D01:10.13374/i.issnl001053x.2010.06.013 第32卷第6期 北京科技大学学报 Vo132N96 2010年6月 Journal ofUniversity of Science and Technobgy Bejjing Ju中2010 A1D镁合金流变压铸成形组织特征 杨柳青12) 康永林)张帆) 瑞华”李炯到 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京有色金属研究总院，北京100088 3)北京广灵精华科技有限公司，北京12211 摘要以AZ91D镁合金建筑刮板为例.将自行开发的锥桶式流变成形机(BR与TOYO BD-900V4-T冷室压铸机相结合 实现了流变压铸成形工艺过程，研究了不同流变成形工艺下压铸件的组织特征，分析了成形过程中浆料的组织形成机理及凝 固行为.结果表明：该流变成形工艺可以获得内部组织细小、初生a-M晶粒呈近球形或球形且分布均匀的成形件.当内锥桶 转速为700rm江时，压铸件内部组织较圆整、均匀，平均晶粒尺寸约45μ四形状因子约081.流变压铸过程中合金熔体的 凝固主要经历了一次凝固和二次凝固两个阶段. 关键词AZ91D镁合金：流变压铸；微观组织：组织演变凝固行为 分类号TG14622TG2492 M icrostructural characteristics of the rheod iecasting AZo1D m agnesium alloy YANG LiLqng 2).KANG Yong In)ZHANG Fan,DING Rui-hua).LI Jong) 1)SchoolofMatera ls Science and Engneering Universit of Scence and Technopgy Beijng Beijirg 100083 China 2)Geeral Research Instiute prNanfemusMen Beijng 100088 China 3)BeijngGuangling Jnghua S ience and Technopgy Co Ltd,Beijing102211 China ABSTRACT Take an AID alpy architecual scaper or exmpl the theo diecasting Process was ip kmen ted by combining a selfdeve pped aper barrel rheamou Hing(TBR)mach ne with a TOYO BD-900V4-T coH chamber die_casting machne The micro stuctural chancteristics of the componets were investgated in different rheadiecasting processes and the microstucture pmation and sold ificatian behavior of he sem isolid surry were analyzed The resu lts show bat the process is able to dain componen ts in which he prin arya Mg partices are fine spherical or nearly spherical and uipm ly distribued The microstructure of rheadiecast ing compoents is reative y round and homogeneoswhen he rotation speed is700 rm i The prinarya-Mg particles have an aver age size of about45 um and a shape acpr of abou ta 81 Soldification of he alpy melt ta ng pace n he mhea diecastng process is composed of wo distinct stages prinary sold ification and secondary solidification KEY WORDS AZ1D magnesium alpy thea diecasting microstrucure m ierostucural evolutipn soldl ificaton behavior 半固态流变成形由于具有应用范围广、适合于 寸精度高和互换性好等一系列优点，己经在工业生 多种加工方法、工艺流程短、成形温度低以及铸件组 产中得到了广泛的应用和迅速的发展，但传统压铸 织致密等优点，近些年在国内外受到了普遍重视，许 件中存在着大量的气孔，难以进行热处理、焊接或用 多学者从理论，实验、技术和设备等方面开展了大量 于气密性要求高的零件，也使其力学性能难以得到 研究，取得了很大的进展，使流变成形技术成为半固 进一步的提高，这限制了压铸技术的扩大应用. 态加工领域的新热点【.传统压铸作为一种高生 为了改善这一缺陷，许多学者“9对压铸工艺规程 产率的近净成形工艺，具有生产率高、形状复杂、尺 做了大量的研究工作，在工艺过程与铸件性能和缺 收稿日期：2009-09-08 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(N?2006C比05203)：国家高技术研究发展计划资助项目(N?2006AA03Z☑15)：“十一五”国 家科技支撑计划资助项目(N92006BAFE0409-4) 作者简介：杨柳青(198一)，男，博士：康永林(1954-)，男，教授，博士生导师.Ema时k必@ma灯u5ecm
第 32卷 第 6期 2010年 6月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.6 Jun.2010 AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 杨柳青 1, 2 ) 康永林 1) 张 帆 1) 丁瑞华 1 ) 李 炯 3) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2) 北京有色金属研究总院, 北京 100088 3) 北京广灵精华科技有限公司, 北京 102211 摘 要 以 AZ91D镁合金建筑刮板为例, 将自行开发的锥桶式流变成形机 ( TBR)与 TOYOBD--900V4--T冷室压铸机相结合 实现了流变压铸成形工艺过程 .研究了不同流变成形工艺下压铸件的组织特征, 分析了成形过程中浆料的组织形成机理及凝 固行为.结果表明:该流变成形工艺可以获得内部组织细小、初生 α--Mg晶粒呈近球形或球形且分布均匀的成形件.当内锥桶 转速为 700r·min-1时, 压铸件内部组织较圆整、均匀, 平均晶粒尺寸约 45μm, 形状因子约 0.81.流变压铸过程中合金熔体的 凝固主要经历了一次凝固和二次凝固两个阶段. 关键词 AZ91D镁合金;流变压铸;微观组织;组织演变;凝固行为 分类号 TG146.2 + 2;TG249.2 Microstructuralcharacteristicsoftherheo-diecastingAZ91Dmagnesium alloy YANGLiu-qing1, 2) , KANGYong-lin1) , ZHANGFan1) , DINGRui-hua1) , LIJiong3) 1) SchoolofMaterialsScienceandEngineering, UniversityofScienceandTechnologyBeijing, Beijing100083, China 2) GeneralResearchInstituteforNonferrousMetals, Beijing100088, China 3) BeijingGuanglingJinghuaScienceandTechnologyCo.Ltd., Beijing102211, China ABSTRACT TakeanAZ91Dalloyarchitecturalscraperforexample, therheo-diecastingprocesswasimplementedbycombininga self-developedtaperbarrelrheomoulding( TBR) machinewithaTOYOBD-900V4-Tcoldchamberdie-castingmachine.Themicrostructuralcharacteristicsofthecomponentswereinvestigatedindifferentrheo-diecastingprocesses, andthemicrostructureformation andsolidificationbehaviorofthesemi-solidslurrywereanalyzed.Theresultsshowthattheprocessisabletoobtaincomponentsin whichtheprimaryα-Mgparticlesarefine, sphericalornearlysphericalanduniformlydistributed.Themicrostructureofrheo-diecastingcomponentsisrelativelyroundandhomogeneouswhentherotationspeedis700r·min-1.Theprimaryα-Mgparticleshaveanaveragesizeofabout45 μmandashapefactorofabout0.81.Solidificationofthealloymelttakingplaceintherheo-diecastingprocessis composedoftwodistinctstages:primarysolidificationandsecondarysolidification. KEYWORDS AZ91Dmagnesiumalloy;rheo-diecasting;microstructure;microstructuralevolution;solidificationbehavior 收稿日期:2009--09--08 基金项目:国家重点基础研究发展计划资助项目 ( No.2006CB605203) ;国家高技术研究发展计划资助项目 ( No.2006AA03Z115) ;“十一五”国 家科技支撑计划资助项目 ( No.2006BAE04B09-4 ) 作者简介:杨柳青 ( 1981— ), 男, 博士;康永林 ( 1954— ), 男, 教授, 博士生导师, E-mail:kangylin@mater.ustb.edu.cn 半固态流变成形由于具有应用范围广 、适合于 多种加工方法、工艺流程短 、成形温度低以及铸件组 织致密等优点, 近些年在国内外受到了普遍重视, 许 多学者从理论、实验、技术和设备等方面开展了大量 研究, 取得了很大的进展, 使流变成形技术成为半固 态加工领域的新热点 [ 1--2] .传统压铸作为一种高生 产率的近净成形工艺, 具有生产率高、形状复杂 、尺 寸精度高和互换性好等一系列优点, 已经在工业生 产中得到了广泛的应用和迅速的发展, 但传统压铸 件中存在着大量的气孔, 难以进行热处理、焊接或用 于气密性要求高的零件, 也使其力学性能难以得到 进一步的提高, 这限制了压铸技术的扩大应用 [ 3] . 为了改善这一缺陷, 许多学者 [ 4--5] 对压铸工艺规程 做了大量的研究工作, 在工艺过程与铸件性能和缺 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.06.013
第6期 杨柳青等：AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 ·771° 陷的关系上已经获得了较大的突破.然而，对于传 础上重点研究了不同半固态浆料制备工艺参数下流变 统压铸工艺而言，气孔缺陷几乎是不可避免的 压铸成形件的组织特征，并分析了流变压铸成形过程 为了消除压铸件内部孔洞缺陷，近年来，挤压铸 中半固态镁合金浆料的组织形城机理及其凝固行为. 造、真空压铸、充氧压铸以及半固态流变压铸技术等 1实验 相继发展了起来.其中，半固态流变压铸成形技术， 不仅保持了半固态流变成形的特点，还保持了传统 1.1实验设备及材料 压铸技术高效率、低成本的特征，因此具有广泛的工 半固态浆料制备设备为自行研制开发的锥桶式 业化应用价值.不过到目前为止，半固态浆料的快 流变成形机(，主要由浆料制备装置、传动机构、升 速制备以及输送仍然是制约该技术快速发展的瓶 降机构、浆料输送装置、气体保护系统、温度控制系 颈，导致其没有得到大规模的工业化应用， 统以及压铸系统构成.实验用压铸机为TOYO BD 本文以广泛应用的A1D压铸镁合金为实验 900V4-卧式冷室压铸机，选用生产用一模两腔的 材料，以建筑刮板为例，采用自行研制开发的半固态 建筑刮板压铸模具为实验模具，该压铸模具属于厚 浆料制备设备一锥桶式流变成形机(per barrel 壁件模具，内浇口面积较大，适合进行流变压铸成 heomoulding machine TBR).并结合TOYO BD 形.实验材料选用商用高纯A四1D镁合金，合金液 900V4-卧式冷室压铸机，实现了从半固态浆料制 相线和固相线温度分别为595℃和470℃，合金锭通 备到压铸成形的一体化流变压铸工艺过程.在此基 过ARI3460型直读光谱仪测定，其化学成分见表1. 表1A1D镁合金的化学成分（质量分数） Table I Chem ical composition of the A791D magnesim alby ngot % Al m Mn Si Fe Cu Ni Be Mg 94453 06616 0.2043 00363 00009 0.0047 00010 00007 余量 1.2实验方法 体进行保护，防止熔体氧化燃烧.实验压铸工艺参 将A1D镁合金锭放入预热温度150℃的预热 数为：压铸机锁模力9000ky铸造压力75MPa低 炉中保温，然后转入预热到400℃的熔化炉内升温 速速度035ms',高速速度35ms,模具温度 至680℃熔化，为防止镁合金液氧化燃烧，熔化过程 200℃. 中通过R上2号覆盖剂进行保护.然后将熔融的镁 从建筑刮板件直浇道上切割试样（切取位置见 合金液浇注到事先设定好工艺参数（具体工艺参数 图1)进行粗磨、精磨和抛光，通过4%的硝酸酒精侵 见表2)的BR设备内部，合金液在通过TBR设备 蚀，用热水冲洗、吹千.采用NEOPHOT21光学显微 锥桶间隙时，内外锥桶的相对高速转动使其在凝固 镜以及Cambrilge S360型扫描电镜对组织进行观 过程中发生了强烈的剪切扰动，剪切时间为5~8§ 察和分析，利用mageTool3.0图像软件考察工艺参 最后将制备的半固态浆料通过浆料输送装置输送到 数对初生固相晶粒尺寸、形状因子的影响.初生固 压铸机压射室进行压铸成形.半固态浆料制备及输 N 相晶粒尺寸使用等效面积圆直径D= 送在一个封闭的环境中进行，且通入氩气对合金熔 表2A否1D镁合金半固态浆料制备工艺参数 4A N装示，形状因子用F- A./ Tab e2 Pocessing parm eters for preparing the sem i sold A7o1D mag nesium alby slumy 表示，其中A、B分别为第个初生a-Mg 试样 浇注内锥桶转速/剪切 锥桶 晶粒面积、晶粒截面周长，为晶粒总数.越大越 编号 温度心(mr)温度C间隙/mm 1 680 300 590 取样位置 0 2 680 500 590 3 680 600 590 直浇道 4 680 700 590 2 5 600 580 0 680 6 680 600 570 图1试样切取位置示意图 7 680 600 600 Fg1 Sanp ling position of he architectural scraper
第 6期 杨柳青等:AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 陷的关系上已经获得了较大的突破.然而, 对于传 统压铸工艺而言, 气孔缺陷几乎是不可避免的 . 为了消除压铸件内部孔洞缺陷, 近年来, 挤压铸 造 、真空压铸 、充氧压铸以及半固态流变压铸技术等 相继发展了起来 .其中, 半固态流变压铸成形技术, 不仅保持了半固态流变成形的特点, 还保持了传统 压铸技术高效率 、低成本的特征, 因此具有广泛的工 业化应用价值.不过到目前为止, 半固态浆料的快 速制备以及输送仍然是制约该技术快速发展的瓶 颈, 导致其没有得到大规模的工业化应用 . 本文以广泛应用的 AZ91D压铸镁合金为实验 材料, 以建筑刮板为例, 采用自行研制开发的半固态 浆料制备设备———锥桶式流变成形机 ( taperbarrel rheomouldingmachine, TBR), 并 结 合 TOYO BD-- 900V4--T卧式冷室压铸机, 实现了从半固态浆料制 备到压铸成形的一体化流变压铸工艺过程.在此基 础上重点研究了不同半固态浆料制备工艺参数下流变 压铸成形件的组织特征, 并分析了流变压铸成形过程 中半固态镁合金浆料的组织形成机理及其凝固行为. 1 实验 1.1 实验设备及材料 半固态浆料制备设备为自行研制开发的锥桶式 流变成形机 [ 6] , 主要由浆料制备装置、传动机构、升 降机构、浆料输送装置、气体保护系统 、温度控制系 统以及压铸系统构成.实验用压铸机为 TOYOBD-- 900V4--T卧式冷室压铸机, 选用生产用一模两腔的 建筑刮板压铸模具为实验模具, 该压铸模具属于厚 壁件模具, 内浇口面积较大, 适合进行流变压铸成 形.实验材料选用商用高纯 AZ91D镁合金, 合金液 相线和固相线温度分别为 595℃和 470℃, 合金锭通 过 ARL3460型直读光谱仪测定, 其化学成分见表 1. 表 1 AZ91D镁合金的化学成分 (质量分数 ) Table1 ChemicalcompositionoftheAZ91Dmagnesiumalloyingot % Al Zn Mn Si Fe Cu Ni Be Mg 9.445 3 0.661 6 0.204 3 0.036 3 0.000 9 0.004 7 0.001 0 0.000 7 余量 1.2 实验方法 将 AZ91D镁合金锭放入预热温度 150℃的预热 炉中保温, 然后转入预热到 400℃的熔化炉内升温 至 680℃熔化, 为防止镁合金液氧化燃烧, 熔化过程 中通过 RJ--2号覆盖剂进行保护.然后将熔融的镁 合金液浇注到事先设定好工艺参数 (具体工艺参数 见表 2)的 TBR设备内部, 合金液在通过 TBR设备 锥桶间隙时, 内外锥桶的相对高速转动使其在凝固 过程中发生了强烈的剪切扰动, 剪切时间为 5 ～ 8 s, 最后将制备的半固态浆料通过浆料输送装置输送到 压铸机压射室进行压铸成形.半固态浆料制备及输 送在一个封闭的环境中进行, 且通入氩气对合金熔 表 2 AZ91D镁合金半固态浆料制备工艺参数 Table2 Processingparametersforpreparingthesemi-solidAZ91Dmagnesiumalloyslurry 试样 编号 浇注 温度 /℃ 内锥桶转速 / ( r·min-1 ) 剪切 温度 /℃ 锥桶 间隙 /mm 1 680 300 590 3 2 680 500 590 3 3 680 600 590 3 4 680 700 590 3 5 680 600 580 3 6 680 600 570 3 7 680 600 600 3 体进行保护, 防止熔体氧化燃烧 .实验压铸工艺参 数为 :压铸机锁模力 9 000 kN, 铸造压力 75 MPa, 低 速速度 0.35 m·s -1 , 高速速度 3.5 m·s -1 , 模具温度 200℃. 从建筑刮板件直浇道上切割试样 (切取位置见 图 1)进行粗磨 、精磨和抛光, 通过 4%的硝酸酒精侵 图 1 试样切取位置示意图 Fig.1 Samplingpositionofthearchitecturalscraper 蚀, 用热水冲洗 、吹干.采用 NEOPHOT21光学显微 镜以及 CambridgeS--360型扫描电镜对组织进行观 察和分析, 利用 ImageTool3.0图像软件考察工艺参 数对初生固相晶粒尺寸 、形状因子的影响 .初生固 相晶粒 尺寸使 用等 效面 积圆 直径 Deq = ∑ N n=1 4An /π N表示, 形状因子用 F= ∑ N n=1 4πAn/ P 2 n N表示, 其中 An、Pn分别为第 n个初生 α--Mg 晶粒面积 、晶粒截面周长, N为晶粒总数 .F越大越 · 771·
。772 北京科技大学学报 第32卷 趋近于1，初生固相晶粒越圆整7-， DEF处可以看出组织变化不太明显，且与直浇道 位置C处的显微组织较相似，不同的是位置DEF 2实验结果与讨论 处组织中初生α-M晶粒分布及尺寸大小更不均 2.1流变压铸件微观组织 匀，而且可观察到少量的气孔 图2为浇注温度680℃，内锥桶转速600 建筑刮板不同位置的这种组织变化说明合金组 m,锥桶间隙3m剪切温度590℃下流变压铸 织在流变压铸成形过程中的形成受浆料制备工艺、 建筑刮板不同位置金相组织.从图中可以看出，成 压铸工艺、模具结构等多种因素的影响.在一定浆 形件内部组织主要由颗粒状和球状的细小初生α- 料制备工艺下，由于直浇道横截面面积较大，压铸充 M品粒组成，仅可发现较少的气孔，未观察到树枝 型过程中，一定特征的A1D镁合金半固态浆料 晶，表明该工艺可以获得具有典型半固态特征的流 在该部分充型较平稳，且受到模具的激冷作用较 变压铸件.在铸件直浇道位置A处初生α-M粒 小，在凝固过程中初生α-M品粒变得较大，二次 较大，主要呈粒状及近球形，组织分布均匀，晶粒大 凝固现象不明显：而浆料在刮板部分充型时，与模 小也比较均匀：相对于位置A直浇道位置B处的组 具的接触面积较大，冷却速度高，二次凝固现象比 织较细小，形态较圆整，主要由粒状和球状的初生 较明显，此外由于浆料在该部分充型速度较快，组 α-M阻成：在位置C处组织变得更加细小，但初生 织中初生α-M品粒分布不均匀，出现了少量的气 α-M關粒比较分散，晶粒大小不均匀：在刮板位置 孔缺陷. 100 100m 100am 100m 图2流变乐铸建筑刮板不同位置微观组织 F2 Microstrucures of the rheo diecasting architectural scraper at diffe rent bcations 2.2不同内锥桶转速下微观组织 生α-M晶粒在基体上的分布相对均匀，以椭球状 图3为不同内锥桶转速下流变压铸刮板显微组 为主，平均晶粒尺寸约54μ四形状因子为062内 织，浇注温度680℃剪切温度590℃，锥桶间隙3 锥桶转速提高到600mr时，成形件微观组织发 m四由图可见：在内锥桶转速为300m前'时，成 生了较大变化，初生α-M织寸变得更细小圆整，平 形件组织主要由蔷薇状及椭球状，且以蔷薇状为主 均晶粒尺寸约46μ四呈近球状和球状，形状因子为 的初生α-M晶粒组成，平均晶粒尺寸约63μ四形 0.78且在基体上的分布也很均匀：相对于600 状因子为046当内锥桶转速为500mr'时，初 mr',转速在700mr'时初生a-M:基体上的
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 趋近于 1, 初生固相晶粒越圆整 [ 7--8] . 2 实验结果与讨论 2.1 流变压铸件微观组织 图 2 为浇注温度 680℃, 内锥桶转速 600 r· min -1 , 锥桶间隙 3 mm, 剪切温度 590℃下流变压铸 建筑刮板不同位置金相组织 .从图中可以看出, 成 形件内部组织主要由颗粒状和球状的细小初生 α-- Mg晶粒组成, 仅可发现较少的气孔, 未观察到树枝 晶, 表明该工艺可以获得具有典型半固态特征的流 变压铸件.在铸件直浇道位置 A处初生 α--Mg晶粒 较大, 主要呈粒状及近球形, 组织分布均匀, 晶粒大 小也比较均匀;相对于位置 A, 直浇道位置 B处的组 织较细小, 形态较圆整, 主要由粒状和球状的初生 α--Mg组成;在位置 C处组织变得更加细小, 但初生 α--Mg晶粒比较分散, 晶粒大小不均匀 ;在刮板位置 D、E、F处可以看出组织变化不太明显, 且与直浇道 位置 C处的显微组织较相似, 不同的是位置 D、E、F 处组织中初生 α--Mg晶粒分布及尺寸大小更不均 匀, 而且可观察到少量的气孔 . 建筑刮板不同位置的这种组织变化说明合金组 织在流变压铸成形过程中的形成受浆料制备工艺、 压铸工艺 、模具结构等多种因素的影响 .在一定浆 料制备工艺下, 由于直浇道横截面面积较大, 压铸充 型过程中, 一定特征的 AZ91D镁合金半固态浆料 在该部分充型较平稳, 且受到模具的激冷作用较 小, 在凝固过程中初生 α--Mg晶粒变得较大, 二次 凝固现象不明显 ;而浆料在刮板部分充型时, 与模 具的接触面积较大, 冷却速度高, 二次凝固现象比 较明显, 此外由于浆料在该部分充型速度较快, 组 织中初生 α--Mg晶粒分布不均匀, 出现了少量的气 孔缺陷 . 图 2 流变压铸建筑刮板不同位置微观组织 Fig.2 Microstructuresoftherheo-diecastingarchitecturalscraperatdifferentlocations 2.2 不同内锥桶转速下微观组织 图 3为不同内锥桶转速下流变压铸刮板显微组 织, 浇注温度 680℃, 剪切温度 590℃, 锥桶间隙 3 mm.由图可见:在内锥桶转速为 300 r·min -1时, 成 形件组织主要由蔷薇状及椭球状, 且以蔷薇状为主 的初生 α--Mg晶粒组成, 平均晶粒尺寸约 63 μm, 形 状因子为 0.46;当内锥桶转速为 500 r·min -1时, 初 生 α--Mg晶粒在基体上的分布相对均匀, 以椭球状 为主, 平均晶粒尺寸约 54 μm, 形状因子为 0.62;内 锥桶转速提高到 600 r·min -1时, 成形件微观组织发 生了较大变化, 初生 α--Mg尺寸变得更细小圆整, 平 均晶粒尺寸约 46 μm, 呈近球状和球状, 形状因子为 0.78, 且在基体上的分布也很均匀 ;相对于 600 r· min -1 , 转速在 700r·min -1时初生 α--Mg在基体上的 · 772·
第6期 杨柳青等：AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 。773 分布变得更均匀，但晶粒尺寸及形状因子并没有发 会使部分原本以树枝晶方式生长的初生α-M向非 生太大的变化（图4）.半固态浆料制备过程中，强 枝晶转变.大幅度提高剪切应力场强度（即内锥桶 的剪切应力场不仅使过冷的合金熔体内部温度场及 转速)，半固态A1D组织中的初生α-M品粒尺 浓度场均匀，初生α-M以球形晶的方式长大，而且 寸也大幅减小，形态变得圆整均匀9 150m 150m 京Q 图3不同内锥桶转速下流变压铸建筑刮板显微组织.（号300mr,(500mr!(9600rmr:(400mr1 Fig3 Mirostructures of the rheadjecasting architectural scraper at different ron tion speeds 300m (b)500 F mi(600 m d)700m 68 44μ四形状因子为075固相率约为43%：当剪切 14 64 3 温度为580℃时，组织主要由球形及近球形初生α- 1.0 M组成，且初生相在基体上的分布较均匀，晶粒形 56 0.78 081 中院 状因子为0.82平均尺寸约47μ四固相率约5%： 52 046 0.6过 0.6 剪切温度下降到570℃时，初生α-M形态较圆整 48 浇注温度：680℃ 46 45 均匀，与580℃时相比变化不大，但晶粒尺寸稍大， 44 剪切温度：590T 0.2 锥桶间隙：3mm 具有较高的固相率，约为64%.通过上述分析可得： 40 -0.2 在半固态浆料制备过程中，剪切温度在600℃下合 ROO 400 500600 700 内锥桶转速r,min 金熔体在通过锥桶间隙时受到的冷却速度相对较 图4内锥桶转速与平均品粒尺寸及形状因子的关系 小，同时所受到的有效剪切时间也相对较短，制备的 Fg 4 Reltions of otion speed to mean panicle diameter and 半固态浆料自由晶数量少，形态不规整，在随后的压 thape fac or 铸过程中由于受到模具的激冷，自由晶来不及长大， 2.3不同剪切温度下微观组织 初生α-M儡粒较细小，圆整性较差.剪切温度为 浇注温度680℃，内锥桶转速600m订'剪切 570℃时，合金熔体通过锥桶间隙时所受的冷却强度 温度分别为600580和570℃下建筑刮板金相照片 较大，初生α-M阻有较高的形核率，同时合金熔体 见图5图6为剪切温度与晶粒尺寸及形状因子的 受到的有效剪切时间较长，制备的浆料中初生α- 关系曲线.剪切温度在600℃时，组织中的初生α- M儡粒尺寸相对较大，形态圆整均匀，固相率较高. M以细小的颗粒状和近球状为主，平均晶粒尺寸约 随后压铸过程中获得的建筑刮板件内部组织也遗传
第 6期 杨柳青等:AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 分布变得更均匀, 但晶粒尺寸及形状因子并没有发 生太大的变化 (图 4) .半固态浆料制备过程中, 强 的剪切应力场不仅使过冷的合金熔体内部温度场及 浓度场均匀, 初生 α--Mg以球形晶的方式长大, 而且 会使部分原本以树枝晶方式生长的初生 α--Mg向非 枝晶转变 .大幅度提高剪切应力场强度 (即内锥桶 转速 ), 半固态 AZ91D组织中的初生 α--Mg晶粒尺 寸也大幅减小, 形态变得圆整均匀 [ 9] . 图 3 不同内锥桶转速下流变压铸建筑刮板显微组织 .( a) 300r·min-1 ;(b) 500r·min-1;( c) 600r·min-1 ;( d) 700r·min-1 Fig.3 Microstructuresoftherheo-diecastingarchitecturalscraperatdifferentrotationspeeds:( a) 300r·min-1 ;( b) 500r· min-1;( c) 600 r· min-1;( d) 700r·min-1 图 4 内锥桶转速与平均晶粒尺寸及形状因子的关系 Fig.4 Relationsofrotationspeedtomeanparticlediameterand shapefactor 2.3 不同剪切温度下微观组织 浇注温度 680℃, 内锥桶转速 600 r·min -1 , 剪切 温度分别为 600、580和 570℃下建筑刮板金相照片 见图 5.图 6为剪切温度与晶粒尺寸及形状因子的 关系曲线.剪切温度在 600℃时, 组织中的初生 α-- Mg以细小的颗粒状和近球状为主, 平均晶粒尺寸约 44 μm, 形状因子为 0.75, 固相率约为 43%;当剪切 温度为 580℃时, 组织主要由球形及近球形初生 α-- Mg组成, 且初生相在基体上的分布较均匀, 晶粒形 状因子为 0.82, 平均尺寸约 47 μm, 固相率约 56%; 剪切温度下降到 570℃时, 初生 α--Mg形态较圆整 均匀, 与 580℃时相比变化不大, 但晶粒尺寸稍大, 具有较高的固相率, 约为 64%.通过上述分析可得: 在半固态浆料制备过程中, 剪切温度在 600℃下合 金熔体在通过锥桶间隙时受到的冷却速度相对较 小, 同时所受到的有效剪切时间也相对较短, 制备的 半固态浆料自由晶数量少, 形态不规整, 在随后的压 铸过程中由于受到模具的激冷, 自由晶来不及长大, 初生 α--Mg晶粒较细小, 圆整性较差 .剪切温度为 570℃时, 合金熔体通过锥桶间隙时所受的冷却强度 较大, 初生 α--Mg具有较高的形核率, 同时合金熔体 受到的有效剪切时间较长, 制备的浆料中初生 α-- Mg晶粒尺寸相对较大, 形态圆整均匀, 固相率较高. 随后压铸过程中获得的建筑刮板件内部组织也遗传 · 773·
。774 北京科技大学学报 第32卷 了这一特点，但较低的剪切温度使浆料的流动性变 此选择合理的剪切温度至关重要， 差，给随后的浆料输送以及压铸成形带来了困难，因 150m 150m 150m 图5不同剪切温度下流变压铸建筑刮板显微组织.（号600℃：(580C:(9570℃ Fg 5 Micostuctresof the theadiecasting archicumlscmper at different shearng tempem ures(a 600C;(b 580C:(9 570C 52 0.90 锥桶冷却、内锥桶的强烈剪切扰动以及熔体自搅拌 混合的综合作用下完成的.由于内外锥桶对合金熔 且48 47 0.85 体产生了较强的冷却作用，使具有一定过热度的熔 0.83 0.82 体在较短的时间内下降到设定的凝固温度，同时由 44 》 于内锥桶的强烈剪切搅拌使得熔体内部形成一个相 浇注温度：680℃ 0.75 对均匀的成分场和温度场，产生大量的有效形核质 内锥桶转速：600r,min' 0.75 锥桶间隙：3mm 点，这些质点随着熔体温度的连续下降逐渐形成大 0.70 量的晶核.当熔体温度逐步下降到与锥桶桶体温度 570 58 90 600 剪切温度℃ 相同时，合金熔体进入等温剪切阶段，该阶段强烈的 图6剪切温度与晶粒尺寸及形状因子的关系 剪切搅拌作用极大地改善了熔体中的传热和传质过 Fg 6 R eltions of shearing tmperaure to mea panicle dimeter 程，抑制了晶粒的长大.许多学者0认为，粒状 and shape fac pr 晶粒在逐渐生长的同时还会发生自旋转运动，使晶 2.4组织形成机理及凝固行为 粒周围溶质和温度分布更均匀，有利于晶粒趋于球 根据本文中的流变压铸工艺以及实验可分析出 形，从而获得球状及近球状的半固态组织.根据生 A1D镁合金熔体的凝固主要经历了一次凝固和 长动力学计算，认为粒状晶粒进行球状生长的条件 二次凝固两个阶段.图7为流变压铸成形中合金熔 为11 体的凝固过程. (1) 一次凝固主要发生在半固态浆料制备阶段，包 R[6+512]R 括连续快速冷却、等温剪切以及浆料快速输送三个 式中，R为粒状晶粒以球形方式长大的临界半径 阶段.连续快速冷却主要发生在合金熔体开始进入 入、入分别为固相和液相合金的热导率，R为粒状 半固态设备锥桶间隙.熔体在锥桶间隙的流动是在 晶粒的临界半径.另外，过冷的熔体中会有部分晶
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 了这一特点, 但较低的剪切温度使浆料的流动性变 差, 给随后的浆料输送以及压铸成形带来了困难, 因 此选择合理的剪切温度至关重要 . 图 5 不同剪切温度下流变压铸建筑刮板显微组织 .( a) 600℃;( b) 580℃;( c) 570℃ Fig.5 Microstructuresoftherheo-diecastingarchitecturalscraperatdifferentshearingtemperatures:(a) 600℃;( b) 580℃;( c) 570℃ 图 6 剪切温度与晶粒尺寸及形状因子的关系 Fig.6 Relationsofshearingtemperaturetomeanparticlediameter andshapefactor 2.4 组织形成机理及凝固行为 根据本文中的流变压铸工艺以及实验可分析出 AZ91D镁合金熔体的凝固主要经历了一次凝固和 二次凝固两个阶段.图 7为流变压铸成形中合金熔 体的凝固过程. 一次凝固主要发生在半固态浆料制备阶段, 包 括连续快速冷却 、等温剪切以及浆料快速输送三个 阶段.连续快速冷却主要发生在合金熔体开始进入 半固态设备锥桶间隙 .熔体在锥桶间隙的流动是在 锥桶冷却 、内锥桶的强烈剪切扰动以及熔体自搅拌 混合的综合作用下完成的.由于内外锥桶对合金熔 体产生了较强的冷却作用, 使具有一定过热度的熔 体在较短的时间内下降到设定的凝固温度, 同时由 于内锥桶的强烈剪切搅拌使得熔体内部形成一个相 对均匀的成分场和温度场, 产生大量的有效形核质 点, 这些质点随着熔体温度的连续下降逐渐形成大 量的晶核 .当熔体温度逐步下降到与锥桶桶体温度 相同时, 合金熔体进入等温剪切阶段, 该阶段强烈的 剪切搅拌作用极大地改善了熔体中的传热和传质过 程, 抑制了晶粒的长大.许多学者 [ 10--11] 认为, 粒状 晶粒在逐渐生长的同时还会发生自旋转运动, 使晶 粒周围溶质和温度分布更均匀, 有利于晶粒趋于球 形, 从而获得球状及近球状的半固态组织 .根据生 长动力学计算, 认为粒状晶粒进行球状生长的条件 为 [ 12] RΓ = 6 +15 1 + λs λl R ＊ ( 1) 式中, RΓ为粒状晶粒以球形方式长大的临界半径, λs、λl分别为固相和液相合金的热导率, R ＊ 为粒状 晶粒的临界半径 .另外, 过冷的熔体中会有部分晶 · 774·
第6期 杨柳青等：AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 775° 核在锥桶壁上以树枝晶的形式长大在长大过程中 由于受到内锥桶的强烈剪切搅拌，初生树枝晶会发 一次凝固 二次凝固 自然冷却 生破碎并游离到熔体中，由于合金熔体具有均匀的 成分场和浓度场，游离的枝晶不存在择优生长.此 浆料在压室 外，在表面能的作用下，游离枝晶以缩小表面积的趋 的凝固 势生长而趋于球形.笔者认为该阶段是晶粒长大并 连续快速 冷却 球化的重要阶段，直接决定最终成形件的内部组织 等温剪切 1浆料 特征.随后在浆料快速输送阶段，初生α-M品粒 I充型 浆料 凝固 进一步长大并圆整化.从凝固形态学角度来讲，晶 自然冷却 快速输送「 粒圆整化的实质就是失稳到稳态转变以及稳态维持 浆料在模腔 过程中固液界面形态发生变化的结果.概括地说， 的凝固 在纯扩散条件下，固一液界面的稳定性可以表示为 时间 图7流变压铸成形中A四1D镁合金熔体的凝固过程 经典的Mullins-Sekerka理论1， Fg7 Schem atic illustration of solid ification of the AZ91Dm agnesi =-t-G+mc。22 um a lkwmeltduring the rheo diecasting process 温度和浓度分布，晶核会在其内部整体爆发形核. (2) 与一次凝固所不同的是残余液相在二次凝固过程中 式中，为合金熔点，「为表面张力常数，m为液相 具有极高的冷却速率（数量级为10℃·s14,因 线斜率，ω为振动频率，ω为液相中沿固液界面分 此晶核没有更多的机会生长，最终获得均匀细小的 布的溶质的波动频率，G和C分别为=0时溶质 二次凝固组织6-6.图8为A1D镁合金流变压 的温度梯度和浓度梯度.函数Sω)的正负决定着 铸成形件典型的微观组织照片.浆料制备工艺参数 干扰振幅是增长还是衰减从而决定着固液界面 为：浇注温度680℃，剪切温度590℃锥桶间隙3 的稳定性.经典的Mullins-Sekerka理论是建立在单 mm内锥桶转速600mr'.图8（马中呈白色且 个晶粒基础上的，即每个晶粒的生长互不影响.然 尺寸较大的晶粒为一次凝固α1-Mg灰黑色区域中 而，在TBR工艺下初生α-M品粒密度很高，晶粒 细小的白色晶粒为二次凝固α2-Mg在图8(b中 间距短，相近晶粒的成分场将发生叠加，使每个晶粒 观察到的呈灰黑色且尺寸较大的球状晶粒是一次凝 周围浓度梯度进一步下降，浓度梯度造成的失稳效 固的α1-M霜粒，尺寸细小且形状不规整的晶粒为 应进一步减小.因此，高的晶粒密度有利于固液界 二次凝固a2-Mgα1-M相晶界上白色的网状相是 面保持稳定状态，维持晶粒以球形方式长大. 非平衡凝固产生的B-M码，A离异共晶体，在B相 二次凝固主要包括浆料进入压射室、压铸模腔 周围的黑色组织是从α1-M相中析出的二次P- 及其充型过程的凝固.由于压射室和压铸模腔对浆 M号A相. 料的冷却速度极大，残存的液相在压铸机模腔内部 3结论 发生了快速的凝固，加之制备的半固态浆料经过了 强烈剪切应力场的作用，残余液相内部具有均匀的 (I)以A1D镁合金建筑刮板为例，将自行研 ar光 100m, 30 um 图8AZ1D镁合金流变压铸件典型的显微组织.（西金相照片：（扫描照片 Fg8 Typicalmicostucures of the AZ91D magnesium alby rheadiecastng component (a opticalmicgmph (b SEM m icrograph
第 6期 杨柳青等:AZ91D镁合金流变压铸成形组织特征 核在锥桶壁上以树枝晶的形式长大, 在长大过程中 由于受到内锥桶的强烈剪切搅拌, 初生树枝晶会发 生破碎并游离到熔体中.由于合金熔体具有均匀的 成分场和浓度场, 游离的枝晶不存在择优生长.此 外, 在表面能的作用下, 游离枝晶以缩小表面积的趋 势生长而趋于球形.笔者认为该阶段是晶粒长大并 球化的重要阶段, 直接决定最终成形件的内部组织 特征.随后在浆料快速输送阶段, 初生 α--Mg晶粒 进一步长大并圆整化.从凝固形态学角度来讲, 晶 粒圆整化的实质就是失稳到稳态转变以及稳态维持 过程中固--液界面形态发生变化的结果 .概括地说, 在纯扩散条件下, 固--液界面的稳定性可以表示为 经典的 Mullins--Sekerka理论 [ 13] : S( ω) =-TmΓω 2 -GL +mGC ω ＊ -( v/D) ω ＊ -(v/D) ( 1 -k0 ) ( 2) 式中, Tm为合金熔点, Γ为表面张力常数, m为液相 线斜率, ω为振动频率, ω ＊为液相中沿固--液界面分 布的溶质的波动频率, GL和 GC 分别为 δ=0时溶质 的温度梯度和浓度梯度.函数 S( ω)的正负决定着 干扰振幅是增长还是衰减, 从而决定着固 --液界面 的稳定性.经典的 Mullins--Sekerka理论是建立在单 个晶粒基础上的, 即每个晶粒的生长互不影响.然 而, 在 TBR工艺下初生 α--Mg晶粒密度很高, 晶粒 间距短, 相近晶粒的成分场将发生叠加, 使每个晶粒 周围浓度梯度进一步下降, 浓度梯度造成的失稳效 应进一步减小.因此, 高的晶粒密度有利于固 --液界 面保持稳定状态, 维持晶粒以球形方式长大. 图 8 AZ91D镁合金流变压铸件典型的显微组织 .(a) 金相照片;( b) 扫描照片 Fig.8 TypicalmicrostructuresoftheAZ91Dmagnesiumalloyrheo-diecastingcomponent:(a) opticalmicrograph;( b) SEMmicrograph 二次凝固主要包括浆料进入压射室、压铸模腔 及其充型过程的凝固 .由于压射室和压铸模腔对浆 料的冷却速度极大, 残存的液相在压铸机模腔内部 发生了快速的凝固, 加之制备的半固态浆料经过了 强烈剪切应力场的作用, 残余液相内部具有均匀的 图 7 流变压铸成形中 AZ91D镁合金熔体的凝固过程 Fig.7 SchematicillustrationofsolidificationoftheAZ91Dmagnesiumalloymeltduringtherheo-diecastingprocess 温度和浓度分布, 晶核会在其内部整体爆发形核. 与一次凝固所不同的是残余液相在二次凝固过程中 具有极高的冷却速率 (数量级为 10 3 ℃·s -1 [ 14] ), 因 此晶核没有更多的机会生长, 最终获得均匀细小的 二次凝固组织 [ 15--16] .图 8 为 AZ91D镁合金流变压 铸成形件典型的微观组织照片.浆料制备工艺参数 为:浇注温度 680℃, 剪切温度 590℃, 锥桶间隙 3 mm, 内锥桶转速 600 r·min -1.图 8( a)中呈白色且 尺寸较大的晶粒为一次凝固 α1--Mg, 灰黑色区域中 细小的白色晶粒为二次凝固 α2 --Mg.在图 8 ( b)中 观察到的呈灰黑色且尺寸较大的球状晶粒是一次凝 固的 α1 --Mg晶粒, 尺寸细小且形状不规整的晶粒为 二次凝固 α2 --Mg.α1--Mg相晶界上白色的网状相是 非平衡凝固产生的 β--Mg17 Al12离异共晶体, 在 β 相 周围的黑色组织是从 α1 --Mg相中析出的二次 β -- Mg17 Al12相 . 3 结论 ( 1)以 AZ91D镁合金建筑刮板为例, 将自行研 · 775·
。776° 北京科技大学学报 第32卷 制开发的锥桶式流变成形机与卧式冷室压铸机相结 1167 合，实现了从半固态浆料制备、输送到成形的一体化 (纪莲清，熊守美，村上正幸，等压力对ADC2铝合金超低速 压铸件组织及力学性能的影响.铸造，2007,56(11)：1167) 流变压铸过程.与传统液态压铸相比，该流变压铸 [6 KangYI YangL Q SongR B et al Sudy on m icrostrucsue 成形工艺可获得具有典型半固态特征的压铸件 Processng re lationsip of a semisolid rheocasting A357 akm inum (2)随着内锥桶转速的提高，成形件内部初生 allo//10 th Intematioml ConferenceSmmi-Solid Processing of AL α-M品粒逐渐变得细小，形态趋于圆整.当转速为 bys and Composites Aachen 2008 141/143 157 700m前'时，成形件组织较好，平均晶粒尺寸约 7 Tzmas E Zavaliangs AA conpamtive charac terization of near equjaxed mic ostuctures as Produced by spray casting magne 45μ四形状因子约0.81：剪切温度较低时，铸件具 hydrodynam i casting and the stess induced melt activa ted 有较好的组织形态，初生α-M趋于圆整、分布均 Proces Mater SciEng A 2000 289 217 匀，但较低的剪切温度会使浆料的流动性变差，给随 【8Liu7 MaoW M Zhao ZD Smiso日A356 alky slumy pre 后的输送及压铸成形带来困难，因此选择合理的剪 pared by a new process ActaMetallsn 2009.45(4):507 切温度范围至关重要. (刘政，毛卫民.赵振释.新工艺制备半固态A356铝合金浆 (3)探讨了流变压铸成形过程中组织的形成机 料.金属学报，200945(4)：507) 【9 Xu Y K ang Y I,Wang ZH et al Preparti知of smmisold 理及凝固行为.合金熔体的凝固主要经历了一次凝 surny ofAZ1 DMg alloy SpecCast Nonferous A lk's 2004(5): 固和二次凝固两个阶段.一次凝固发生在半固态浆 12 料制备阶段：二次凝固主要包括浆料进入压射室、压 (徐跃.康永林，王朝辉，等.A☑91D镁合金半固态浆料制备的 铸模腔及充型过程中的凝固. 研究.特种铸造及有色合金，20045：12) [10 GuoH M YangX J LuoX Q Foma tion ofgmin refined and 参考文献 nan dendriticm icrostructure of an a minum alloy under angular II]KangY I,MaoW M Hu ZQ Theory and Technopgy of Smi oscill tin J Alks CoPd 2009 48 412 Solid Menl Fom ing Processing Beijng Sc ience Press 2004 【l】Gua RG Wen J↓W angSC etal Microstrucure behavor and me al fow durng conthuousy exiend ng extusion fom ng of (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) sm isolid A2017 alby Tmns Nanferous Met Sc Chna 2006 【】F km ngs M C Behav ior of metal albys in the semisolid sme 16382 MemllTmnsB 1991 22B 269 [12]Guan R G MaW M Theory and Techmokgy of Smmi-SolidMeml 【3刭Ya YE Xing SM LuBC eta]Effectofcasting Pressureon Fom ing Beijing Memllgical mdusty Press 2005 porosity and mechanical propenies of ADC122 die castings (管仁国，马伟民.金属半固态成形理论与技术.北京：治金 Foundry207,56(11):1171 工业出版社，2005) (闫焉服熊守美，柳百成，等.铸造压力对AD02Z压铸件孔 13]TrivediB Morphokgkcalstabilio ofa sold partic le grov ing fiom 洞和力学性能的影响.铸造，200756(11片1171) a binary alby melt JCoystGowth 1980.48 93 [4 Lu ZY XuQY Lu BC Research on the nfuenceofdie cast [14 Fan Z Devebpment of the thea diecasting process formaenesam ing pocess on stnc tre and perfomance of magnesim alkey alks Ma werSciEng A 2005 413/414 72 Foundry200453(8):652 [15 Fan Z Lu G lidification bebavour ofAZ1D alky under n (刘志勇，许庆彦，柳百成.压铸工艺对镁合金组织性能影响 tensive forced convection in the RDC Process Acta Mater 2005 的研究.铸造，200453(8)：652) 534345 [5]JiLQ X iong SM MasayukiM etal Efects of casting pressure 16 Ji$Fan Z BevisM J Semi solid Prooessing of engineering al o microstuc ure and mechanical properties of super sow speed bys by a winscrew rhemmouling process Ma ter Sci Eng A die castings of ADC2 akm inum alloy Faud 2007.56(11): 2001,299210
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 制开发的锥桶式流变成形机与卧式冷室压铸机相结 合, 实现了从半固态浆料制备、输送到成形的一体化 流变压铸过程.与传统液态压铸相比, 该流变压铸 成形工艺可获得具有典型半固态特征的压铸件 . ( 2)随着内锥桶转速的提高, 成形件内部初生 α--Mg晶粒逐渐变得细小, 形态趋于圆整 .当转速为 700r·min -1时, 成形件组织较好, 平均晶粒尺寸约 45 μm, 形状因子约 0.81;剪切温度较低时, 铸件具 有较好的组织形态, 初生 α--Mg趋于圆整、分布均 匀, 但较低的剪切温度会使浆料的流动性变差, 给随 后的输送及压铸成形带来困难, 因此选择合理的剪 切温度范围至关重要 . ( 3)探讨了流变压铸成形过程中组织的形成机 理及凝固行为.合金熔体的凝固主要经历了一次凝 固和二次凝固两个阶段.一次凝固发生在半固态浆 料制备阶段 ;二次凝固主要包括浆料进入压射室、压 铸模腔及充型过程中的凝固. 参 考 文 献 [ 1] KangYL, MaoW M, HuZQ.TheoryandTechnologyofSemiSolidMetalFormingProcessing.Beijing:SciencePress, 2004 (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] FlemingsMC.Behaviorofmetalalloysinthesemisolidstate. MetallTransB, 1991, 22B:269 [ 3] YanYF, XiongSM, LiuBC, etal.Effectofcastingpressureon porosityandmechanicalpropertiesofADC12Z die castings. Foundry, 2007, 56( 11 ) :1171 (闫焉服, 熊守美, 柳百成, 等.铸造压力对 ADC12Z压铸件孔 洞和力学性能的影响.铸造, 2007, 56( 11 ):1171) [ 4] LiuZY, XuQY, LiuBC.Researchontheinfluenceofdiecastingprocessonstructureandperformanceofmagnesium alloy. Foundry, 2004, 53( 8) :652 (刘志勇, 许庆彦, 柳百成.压铸工艺对镁合金组织性能影响 的研究.铸造, 2004, 53 ( 8) :652 ) [ 5] JiLQ, XiongSM, MasayukiM, etal.Effectsofcastingpressure onmicrostructureandmechanicalpropertiesofsuperslowspeed diecastingsofADC12 aluminumalloy.Foundry, 2007, 56 ( 11) : 1167 (纪莲清, 熊守美, 村上正幸, 等.压力对 ADC12铝合金超低速 压铸件组织及力学性能的影响.铸造, 2007, 56( 11) :1167) [ 6] KangYL, YangLQ, SongRB, etal.StudyonmicrostructureprocessingrelationshipofasemisolidrheocastingA357 aluminum alloy// 10thInternationalConferenceSemi-SolidProcessingofAlloysandComposites.Aachen, 2008, 141 /143:157 [ 7] TzimasE, ZavaliangosA.Acomparativecharacterizationofnearequiaxedmicrostructuresasproducedbyspraycasting, magnetohydrodynamiccastingand thestressinduced, meltactivated process.MaterSciEngA, 2000, 289:217 [ 8] LiuZ, MaoW M, ZhaoZD.Semi-solidA356 alloyslurrypreparedbyanewprocess.ActaMetallSin, 2009, 45( 4 ):507 (刘政, 毛卫民, 赵振铎.新工艺制备半固态 A356铝合金浆 料.金属学报, 2009, 45 ( 4) :507 ) [ 9] XuY, KangYL, WangZH, etal.Preparationofsemi-solid slurryofAZ91DMgalloy.SpecCastNonferrousAlloys, 2004( 5 ): 12 (徐跃, 康永林, 王朝辉, 等.AZ91D镁合金半固态浆料制备的 研究.特种铸造及有色合金, 2004( 5 ):12) [ 10] GuoHM, YangXJ, LuoXQ.Formationofgrainrefinedand non-dendriticmicrostructureofanaluminumalloyunderangular oscillation.JAlloysCompd, 2009, 482:412 [ 11] GuanRG, WenJL, WangSC, etal.Microstructurebehavior andmetalflowduringcontinuouslyextending-extrusionformingof semisolidA2017 alloy.TransNonferrousMetSocChina, 2006, 16:382 [ 12] GuanRG, MaWM.TheoryandTechnologyofSemi-SolidMetal Forming.Beijing:MetallurgicalIndustryPress, 2005 (管仁国, 马伟民.金属半固态成形理论与技术.北京:冶金 工业出版社, 2005 ) [ 13] TrivediR.Morphologicalstabilityofasolidparticlegrowingfrom abinaryalloymelt.JCrystGrowth, 1980, 48:93 [ 14] FanZ.Developmentoftherheo-diecastingprocessformagnesium alloys.MaterSciEngA, 2005, 413/414:72 [ 15] FanZ, LiuG.SolidificationbehaviourofAZ91DalloyunderintensiveforcedconvectionintheRDCprocess.ActaMater, 2005, 53:4345 [ 16] JiS, FanZ, BevisMJ.Semi-solidprocessingofengineeringalloysbyatwin-screwrheomouldingprocess.MaterSciEngA, 2001, 299:210 · 776·
