共晶体已经重熔，液 相均匀分布在α相枝晶周围，在共晶体重熔后较短时间内，α枝晶迅速粗化，即α枝晶的主干 变粗、二次枝晶臂也合并粗化，但枝晶的基本形态尚未发生重大变化.即使保温至30~60 mi,从主干上熔断的短小的二次枝晶臂发生了球化，但是还有许多未熔断、球化，枝晶主干基 本不变，这说明枝晶主干的熔断和球化很困难，这样的组织不是非枝晶半固态组织，不适合半 固态成形，因为枝品半固态成形容易引起毛坯中产生裂纹、偏析，而且成形应力很大 b 12004m (d) 200m 200un 200μm1 200um 图2AS,Mg合金试样半态重熔加热时组织的演变过程 (a),(c),(e)为电磁觉拌试样：(b),(d),()为细枝晶试样 保温温度为(589±1)℃，保温时间/min:(a.b)10:(c.(d)30:(e),060 图2的试验结果表明：AISi,Mg合金坯料凝固时，只要经过激烈的电磁搅拌，即使凝固速 变较慢（石墨铸型预热410C),坯料在589℃下加热10min也可获得球团状a相的半固态组 织：如果AISi,Mg合金坯凝固时不经过电磁搅拌，即使凝固速度较快（石墨铸型不预热，约 25℃)，二次枝晶臂细小（但枝晶主干仍然较长），坯料在589℃下加热60min,仍然无法获得 完全的球状α相的半固态组织，这证明电磁搅拌对顺利获得球团状α相的半固态组织具有重 大作用。通过电磁搅拌，在凝固中的合金坯料内产生激烈流动，破碎了枝晶，也促使二次枝晶
·256· 北京科技大学学报 1998年第3期 臂的缩颈、熔断，如图3所示.图3中白色的大块为搅拌时析出的初生α相，白色的细块为淬 火过程中析出的初生α相，黑色区域为淬火时 的液相.图3是从正在电磁搅拌的半固态金属 中取样的淬火组织，组织中存在不少熔断的枝 晶臂，二次枝晶臂缩颈明显，枝晶主干弯曲，缩 短.这说明坯料凝固时虽然冷却速度较慢，但 经过电磁搅拌，使初生α相具有上述特征，这 些特征加速了半固态重熔时α相的球化进 程，如果对制备中的坯料不加以电磁搅拌，仅 仅靠加快冷却速度来细化组织，那么坯料组织 就不会具备电磁搅拌坯料的那种组织特征，因 50 um 此，在半固态重熔时无法获得完全球状α相的 图3电磁搅拌AISi,Mg合金试样 半固态组织 半固态重熔前的淬火组织 2.2凝固条件对597℃下试样半固态等温加热时组织的影响 图4为两种试样在597℃下保温不同时间的组织演变结果.在597℃下保温，电磁搅拌试 样半固态重熔和a相球团化的速度更快，如在5mi内，基本可以获得球状a相的半固态组 织，见图4(a),(c).相比较，枝晶试样在597℃下保温30~60min,只有部分a枝晶发生球化， 还有相当部分的α枝晶尚未球化，呈粗大的长条状或弯曲的条状，见图4(b),(d).这些结果 (3) 200μm 200 Hm d 200μm 200μm 图4ASi,Mg合金试样半固态重熔加热时的组织演变 (a),(c)为电磁搅拌试样；(b),(d)为细枝晶试样 保温温度为(579±1)℃，保温时间/min:(a)5;(b),(c)30:(d)60
Vol.20 No.3 毛卫民等：凝固条件对ASMg合金半固态加热时组织的影响 *257 证明：在597℃的重熔温度下，电磁搅拌对AISi,Mg合金半固态重熔时α相的球化也具有重 大影响，仅对枝晶组织加以细化的措施无法使AISi,Mg合金半固态重熔时的：相获得完全的 球化 3.结论 经过电磁搅拌的A1Si,Mg合金，在589℃或597℃下半固态加热保温，在较短的时间内 (5~10min),即可获得球团状a相的半固态组织；而细小枝晶的A1Si,Mg合金，在同样的加热 温度下，即使保温60mim,也无法获得完全球状a相的半固态组织.经过电磁搅拌的A1Si,Mg 合金在半固态重熔时，α相能够快速球化的主要原因是，搅拌破碎了粗大的枝品，促使二次枝 晶臂的缩颈、熔断， 参考文献 I Spencer D B.Mehrabian R.Flemings M C.Rheological Behaviour of Sn-15%Pb in the Crystal- lization Range.Metall Trans,1972.3A:1925 2 Flemings M C.Behaviour of Metal Alloy in the Semi-solid State.Metall Trans,1991,22A:957 3 Hint G.Zillgen M,Cremer R.et al.Recent Advances in Thixoforming to Produce Near Net shape Compo. nents.In:Proceedings of the First China International Die Casting Congress.Beijing,China,1997.259 4 Brown S B.Flemings MC.Nel-shpe Forging via Semi-solid Processing.Adv Mater Process,1993.143:36 5 Young K P,Fitze R.Semi-solid Metal Cast Aluminium Automotive Components.In:The 3rd Int Conf of Semi-Solid Processing of Alloys and Compositions.Tokyo:University of Tokyo.1994 Effect of the Solidification Conditions on the Microstructures of AlSi,Mg Alloy during Semi-solid Remelting Mao Weimin Zhong Xueyou Material Science and Engineering School,UST Beijing,Beijing 100083,China ABSTRACTS The effect of the solidification conditions on the microstructures was stud- ied during partial remelting of AlSi,Mg alloy with the help of an electrical pipe-type fumace.The results show that the eutectic is remelted above all and a phases are gradu- ally evolved into spheroidal shape,if the AlSi,Mg alloys stirred strongly by rotating electro- magnetic field during the first solidification are heated again to 589c or 597C and have been held for a short time(for example,5~10 min),and moreover,the higher the holding temperature,the faster the eutectic remelting process and a phase's evolution are.In contrast, even though the AlSi,Mg alloy's samples non-stirred with fine dendritic microstructures are heated to the same temperatures as those stirred by rotating electromagnetic field and have been held for 60 min,it is not possible to change all the dendritic a phases to sper- oidal a phase. KEY WORDS AlSi.Mg:remelting:electromagnetic stirring;dendrite