Mg-3Sn-1Mn合金連續流變成形組織形成機理

趙占勇, 管仁國, 黃紅乾, 曹富榮, 戴春光

(東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

Mg-3Sn-1Mn合金連續流變成形組織形成機理

趙占勇, 管仁國, 黃紅乾, 曹富榮, 戴春光

(東北大學 材料與冶金學院，沈陽 110004)

利用連續流變成形實驗機制備斷面為5 mm×50 mm的Mg-3Sn-1Mn鎂合金型材，研究輥靴型腔中的合金組織及其形成機理。結果表明：合金熔體首先在軋輥和靴子表面異質形核。當軋輥表面比較粗糙時，合金在軋輥表面異質形核能力較強，利于枝晶的形成；在軋輥剪切/冷卻作用下，枝晶發生破碎形成自由晶，枝晶破碎主要由枝晶臂剪切斷裂機制和枝晶臂熔斷機制引起；自由晶在生長過程中，由于合金熔體內部的層流剪切作用，自由晶進一步被破碎，晶粒周圍溶質分布趨于均勻，其散熱擇優方向也不明顯，沿各個方向生長機會均等，晶粒以球狀晶或等軸晶形式長大。

鎂合金；連續流變成形；半固態；組織；機理

鎂合金具有比強度、比剛度高，阻尼減震性、切削加工性、導熱性、鑄造性能和電磁屏蔽能力強等優點[1?3]，在汽車、航空、3C、軍工等領域應用量每年呈上升趨勢，加之其資源豐富，鎂合金材料市場前景廣闊。由于鎂合金屬HCP結構，滑移系少，加工變形相對鋁合金困難，加之其易于氧化，給加工帶來難度，這成為限制其廣泛應用的主要瓶頸之一[4?5]。

由于半固態成形技術比固態塑性成形技術具有易于成形的優點，并且半固態成形技術在獲得細晶組織、提高合金力學性能等方面具有優勢，所以，半固態成形技術受到國內外高度重視[6?8]。半固態成形技術主要包括觸變成形與流變成形兩條路線。目前觸變成形技術相對流變成形技術應用較廣，但是觸變成形技術包括半固態坯料的制備、坯料二次加熱和觸變成形3個環節，成形過程相對流變成形復雜。開發高效、節能的流變成形技術是目前材料成形領域高度重視的前沿技術。美國康乃爾大學提出了流變射鑄技術(Rheomolding process by a single screw，簡稱 RPSS)[9]，實現了漿料制備和流變成形的一體化，但該技術結構復雜，未能獲得大范圍推廣；英國Brunel大學提出了雙螺旋機械攪拌式(Rheomolding process by two screws，簡稱 RPTS)流變射鑄工藝[10]，并且制備了優良的半固態鎂合金漿料。國內華中科技大學和北京有色金屬研究總院對該技術進行了開發，將雙螺旋機械攪拌技術與擠壓技術相結合，成功制備了AZ91鎂合金試件，但該技術仍處在設備完善階段[11]；美國麻省理工學院(MIT)提出了流變鑄造技術(Semi-solid rheocast process，簡稱SSRTM)[12]，該技術采用機械攪拌的方法制備半固態漿料，成本低，但是熔體容易受到污染；日本大阪工業大學將傾斜板制漿技術與軋制技術相結合，成功制備了鋁合金薄帶材[13?14]。國內北京科技大學對鋼鐵材料的半固態流變軋制技術進行了研究，獲得了具有重要指導價值的研究成果[15]。綜上所述，對流變成形技術的研究已經獲得了大量成果，這些技術各具特色，推動了流變成形技術的發展和應用，但是工業化應用推廣仍遇到許多技術困難，因此，開發低成本、高效節能的連續流變成形技術對于推動半固態成形技術的應用具有重要意義。

東北大學在連續鑄擠基礎上提出了鎂合金連續流變成形技術[16]，設計制造了連續流變成形實驗機，實現了鎂合金的連續流變成形。本文作者采用連續流變成形實驗機進行Mg-3Sn-1Mn合金型材的制備實驗，研究輥靴型腔中合金組織形成機理，為該技術的開發與應用提供指導。

1 實驗

采用自行設計的連續流變成形實驗機，其基本原理如圖1所示。熔化后的合金熔體經中間包澆到由轉動的上軋輥和靜止的冷卻靴構成的型腔內。在上軋輥和冷卻靴的冷卻作用下，合金熔體逐漸凝固。凝固的熔體在上軋輥界面摩擦作用下，連續填充到型腔內并向型腔出口運動，熔體在向型腔出口運動過程中也受到冷卻靴的摩擦阻力作用，因此熔體內部產生了流速差和切應力，使枝晶組織不斷被剪切破碎，成為玫瑰晶或球形晶，形成優良的半固態金屬漿料。在型腔出口位置上下軋輥對半固態漿料進行軋制成形，實現了漿料制備與流變成形的一體化和連續化。

圖1 連續流變成形原理示意圖Fig.1 Schematic diagram of rheo-extrusion forming

實驗所用材料為自行配置的Mg-3Sn-1Mn合金，其主要成分(質量分數)為：Sn 3%，Mn 1%，Ca 0.5%，Si 0.1%，Cu 0.05%，Ni 0.01%，Fe 0.01%，Mg余量。合金由純度為99.99%的錫錠、99.99%的鎂錠、鈣塊和錳劑等配置而成。使用自制功率為3 kW的電阻爐對鎂合金進行熔煉。電阻爐升溫到400～500 ℃時通入氬氣，其壓力為1.515 MPa，流量為5 L/min，將爐內空氣排空后，加入鎂錠，待其熔化后繼續升溫至700～730℃進行保溫，將預熱干燥后的錫塊、鈣塊和錳劑用鋁箔包好后加入熔體中，升溫至750 ℃后保溫20 min，隨后用六氯乙烷除氣扒渣，以保證合金熔體的純凈度。最后進行澆注，其實驗工藝參數為：澆注溫度690～750℃，軋輥轉速0.052～0.087 m/s，冷卻水流量15 L/min。

為了研究輥靴表面與合金熔體之間的潤濕性對合金凝固過程的影響，將同一溫度的合金液分別滴在粗糙度不同的軋輥表面，觀察其快速凝固后的組織，分析軋輥表面粗糙度對合金熔體形核的影響。晶粒度的測定參照GB/T4296—2004標準，采用截距法測量晶粒平均直徑：

式中：d為晶粒平均直徑；LT為測量線總長度；N為測量線穿過的晶粒個數；n為放大倍數。分析不同澆注溫度及不同軋輥轉速對制品組織的影響。

為了觀察合金組織在輥靴型腔中的演化過程，使設備在運轉過程中突然停機并通水強冷卻，使型腔中的合金組織保留下來，取出輥靴型腔中殘留的合金，對型腔中不同部位的合金進行取樣，取樣位置如圖2中1、2、3、4、5所示。試樣經機械拋光后進行化學腐蝕，腐蝕液配比為：15 mL HCl+56 mL C2H5OH+47 mL H2O，隨后使用 OLYMPUS金相顯微鏡觀察其組織。

圖2 輥靴型腔中的取樣位置Fig.2 Specimen positions in roll-shoe gap

2 結果與分析

2.1 合金熔體的形核與凝固過程

當合金熔體溫度為715 ℃時，分別將其滴在粗糙度不同的軋輥表面，如圖3(a)和(b)所示。合金的快速凝固組織如圖4所示。根據晶粒平均直徑的表達式(1)計算得到，光滑軋輥表面凝固組織的晶粒平均直徑為90 μm，粗糙軋輥表面凝固組織的晶粒平均直徑為66 μm。對比圖4(a)和(b)可發現，合金在粗糙軋輥表面(見圖3(a))的凝固組織比在光滑軋輥表面的凝固組織細小，球形晶所占比例高，形核率較大?？梢?，合金在粗糙軋輥表面的形核能力比在光滑軋輥表面的形核能力強，利于形成枝晶。

根據形核原理，熔體形核的主要阻力是晶核的表面能。采用連續流變成形技術制備Mg-3Sn-1Mn合金型材時，合金熔體首先在軋輥與靴子表面異質形核，使得表面能降低。異質形核形核功為

式中：?G為異質形核形核功；θ為潤濕角；?G0為均勻形核形核功。

由式(2)可知：當θ＝0°時，表示完全潤濕，?G＝0，不需要形核功就可以形核；當 θ＝180°時，?G＝?G0，形核功最大；一般情況下，θ介于 0°與 180°之間，由式(2)可知，?G是θ在區間(0°，180°)上的單調增函數，θ越小，?G越小，越容易形核。因此，輥靴表面與合金之間的潤濕性能對凝固過程影響較大。當軋輥表面比較光滑時，合金與軋輥表面的潤濕性相對較差，不利于合金在軋輥表面形核，其形核率較小，平均晶粒直徑相對較大，如圖4(a)所示；當軋輥表面粗糙時，合金與軋輥表面潤濕性較好，利于合金在軋輥表面異質形核，其形核率較高，平均晶粒直徑相對較小，如圖4(b)所示。

圖3 軋輥表面形貌Fig.3 Surface morphologies of roll: (a) Rough roll surface; (b)Smooth roll surface

圖4 鎂合金軋輥表面異質形核組織Fig.4 Heterogeneous nucleation microstructures of magnesium alloy: (a) On smooth roll surface; (b) On rough roll surface

因此，實驗時一定要保持軋輥表面有一定的粗糙度，將軋輥表面清理干凈，特別是避免油污及金屬氧化膜的存在。

2.2 自由晶形成機理

合金熔體進入輥靴型腔后，在轉動軋輥的界面摩擦作用下，熔體內部產生較大的速度差，熔體層流速度從軋輥表面到靴子表面呈線性分布，離上軋輥越近，熔體層流速度越大，離上軋輥越遠，熔體層流速度越小，靠近靴子的熔體層流速度為零[17]。由于合金熔體層流速度不同，流體層之間存在剪切力使枝晶臂發生斷裂(見圖5(c))，即枝晶臂斷裂機制。斷裂的枝晶臂彌散分布在殘余的合金液中，可以自由移動，成為自由晶。

當軋輥轉速為0.087 m/s時，合金在690～750 ℃范圍內進行澆注，圖2中位置2的組織如圖5所示。從圖5可以看出，隨著澆注溫度降低，位置2的枝晶斷裂比較明顯，形成的自由晶較多，如圖5(a)所示；當澆注溫度較高時，合金內枝晶發達，二次枝晶臂細而密集，自由晶數量相對較少，如圖5(b)和(c)所示。

研究人員針對半固態合金黏度提出了許多表達半固態合金中剪切力的數學模型，在高固相率(固相率fs＞0.6)時合金中剪切力可以用下式來表示：

式中；τij為切應力；μ為黏度；U為空間坐標，其偏導數便是速度。

從式(3)可以看出，輥靴型腔中流體層之間的剪切力 τij與合金黏度 μ和流體層之間的速度變化率成正比，增大合金的固相率或流體層之間的速度變化率，可以有效增加流體層之間的剪切力。合金在 690～750℃范圍內進行澆注時，隨著澆注溫度的降低，輥靴型腔中合金熔體的固相率增加，合金受剪切作用增強，枝晶破碎效果明顯，自由晶數量增加，如圖5所示。

當澆注溫度為 690 ℃，軋輥轉速在 0.052～0.087 m/s范圍內，位置2的組織如圖6所示，不同軋輥轉速下位置2的自由晶密度如圖7所示。從圖7可以看出，隨著軋輥轉速增加，自由晶密度減少，主要是由于合金在輥靴型腔中受剪切時間較短，枝晶破碎不充分。隨著軋輥轉速減小，合金在輥靴型腔中受剪切時間增加，枝晶破碎明顯，自由晶數量增多。當澆注溫度為690 ℃、軋輥轉速為0.052 m/s時，此位置的自由晶數量較多，如圖6(a)所示。

圖5 不同澆注溫度下位置2的鎂合金組織Fig.5 Microstructures of magnesium alloy in position 2 at different pouring temperatures: (a) 690 ℃; (b) 715 ℃;(c) 730 ℃

當軋輥轉速為0.052 m/s、澆注溫度為690 ℃時，位置2存在枝晶頸縮組織，如圖8所示。從圖8可以看出，枝晶破碎形成自由晶還與另一種機制有關，即枝晶臂熔斷機制。在上軋輥界面摩擦作用下，輥靴型腔中合金溶質擴散較快，減小了結晶前沿的成分過冷區域，利于枝晶快速生長，枝晶在生長過程中根部溶質難以擴散而產生富集，使該處熔點降低，加上結晶潛熱的作用使枝晶根部發生熔斷，形成游離的新晶粒，如圖8所示。

圖6 軋輥轉速不同時位置2的鎂合金組織Fig.6 Microstructures of magnesium alloy in position 2 at different roll speeds: (a) 0.052 m/s; (b) 0.087 m/s

圖7 不同軋輥轉速下位置2自由晶密度Fig.7 Density of free grains in position 2 at different roll speeds

2.3 自由晶球化機理

圖8 枝晶頸縮組織Fig.8 Microstructure of dendrite necking and breaking

在轉動軋輥的界面摩擦作用下，型腔中熔體內部存在較強的層流剪切力，因此，自由晶在生長過程中，二次枝晶臂從母晶上進一步發生脫落，枝晶發生進一步的破碎，晶粒周圍溶質的分布趨于均勻。同時，晶粒會發生旋轉運動，使其散熱擇優方向不明顯，晶粒沿各個方向生長的機會基本均等，晶粒優先以等軸晶方式生長。根據 SPHENCER等[18]提出的理論，等軸晶經過“磨圓”逐漸趨于球形或橢球形。

當澆注溫度為690 ℃、軋輥轉速為0.052 m/s時，實驗中途停機取出輥靴型腔中的合金，按圖2進行取樣，分析其組織演化過程，如圖9所示。從圖9(a)可以看出，型腔入口位置合金組織以枝晶為主。這主要是由于此位置合金液相率較高，熔體內部剪切力較小且剪切作用時間較短，枝晶破碎不充分。隨著合金在輥靴型腔中下移，其固相率增加，軋輥對半固態漿料的剪切作用加強，使枝晶不斷被破碎磨圓，玫瑰晶和球形晶增多，如圖9(b)所示。型腔中的合金在向型腔出口移動的同時，其組織進一步球化，因此，在型腔出口合金內部以球形晶為主，如圖9(c)所示。

3 結論

1) 合金熔體首先在軋輥和靴子表面異質形核，當軋輥表面比較粗糙時，合金在軋輥表面異質形核能力較強，利于枝晶的形成。

2) 枝晶在軋輥的剪切/冷卻作用下發生破碎，形成自由晶，這種破碎主要是由兩種作用機制引起，即枝晶臂剪切斷裂機制和枝晶臂熔斷機制。

3) 自由晶在生長過程中，由于軋輥對合金熔體的剪切作用，晶粒進一步破碎，晶粒周圍溶質分布比較均勻，同時，晶粒會發生旋轉運動，使其散熱擇優方向不明顯，晶粒沿各個方向生長機會均等，晶粒以球狀晶或等軸晶形式長大。

圖9 鎂合金在輥靴型腔中的組織演化Fig.9 Microstructure evolution of magnesium alloy in rollshoe gap: (a) In position 1; (b) In position 3; (c) In position 5

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Microstructure formation mechanism of Mg-3Sn-1Mn alloy during continuous rheo-forming process

ZHAO Zhan-yong, GUAN Ren-guo, HUANG Hong-qian, CAO Fu-rong, DAI Chun-guang
(School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

Mg-3Sn-1Mn alloy profiles with cross-section size of 5 mm×50 mm were prepared by the continuous rheo-forming process, and the microstructures and formation mechanisms of the alloy in the roll-shoe gap were investigated. The results show that the heterogeneous nucleation of the alloy occurs firstly on the surface of roll-shoe.When the roll surface is rough, the heterogeneous nucleation capability of the alloy is stronger on the roll surface, which is favorable to the formation of dendrites. The dendrites are broken up to form free grains under the action of cooling/shearing of the roll. The dendrite fragmentation is caused by the shearing fracture mechanism of dendritic arms and the blowing-out mechanism of dendritic arms. During the growing process of free grains, because of laminar shearing caused by the roll, the free grains are broken up further, the solute distribution around free grains is homogenous, the preferred orientation of heat dissipation is not obvious, the growing chances of grains are equal in all directions, and the grains grow in golobular or equiaxed form.

magnesium alloy; continuous rheo-forming; semisolid; microstructure; mechanism

TG 111.4; TG 244.1

A

1004-0609(2011)09-2043-06

國家自然科學基金重點和面上資助項目(51034002, 50974038); 中央高?；究蒲袠I務費資助項目(N090502003)

2010-09-15；

2010-12-27

管仁國, 教授, 博士; 電話: 024-83686459; E-mail: guanrg@smm.neu.edu.cn

(編輯 何學鋒)