·1052· 北京科技大学学报 第34卷 程，对应于组元A和组元B扩散溶解层的形成.扩 的“熔池”，具有巨大的互扩散浓度差.由于模具强 散溶解层是具有普遍意义的物理现象，形成扩散溶 烈的散热作用，迫使微区“熔池”迅速凝固，Mg、A山 解层的驱动力是两组元间的化学势差. 元素的液相扩散无法充分完成，因此在界面附近形 实验结果表明，本实验用熔融镁合金液浇注于 成了较大的Mg、A1元素的浓度梯度，如图12所示， 预制铝盒制备的包铝镁锭，具有多重复杂的复合界 并在凝固和冷却过程中通过固相扩散进行溶质再分 面结构.图11为复合铸锭界面结构示意图，描绘了 配.图7所示的界面显微组织中出现较厚的BMg1, AZ31合金在1060铝板盒内的凝固初始和凝固终止 A山2化合物层并朝向镁合金熔体呈树枝状生长，说 的界面结构变化，其原因是Mg原子与A原子在高 明在凝固开始的瞬间有足够的A原子，这只有当界 温进行多种形式互扩散的结果.AZ31芯材镁合金 面存在熔化的1060纯铝时才能通过短暂的液态扩 的浇注温度为680℃，高于1060铝板的熔点，熔融 散实现.此外，在部分浇注的包铝镁锭中发现因铝 镁液与铝板接触时，将使铝板在一定深度区域发生 盒与模具接触不严而局部熔穿的现象，也可证实 瞬间熔化，在界面附近形成富Mg和富A!两种元素 1060铝板界面有“熔池”的存在 AZ31 A11060 界面附近 界面附近 三 AZ31 Al1060 s 图11复合铸锭界面结构示意图.(a)初始态：(b)终态 Fig.11 Schematic diagram of the interfacial layer of the ingot:(a)initial state:(b)final state 铝元素含量逐渐降低，此时“熔池”中液相成分接近 共晶成分点并发生共晶转变L→αMg+BMg1 Al2,形成片层状的Mg+BMg1,Al2共晶组织.当 扩散来的A!原子消化殆尽后，后续的凝固组织即为 Mg 原始的AZ31合金组织，在共晶组织和AZ31合金原 始组织的结合处，由于发生离异共晶的作用，AZ31 镁合金界面处贫AI而形成很薄的αMg固溶体层. 六州 整个“熔池”微区的成分变化和组织演变过程与 A Mg-Al二元合金平衡相图的富镁侧部分一致，如图 300m 13所示.说明AZ31基体界面附近扩散溶解层形成 图12AZ31镁合金界面处组织扫描图及Mg、A!元素线扫描曲线 是微区“熔池”重结晶的过程.然而在1060铝板附 Fig.12 SEM image and line-scanning patter of Mg and Al elements 近界面，由于没有形成微区“熔池”效应，而是通过 near A731 magnesium alloy Al、Mg元素的固态互扩散，形成稳定的AIMg化合物 当AZ31合金浇注到预制铝盒后，由于金属模 扩散层，说明1060铝板界面附近扩散溶解层的形成 具强烈的散热作用，形成了由铸锭中心向边缘较大 是扩散型固态相变的过程. 的温度梯度，因此凝固过程由边缘向中心逐渐进行， 由此可见，包铝镁锭复合界面的形成主要是镁 并形成复杂的复合界面结构.首先是界面附近微 与铝的界面反应和相互扩散的结果，复合界面的治 “熔池”的凝固，因Mg原子的液态扩散和急冷作用， 金结合是通过接触面上金属的熔化和扩散过程实现 在与富A!原子的1060铝板接触界面先发生凝固， 的，并在凝固过程中形成了复杂的界面结构.界面 形成含铝量较高的BMg1,A山2化合物层，并因成分 的这种治金结合无疑较机械压制及退火扩散结合的 过冷其凝固前沿呈树枝状生长.随着凝固过程的进 效果好，虽然产生了一定数量脆硬的金属间化合物 行，凝固前沿逐渐远离“熔池”接触界面“熔池”中 相，不利于轧制加工，但却有利于轧制后双金属界面北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 程，对应于组元 A 和组元 B 扩散溶解层的形成． 扩 散溶解层是具有普遍意义的物理现象，形成扩散溶 解层的驱动力是两组元间的化学势差． 实验结果表明，本实验用熔融镁合金液浇注于 预制铝盒制备的包铝镁锭，具有多重复杂的复合界 面结构． 图 11 为复合铸锭界面结构示意图，描绘了 AZ31 合金在 1060 铝板盒内的凝固初始和凝固终止 的界面结构变化，其原因是 Mg 原子与 Al 原子在高 温进行多种形式互扩散的结果． AZ31 芯材镁合金 的浇注温度为 680 ℃，高于 1060 铝板的熔点，熔融 镁液与铝板接触时，将使铝板在一定深度区域发生 瞬间熔化，在界面附近形成富 Mg 和富 Al 两种元素 的“熔池”，具有巨大的互扩散浓度差． 由于模具强 烈的散热作用，迫使微区“熔池”迅速凝固，Mg、Al 元素的液相扩散无法充分完成，因此在界面附近形 成了较大的 Mg、Al 元素的浓度梯度，如图 12 所示， 并在凝固和冷却过程中通过固相扩散进行溶质再分 配． 图 7 所示的界面显微组织中出现较厚的 β-Mg17 Al12化合物层并朝向镁合金熔体呈树枝状生长，说 明在凝固开始的瞬间有足够的 Al 原子，这只有当界 面存在熔化的 1060 纯铝时才能通过短暂的液态扩 散实现． 此外，在部分浇注的包铝镁锭中发现因铝 盒与模具接触不严而局部熔穿的现象，也可证实 1060 铝板界面有“熔池”的存在． 图 11 复合铸锭界面结构示意图 . ( a) 初始态; ( b) 终态 Fig． 11 Schematic diagram of the interfacial layer of the ingot: ( a) initial state; ( b) final state 图12 AZ31 镁合金界面处组织扫描图及 Mg、Al 元素线扫描曲线 Fig． 12 SEM image and line-scanning pattern of Mg and Al elements near AZ31 magnesium alloy 当 AZ31 合金浇注到预制铝盒后，由于金属模 具强烈的散热作用，形成了由铸锭中心向边缘较大 的温度梯度，因此凝固过程由边缘向中心逐渐进行， 并形成复杂的复合界面结构． 首先是界面附近微 “熔池”的凝固，因 Mg 原子的液态扩散和急冷作用， 在与富 Al 原子的 1060 铝板接触界面先发生凝固， 形成含铝量较高的 β-Mg17 Al12 化合物层，并因成分 过冷其凝固前沿呈树枝状生长． 随着凝固过程的进 行，凝固前沿逐渐远离“熔池”接触界面，“熔池”中 铝元素含量逐渐降低，此时“熔池”中液相成分接近 共晶成分点并发生共晶转变 L → α-Mg + β-Mg17 Al12，形成片层状的 α-Mg + β-Mg17Al12共晶组织． 当 扩散来的 Al 原子消化殆尽后，后续的凝固组织即为 原始的 AZ31 合金组织，在共晶组织和 AZ31 合金原 始组织的结合处，由于发生离异共晶的作用，AZ31 镁合金界面处贫 Al 而形成很薄的 α-Mg 固溶体层． 整个“熔池”微区的成分变化和组织演变过程与 Mg--Al 二元合金平衡相图的富镁侧部分一致，如图 13 所示． 说明 AZ31 基体界面附近扩散溶解层形成 是微区“熔池”重结晶的过程． 然而在 1060 铝板附 近界面，由于没有形成微区“熔池”效应，而是通过 Al、Mg 元素的固态互扩散，形成稳定的 AlMg 化合物 扩散层，说明 1060 铝板界面附近扩散溶解层的形成 是扩散型固态相变的过程． 由此可见，包铝镁锭复合界面的形成主要是镁 与铝的界面反应和相互扩散的结果，复合界面的冶 金结合是通过接触面上金属的熔化和扩散过程实现 的，并在凝固过程中形成了复杂的界面结构． 界面 的这种冶金结合无疑较机械压制及退火扩散结合的 效果好，虽然产生了一定数量脆硬的金属间化合物 相，不利于轧制加工，但却有利于轧制后双金属界面 ·1052·