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 SchematicillustrationofsolidificationoftheAZ91Dmagnesi￾umalloymeltduringtherheo-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·