0 引言

鎂合金具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、比剛度高、機(jī)械加工性 能優(yōu)良、易回收等優(yōu)點(diǎn)，在實(shí)現(xiàn)輕量化、節(jié)能減排等方面有 顯著的作用，其應(yīng)用前景很可觀，被譽(yù)為 21 世紀(jì)綠色環(huán)保 的結(jié)構(gòu)和功能材料。但與鋁合金相比，其強(qiáng)度、蠕變等力 學(xué)性能還有不足。目前，改善鎂合金力學(xué)性能的方法一般 是通過開發(fā)新型合金或者改變加工工藝。其中，半固態(tài)壓鑄 成形技術(shù)作為一種新型的加工技術(shù)，集全固態(tài)和全液態(tài)成形 的特點(diǎn)于一身; 具有金屬液以層流方式平穩(wěn)地充型、鑄件卷 氣少、材料損耗少、凝固收縮小、成品質(zhì)量高、節(jié)約能源等一 系列優(yōu)點(diǎn); 且較低的成形溫度可延長(zhǎng)模具的使用壽命，能有 效地改善鎂合金加工過程中的氧化燒損等澆鑄缺點(diǎn)。近 年來，半固態(tài)等溫?zé)崽幚矸ㄖ苽滏V合金半固態(tài)坯料因設(shè)備簡(jiǎn) 單、工藝簡(jiǎn)化而引起了國(guó)內(nèi)外學(xué)者廣泛的關(guān)注。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)合金的制備原材料是純度不小于 99. 9% 的 Mg、Zn 及 Cu 錠和 Mg-5% Mn( 質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 中間合金。實(shí)驗(yàn)合金采用上海博迅智能一體式箱式電爐SX2-2.5-10Z熔煉，KSW-3 恒溫控制箱控制爐溫， 用 ＲJ-2 覆蓋熔劑和 Ar 氣氛保護(hù)熔體，待 Mg 錠熔化后，于 680 ℃加入已預(yù)熱的 Zn 及 Cu 錠，700 ℃時(shí)加入 Mg-5% Mn 中 間合金，730 ℃ 時(shí)進(jìn)行精煉，靜置 15 ～ 20 min，待爐溫降至 710 ℃時(shí)，將熔體澆注于( 200±5) ℃的金屬模具內(nèi)成形。 半固態(tài)重熔實(shí)驗(yàn)于箱式電阻爐( 溫度誤差±2 ℃ ) 中進(jìn) 行，將合金試樣切制成 Φ15 mm×10 mm 的圓柱形坯料，分別 進(jìn)行重熔，避免試樣被氧化，在其表面撒一層薄 ＲJ-2 覆蓋熔 劑進(jìn)行保護(hù)，重熔特定時(shí)間后迅速水淬。試樣經(jīng)打磨侵蝕后 進(jìn)行微觀形貌特征觀察。用 MeF-3 型金相顯微鏡和 JSM6700F 型掃描電鏡( SEM) 進(jìn)行半固態(tài)組織形貌的觀察。用 X 射線 衍 射 儀 ( D/max-2400 ) 進(jìn)行合金的物相分 析: Cu 靶， 40 kV的電壓，150 mA 的電流，掃描步長(zhǎng)為 0. 02°。用 ImagePro Plus 軟件分析其固相率( S) 、形狀因子( F) 和顆粒平均尺 寸( D) 。

2 結(jié)果與分析

圖 1 和圖 2 分別為鑄態(tài) Mg-6Zn-1Cu-0. 3Mn 合金的顯微 組織形貌和 XＲD 譜。由圖 1a 可看出，Mg-6Zn-1Cu-0. 3Mn 合 金組織由白色的等軸 α-Mg 基體和沿晶界分布的黑色共晶組 成。其中，α-Mg 基體呈“雪花”狀和“薔薇”狀，共晶組織呈孤 點(diǎn)狀( 圖 1b 紅圈 A 所示) 和粗大樹枝狀( 圖 1b 紅圈 B 所 示) 。由 圖 1 結(jié) 合 圖 2 可 得，共 晶 組 織 由 ( α-Mg + CuZn2 + CuMgZn+CuMnZn) 組成。在共晶組織中，因溶質(zhì)原子 Zn 含 量較高，其形成的化合物富集于枝晶邊界處，呈樹枝狀分 布; 彌散的孤立點(diǎn)狀相是 Mn 顆粒及其化合物( CuMnZn) 。 在非平衡凝固過程中，當(dāng)溫度降至液相線溫度時(shí)會(huì)析出 α-Mg 基體，當(dāng)溫度繼續(xù)降至共晶溫度點(diǎn)時(shí)，共晶組織( α-Mg+CuZn2 +CuMgZn+CuMnZn) 沿 α-Mg 基體邊界析出，同時(shí)剩余 的溶質(zhì)原子富集在枝晶根部。

保溫時(shí)間不變，隨保溫溫度的升高，半固態(tài) 組織的固相率一直呈下降趨勢(shì)，顆粒平均尺寸和形狀因子都 呈先降低后增加的趨勢(shì)。這符合 Ostwald 熟化機(jī)制，在過 飽和固溶體析出的后期，為了降低體系界面能，較小顆粒消 失，而較大顆粒長(zhǎng)大，相鄰晶粒合并，因而平均尺寸增大。對(duì)于半固態(tài)合金的形狀因子先減小后增大的規(guī)律，張 少輝和馮凱等研究認(rèn)為是由于保溫前期枝晶臂的熔斷 和消失使得形狀因子減小; 在保溫后期，初生顆粒邊沿出現(xiàn) 了“毛刺”狀組織，且顆粒合并長(zhǎng)大，這共同影響了其形狀因 子，使得形狀因子變大。在特定保溫時(shí)間下，隨著保溫溫度的升高，枝晶熔斷消 失，無規(guī)則塊狀組織逐漸演變?yōu)榍驙詈徒驙铑w粒。對(duì)于半 固態(tài)組織的這種變化規(guī)律，李元東等研究發(fā)現(xiàn)，隨著保溫 溫度的升高，顆粒的晶內(nèi)成分會(huì)均化，固溶度提高; 其次，不 同枝晶的曲率不同，致使枝晶周圍溶質(zhì)濃度存在差別，半徑 小的枝晶周圍溶質(zhì)濃度較低，導(dǎo)致枝晶間存在溶質(zhì)濃度梯 度。這滿足溶質(zhì)原子的擴(kuò)散理論，故半徑相異的兩枝晶間( 一次枝晶與二次枝晶間) 會(huì)形成一個(gè)擴(kuò)散偶，不同濃度的溶 質(zhì)原子在化學(xué)勢(shì)作用下從粗大枝晶處向細(xì)小枝晶處擴(kuò)散，造 成細(xì)枝熔化或從根部熔斷; 在凝固過程中，由于共晶組織的 成分不同，溶質(zhì)濃度高的區(qū)域熔點(diǎn)低，低熔點(diǎn)相后凝固而存 在晶粒之間，重熔時(shí)這些組織優(yōu)先熔化。

3 結(jié)論

( 1) Mg-6Zn-1Cu-0. 3Mn 合金的鑄態(tài)組織由白色 α-Mg 基 體和黑色( α-Mg+CuZn2 +CuMgZn+CuMnZn) 共晶組織組成，其 中，呈孤點(diǎn)狀和樹枝狀的共晶組織分布在晶界處; Mg-6Zn1Cu-0. 3Mn 合金的半固態(tài)組織主要由初生 α1-Mg 大顆粒、次 生 α2-Mg 小顆粒和共晶液相構(gòu)成。
( 2) Mg-6Zn-1Cu-0. 3Mn 合金經(jīng) 585 ℃ ×30 min 的半固態(tài) 等溫?zé)崽幚恚色@得細(xì)小、均勻分布且呈球狀的理想半固態(tài) 顆粒，其顆粒平均尺寸、形狀因子、固相率分別為 29. 91 μm、 1. 09 和 47. 55% 。在不同溫度保溫 30 min 或在 585 ℃ 保溫 不同時(shí)間的過程中，隨著溫度升高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金 的半固態(tài)顆粒平均尺寸、形狀因子均先減小后增大，組織的 固相率明顯下降。
( 3) 在半固態(tài)等溫?zé)崽幚磉^程中，晶界和亞晶界共同提 供了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散通道和液相相互滲透的路徑; 晶粒內(nèi)部 的溶質(zhì)原子 Zn、Cu 和 Mn 富集區(qū)和枝晶壁搭接處形成了高溶 質(zhì)濃度的小“液池”。
( 4) 在重熔-結(jié)晶的球化演變過程中，Mg-6Zn-1Cu-0. 3Mn 合金的枝晶臂熔斷消失，水淬后形成次生 α2-Mg 固溶體和共 晶液相; 其圓整光滑的初生半固態(tài)顆粒由枝晶組織轉(zhuǎn)變而 來; 保溫時(shí)間為 30 min 不變，溫度由 575 ℃升高到 585 ℃時(shí)， 其顆粒形狀因子由 1. 54 降至 1. 09，半固態(tài)組織加速了球化 演變; 在 585 ℃保溫 40 min 和 50 min 時(shí)，顆粒平均尺寸分別 為 41. 24 μm 和 42. 38 μm，顆粒間發(fā)生了合并長(zhǎng)大和熟化現(xiàn) 象，其粗化符合 Ostwald 熟化機(jī)制。