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作者：張毅

     研究表明，獲得組織良好的半固態(tài)漿料的關(guān)鍵是在金屬液凝固初始階段，促使金屬液內(nèi)部形成大量晶核，并控制金屬液的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)以抑制初生晶核以枝晶方式生長(zhǎng)。近年來，研究者提出了許多半固態(tài)制漿工藝，如  SSR、NRC、SEED、CRP、ACST、SLC等，這些工藝主要通過控制金屬液的冷卻速度以及晶粒的形核長(zhǎng)大過程來獲得半固態(tài)漿料。

  內(nèi)冷式攪拌法是BIROL Y提出的半固態(tài)制漿工藝。內(nèi)冷攪拌法制漿過程中，通過自母液澆注出的內(nèi)冷塊與母液間的熱傳遞實(shí)現(xiàn)對(duì)金屬液的快速冷卻，而不是像其他制漿工藝過程中通過外部容器或冷卻系統(tǒng)實(shí)現(xiàn)對(duì)金屬液快速冷卻。內(nèi)冷式攪拌法制備半固態(tài)漿料過程不需要復(fù)雜的冷卻系統(tǒng)和對(duì)金屬液溫度的嚴(yán)格控制，通過不同的內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比，就可以獲得具有不同固相率的半固態(tài)漿料，制漿過程簡(jiǎn)單，能夠快速制備出組織良好的半固態(tài)漿。本課題以A319鋁合金為材料，采用自制的內(nèi)冷式半固態(tài)制漿設(shè)備，研究?jī)?nèi)冷式攪拌法制備半固態(tài)漿料過程中工藝參數(shù)對(duì)漿料顯微組織的影響規(guī)律及機(jī)理。

1  試驗(yàn)過程

1.1試驗(yàn)材料及設(shè)備

試驗(yàn)所用A319鋁合金為商用鋁合金錠，采用牛津直讀光譜儀測(cè)得其主要化學(xué)成分見表1。

  A319鋁合金的液固兩相共存溫度區(qū)間為605～557 ℃。內(nèi)冷式攪拌制備A319半固態(tài)漿料在自制的半固態(tài)制漿機(jī)上進(jìn)行，其結(jié)構(gòu)見圖1。

1.2試驗(yàn)方法

  將A319鋁合金放置在石墨粘土坩堝內(nèi)，在SG2-5-12型坩堝電阻爐中熔煉，待合金熔化，溫度達(dá)到720℃后精煉除氣，靜置20 min后扒渣。將制漿機(jī)的攪拌棒固定到內(nèi)冷塊模具中間，取一定質(zhì)量的鋁合金液在內(nèi)冷塊模具中澆注出內(nèi)冷塊，冷卻至室溫待用。攪拌棒直徑為8 mm，在制漿過程中不會(huì)對(duì)鋁合金液產(chǎn)生額外的攪拌作用。調(diào)整鋁合金液溫度，當(dāng)鋁合金液降到液相線以上10～30℃后保溫10 min，使其溫度和成分均勻化。自電阻爐中取出坩堝并放置在厚度為35 mm的保溫棉套內(nèi)，打開攪拌電機(jī)并將內(nèi)冷塊插入鋁合金液內(nèi)開始制漿，制漿過程見圖2。待內(nèi)冷塊完全熔化后，孕育5 s使熔體溫度穩(wěn)定后，用內(nèi)徑為20 mm、高為30 mm、壁厚為3 mm的不銹鋼取樣杯取出一定量的半固態(tài)漿料立即淬入水中，以獲得半固態(tài)漿料的組織形貌。試驗(yàn)過程中采用直徑為3 mm的K型熱電偶測(cè)量鋁合金液溫度。通過改變內(nèi)冷式攪拌制漿過程中鋁合金液溫度、內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比、攪拌速度等工藝．參數(shù)，獲得不同條件下半固態(tài)漿料的顯微組織。試驗(yàn)工藝參數(shù)見表2。

1.3顯微組織分析

  在距試樣底部8 mm的位置切割試樣，經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)為0. 5%的HF水溶液腐蝕。在XJZ-6A型光學(xué)顯微鏡上觀察試樣顯微組織。通過顯微組織中初生a-Al相的平均晶粒尺寸和形狀因子來評(píng)價(jià)半固態(tài)漿料的質(zhì)量。平均晶粒尺寸D和晶粒形狀因子F分別采用公式D=2(A／π)1／ 2和F=4-πA/P2計(jì)算式中，A為單個(gè)初生a-Al晶粒的面積；P為單個(gè)初生a-Al晶粒的周長(zhǎng)。

  用Imag pro plus 6.0軟件測(cè)量晶粒的面積和周長(zhǎng)，然后將面積和周長(zhǎng)數(shù)據(jù)導(dǎo)入Excel中計(jì)算平均晶粒尺寸和形狀因子。本次研究中，平均晶粒尺寸和形狀因子為5張顯微組織的平均測(cè)量值。形狀因子越接近于1，說明晶粒的形狀越圓整，球化程度越高。

2  結(jié)果分析與討論

2.1  A319鋁合金的鑄態(tài)組織

  A319鋁合金為Al-Si-Cu三元合金。在凝固過程中會(huì)首先形成初生a-Al相，然后形成a-Al-Si二元共晶，最后形成a-Al-Si-Al2Cu三元共晶。圖3為在A319鋁合金在720℃澆注到室溫下的金屬型中的顯微組織。由圖3可以看出，A319鋁合金鑄態(tài)下的顯微組織中，初生相主要由粗大的樹枝晶組成，枝晶間分布著二元及三元共晶相。

2.2  內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比對(duì)漿料顯微組織的影響

  圖4為625℃、攪拌速度為800 r/min時(shí)，不同內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比條件下制備的半固態(tài)漿料的顯微組織。內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為3%試樣的顯微組織見圖4a，可見初生a-Al相主要由薔薇晶和細(xì)小的樹枝晶組成。圖4b是內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%時(shí)A319半固態(tài)漿料的顯微組織，可見初生a-Al相呈細(xì)小球狀和薔薇狀，平均晶粒尺寸為69μm ，形狀因子為0. 65。當(dāng)內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為7%時(shí)，初生d—Al相變得較為粗大，并且部分晶粒出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸為102.4μm，晶粒圓整度有所下降，形狀因子為0. 58，見圖4c。

  內(nèi)冷塊插入鋁合金液之后，由于其與鋁合金液間的溫度差，內(nèi)冷塊周圍的鋁合金液迅速冷卻，被激冷的鋁合金液以高的過冷度進(jìn)行形核長(zhǎng)大。內(nèi)冷塊與鋁合金液接觸的部位被加熱，低熔點(diǎn)的共晶相首先熔化，熔點(diǎn)較高的初生a-Al晶粒失去共晶相的支撐，在離心力作用下向鋁合金液內(nèi)部運(yùn)動(dòng)。這些晶粒在向鋁合金液內(nèi)部運(yùn)動(dòng)過程中，有一部分發(fā)生重熔，還有一部分與鋁合金液內(nèi)部形核長(zhǎng)大的晶粒發(fā)生碰撞，枝晶斷裂成為鋁合金液的形核核心。同時(shí)，鋁合金液的強(qiáng)烈對(duì)流使得過熱的鋁合金液不斷被冷卻，在鋁合金液內(nèi)部產(chǎn)生許多具有一定溫度梯度和濃度梯度的微區(qū)，使整個(gè)鋁合金液具有很高的形核率。隨著攪拌過程進(jìn)行，鋁合金液內(nèi)部溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)逐漸均勻化。內(nèi)冷塊完全熔化后，就制備出具有一定固相率的半固態(tài)漿料。鋁合金液溫度一定時(shí)，不同質(zhì)量的內(nèi)冷塊促使鋁合金液的冷卻能力不同，制漿過程中鋁合金液的冷卻速度也不相同。內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為3%時(shí)，內(nèi)冷塊對(duì)鋁合金液的冷卻和攪拌作用較小，不能促使鋁合金液內(nèi)部大量形核。試驗(yàn)過程中的溫度監(jiān)測(cè)結(jié)果顯示，內(nèi)冷塊完全熔化后，鋁合金液的溫度為607℃，仍處于液相線以上，制漿過程形成的初生相晶核部分重熔。制漿結(jié)束后只有部分初生相繼續(xù)長(zhǎng)大為球狀晶或薔薇晶。內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%時(shí)，制漿結(jié)束后鋁合金液的溫度為597℃左右，可以獲得質(zhì)量較好的半固態(tài)漿料。內(nèi)冷塊與鋁合金液的質(zhì)量比提高到7%后，內(nèi)冷塊對(duì)鋁合金液的冷卻能力增大，可以使鋁合金液溫度降的更低，從而使得初生相長(zhǎng)大為薔薇晶或聚集長(zhǎng)大。

2.3  制漿溫度對(duì)A319鋁合金半固態(tài)漿料組織的影響

  圖5為內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%，攪拌速度為800 r/min時(shí)，不同制漿溫度下所制備漿料的顯微組織�？梢钥闯�，當(dāng)溫度為615℃時(shí)，合金中初生a-Al相主要呈近球狀和薔薇狀，平均晶粒尺寸為74μm ，形狀因子為0. 63。制漿溫度為625℃時(shí)，其顯微組織和制漿溫度為615℃時(shí)獲得漿料的顯微組織相似，但初生相晶粒更加細(xì)小、圓整，平均晶粒尺寸和形狀因子分別為69 μm和0.65。當(dāng)制漿溫度提高到635 ℃時(shí)，初生a-Al相主要呈薔薇狀和柱狀，有少量呈球狀，平均晶粒尺寸為101μm，形狀因子為0.59�？梢钥闯�，內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%時(shí)，在液相線以上10～20 ℃開始制漿，可以獲得質(zhì)量較好的半固態(tài)漿料，制漿溫度過高，漿料質(zhì)量有所下降。

  當(dāng)制漿溫度較高時(shí)，內(nèi)冷塊周圍形核長(zhǎng)大的晶粒分散到鋁合金液其他部位后被重新加熱至液相。同時(shí)，鋁合金液溫度不能迅速降低到液相線以下，鋁合金液內(nèi)部形核速率降低。隨著內(nèi)冷塊的熔化，其對(duì)鋁合金液的攪拌作用降低，部分晶粒出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大現(xiàn)象。在制漿溫度為625℃時(shí)，制漿結(jié)束后漿體的溫度低于液相線約8℃，初生相沒有足夠的動(dòng)力進(jìn)一步長(zhǎng)大。當(dāng)制漿溫度降至615℃后，制漿結(jié)束后鋁合金液溫度較低，增加晶粒形核長(zhǎng)大的過冷度，有利于初生相的長(zhǎng)大。

2.4攪拌速度對(duì)A319半固態(tài)漿料顯微組織的影響

  圖6為625 ℃、內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%時(shí)，不同攪拌速度下A319半固態(tài)漿料的顯微組織�？梢钥闯�，當(dāng)攪拌速度為600 r/min時(shí)，漿料的組織中初生a-Al相主要由粗大的薔薇狀晶粒和少量的球狀晶組成，平均晶粒尺寸為91μm ，形狀因子為0.54。當(dāng)攪拌速度增加到1 100 r／min時(shí)，初生a-Al相主要由細(xì)小圓整的球狀晶組成，平均晶粒尺寸和形狀因子分別達(dá)到了59.7μm和0.74。與攪拌速度為800 r／min時(shí)的半固態(tài)組織相比，初生相更加圓整，晶粒更加細(xì)小均勻。

  有研究指出，當(dāng)內(nèi)冷塊以O(shè)轉(zhuǎn)速或很低的轉(zhuǎn)速插入鋁合金液時(shí)，內(nèi)冷塊周圍的鋁合金液會(huì)形成凝固殼層。內(nèi)冷塊和凝固殼層的熔化速度取決于鋁合金液的對(duì)流強(qiáng)度。增加內(nèi)冷攪拌速度，內(nèi)冷塊和鋁合金液的傳熱速率提高，冷卻速度加快，內(nèi)冷塊周圍鋁合金液的形核速率快速增加。此外，提高攪拌速度增加了內(nèi)冷塊對(duì)鋁合金液的攪拌作用，使鋁合金液內(nèi)部的溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)處于快速變化之中，抑制了晶核以樹枝晶方式長(zhǎng)大。在離心力作用下，內(nèi)冷塊中由于共晶相熔化而失去支撐的初生a-Al晶粒能更加均勻地分布到熔體之中。對(duì)比圖6a～圖6c可以看出，隨著內(nèi)冷攪拌速度由600 r／min提高到1 100 r／min，初生a-Al相變得更加圓整細(xì)小。

3  結(jié)  論

  (1)在內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%、制漿溫度為625℃、攪拌速度為1 100 r/min條件下，可以制備出初生a-Al相細(xì)小圓整的A319鋁合金半固態(tài)漿料，其平均晶粒尺寸和形狀因子分別達(dá)到了59.7μm和0. 74。

  (2)內(nèi)冷攪拌速度對(duì)半固態(tài)漿料初生相的形貌有較大的影響，提高內(nèi)冷攪拌速度，不僅可以提高初生相圓整度，還具有晶粒細(xì)化效應(yīng)。

(3)內(nèi)冷式攪拌法制備A319鋁合金半固態(tài)漿料過程中，內(nèi)冷塊對(duì)鋁合金液的冷卻、攪拌作用引起鋁合金液內(nèi)部的大量形核以及內(nèi)冷塊自身的熔蝕是半固態(tài)漿料晶核的主要來源。

4摘  要采用內(nèi)冷式攪拌法制備了A319鋁合金半固態(tài)漿料，研究了內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比、鋁合金液溫度、攪拌速度等工藝參數(shù)對(duì)半固態(tài)漿料顯微組織的影響，分析了內(nèi)冷式攪拌過程中半固態(tài)漿料的形成機(jī)理。結(jié)果表明，在內(nèi)冷塊與鋁合金液質(zhì)量比為5%、鋁合金液溫度為625℃、攪拌速度為1 100 r／min時(shí)，可以制備出組織良好的半固態(tài)漿料，其中初生a-Al相平均晶粒尺寸和形狀因子分別達(dá)到了59.7μm 和0.74。提高內(nèi)冷攪拌速度不僅能提高初生a~Al相的圓整度，還具有晶粒細(xì)化效應(yīng)。