AZ91D镁合金碳化硅精炼部分微观结构演变和相变重熔.docx

1、AZ91D镁合金碳化硅精炼部分微观结构演变和相变重熔 AZ91D镁合金碳化硅精炼部分微观结构演变和相变重熔摘要: 组织演变及相变已在部分重熔AZ91D镁合金SiC粉末细化中得到应用。同时，对加热温度对半固体微结构上的变化也进行了讨论。结果表明，AZ91D镁合金部分重熔后，可以得到小的和球状颗粒。组织演变可分为四个阶段，最初的晶粒变大，结构分离，球化和最后的晶粒变大，这些都分别是由于有,+和,和这些相变的发生。适当的提高温度对获得用于触变成形的半固态显微组织有很好的效果。对于在半固态观结构组织中组先获得的微观粒子，在铸件的微观结构中一个粒子最初是由树突结构形成的。 关键词：AZ91D镁合金 触变

2、成形 微观组织演变 部分重熔 相变 1.介绍:镁合金由于其比较低的密度和高的比强度和刚度,被广泛的应用于轻型的交通运输行业.然而，AZ91D镁合金，最常用的镁合金，受到的挑战在满足要求的强度，韧性，疲劳和蠕变阻力。为了提高这些属性，半固态成型是有前途的方式，减小晶粒尺寸和缩松2。 触变成形技术，关键工序是要获得在液相中悬浮有小的球状均匀的微粒的半固态的钢锭。有几种方法来制造这种非枝晶半固态如磁或机械搅拌，喷锭，铸造，化学晶粒细化，在近液相线处浇注和应变诱发熔体激活2-8。另外，晶粒细化过程中的糊状织在传统的浇注方法和随后的热处理过程中通过加入精炼剂获得期望的微观组织，这是一个相对的简单的方法因

3、为不需要一些特殊的处理过程如搅拌,雾化和形变2,3.这种方法的关键是要获得尺寸比较细小的等轴晶锭。但是不幸的是，对AZ91D镁合金，镁合金包含有铝，目前尽管市面上已经有几种晶粒细化技术,但是没有一个普遍使用的技术9,10。在这些方法中，碳孕育有显着的细化作用和良好的适应不同成分的铝轴承合金的能力和杂质含量，如果碳原子的被引入能被很好的解决,这将会是一种很有前途的商机10,11。作者调查AZ91D镁合金应用SiC颗粒而且具有良好的机动性和可靠性的细化晶粒的技术已经研制成功12。通过加入占合金总重量0.2的SiC粉末颗粒尺寸尺寸从精炼前311微米减小至精炼后的71微米。图1 未精炼的 AZ91D

4、镁合金的OM照片(b)和经精炼的AZ91D 镁合金的SEM显微照片此外，对触变成形技术来说在部分重熔过程中组织演变是另一个重要的主题，因为这个过程对最终的半固体微结构的影响较大。通过广泛的翻阅现有的文献研究了拥有不同的初始微观结构的铝合金的微观组织的演变过程，例如晶粒细小，发达的树突，如非枝晶微观结构，变形的微观结构和放射状铸态组织2-8。相比之下，对镁合金的研究是相当有限，其中大部分都集中在先前变形合金中2,3,13-18。只有少数论文涉及铸镁合金，但是只是对组织形态上的变化和初始粒子的晶粒变大的行为或含硅合金在半固态中的Mg2Si粒子的强调。然而，显微组织的演变优先于液态成型对半固态的微观

5、结构来说是非常重要的26。此外，对于铸态微观组织及半固态微观结构之间的关系，目前尚不清楚。最后，可以估计，从最初阶段的微观结构的组织演变基本上是在部分重熔中导致相变的重要原因，对相变的研究对于进一步研究微观结构组织的演变能够提供重要的信息。但是现在存在的研究几乎都没有涉及这方面。 因此，在本文中，用SiC粉末细化的AZ91D镁合金在部分重熔过程中微观组织演变的过程被阐述尤其是演变过程优先于液态成型。同时，对在重熔过程中的发生相变进行了讨论。此外，加热温度对半固态微观结构的影响也已经被关注。2.实验在实验中使用的合金是工业AZ91D镁合金，其成分是镁占9.04铝占0.6锰占0.31（质量分数）。

6、晶粒细化和铸造合金棒材的准备的细节，可参照12。用质量分数占总质量0.2%SiC粉末队直径16mm的棒材进行精炼然后把精炼成的直径为71mm的球体切成直径为10mm长度16mm的试样。试样在580在不同的时间(0-120min)下持续加热后观察它的组织演变和相变情况。其他试样分别在550，560，570，580，590下加热20min后研究温度对半固态组织的影响。为了研究试样在部分重熔中温度的变化，沿被安装在中心轴的一个标本和热电偶钻一个洞。所有加热的试样均迅速水淬。每个试样选择一个横截面然后用标准金相技术进行打磨，然后通过扫描电子显微镜（SEM），用背散射成像研究模式和能源研究分散光谱仪（E

7、DS）观察。随后用还有甘油，醋酸，盐酸，乙酸的水溶液腐蚀然后在光学显微镜(OM)下观察。为了确定在半固体微结构的初始粒子的大小和形状的因素，一些典型的标本的显微结构进行了定量研究。每个初始粒子的面子Ai，周长Pi要被得到，粒子的平均面积D计算公式如下: (1) 其中N晶粒数目。的形状因子F计算公式： (2) 如果粒子是完整的球形，形状因子值为1;少数球状颗粒这个值需要增加27。每个样品，把三个图像放大200倍进行了审查。X射线衍射（XRD）被用来确定试样在580下不同持续时间加热在部分重熔期间相变的发生过程。3 .结果与讨论 3.1铸态组织 为了研究AZ91D在部分重熔过程中的组织演变过程，它

8、在部分重熔过程中的凝固过程和铸态组织的产生过程应先阐述。图1中呈现了没有被精炼的合金用质量分数为0.2SiC粉末精炼过的合金的微观组织。它表明没有被精炼的合金的最初的树突结构是等轴晶，但他们的二次晶枝晶很长，也就是说，具有相当发达的树突结构（图1（a）。被用质量分数为0.2SiC粉末精炼过后的合金，它的最初的树结构变成细而均匀的等轴晶（图1（b），这意味着SiC粉末对AZ91D 合金来说是优先的细化剂，在这项工作中采取这个细化技术是正确的。图2 被精炼过的AZ91D 镁合金在580加热不同的时间水淬后得到的SEM照片。其中（a）0分钟，（b）2分钟，（c）3分钟，（d）7分钟，（e）10分钟，

9、（f）20分钟 图1 (c) 图显示了一个被精炼过的合金的电镜扫描的照片，其中1（C）说明在离异共晶中的共晶结构清化晶是形式和共晶相（(Mg17Al12）间断的分布在树枝晶间。由于剩余的液池的面积在凝固的最后阶段是相对较小，在树突结构之间往往是薄膜层，共晶相直接生长在现有的主树突结构表面上生长，共晶相被遗留在树枝晶枝晶间区域。3.2部分重熔过程中的微观组织演变 图3 加热试样随时间的变化时温度的变化 图 2呈现了被精炼过的AZ91D镁合金加热到580 C时处于半固态状态持续不同的保温时间后的微观组织结构。它可以看出，树枝晶相的数量在加热中从0分钟到2分钟， 这个过程中明显的减少（比较图2（a）

10、及（b）项）。根据凝固的过程 AZ91D镁合金在加热过程中将会出现单相的-Mg。因此，共晶相溶解变成初始相，这导致了其含量的减少。 Fig.3可以看出在这个阶段的加热速度是非常迅速的，当试样的温度达到共晶点时没有足够的时间允许共晶相溶解变成相。然后剩余的相融化形成液相。 在图2中显示的白色的相就是形成的液相。 图1（c）和2（a）显示了在枝晶区域相的面积始终临近的树枝晶的大。因此，如图2（b）所示，大多数树枝晶间的共晶相已经融化或者它们在自己原来所处的区域已经消失， 但是残留的树枝晶结构的组织还相对比较多。可以预计，相的枝臂的减少或消失会导致树枝晶主突的出现而使晶体粗化，从而导致原来的等轴枝晶

11、（有凸出的枝晶）变成球状颗粒（没有枝的致密的颗粒）。因此可以得出结论，发生的主要的变化是0-3分钟内初始树突结构的晶粒的粗化。根据图 2（b）和（C）所示，邻近的树突结构具有许多有联系的节点，彼此之间没有被相隔开分离，但在这些节点的能量（原始晶粒边界）应高于使树突结构粗化的能量的取向差。因此，可以认为，先形成液相可能沿着这些节点流动或渗透，或者随着加热而融化。液相池然后相互连接，导致粗化的树突（近球状颗粒）从邻近的树突结构分开。最后，粗化枝晶演变成个别的多边形颗粒（图2（d）和（e）。也就是说，结构分离导致残余共晶相熔化和形成沿原晶界液相渗透主要发生在加热的3分钟到10分钟期间。 随着加热时间

12、的进一步延长，随着液相温度的升高，多边形颗粒部分重熔量增加（图3）。这是众所周知的晶体颗粒表面曲率对熔点有很大的影响的定律：曲率越大，熔点越低28。因此可以预计，多边形颗粒边缘和角落优先融化，这不仅增加液量，但也导致颗粒球化（比较图2（e）和（F）。图2（F）表示，当加热时间持续20分钟初级粒子变成完整的球体。这可以在图4(a)中明显的看出，既在相对较低的放大倍率下。因此，可以推测球化是在加热10分钟到20分钟期间内发生的主要变化。基于上述有关微观结构的组织演化的讨论，可以得出结论，在铸态微观结构的中的一个树枝晶将会演变成半固态微观结构中的一个球状颗粒。当然，一个枝晶可能会偶尔通过枝晶枝的融化

13、形成两个或者更多的粒子。但这种树突的数量是很少的。 图3表示当试样加热20分钟后会达到最后的平衡温度为580C。目前的微观结构也表明，在这段时间（比较图4中的显微照片）液体部分几乎没有改变，基本上保持在占体积约51。但它应当指出的是随着加热时间的持续，液相也可能凝聚，所以在图4中显示液相的微观结构基本上没有什么不同。也就是说半固态状态加热20分钟后，达到最后的固液平衡状态。从图4中可以看出，可以发现，粒子的半径随着加热的进行不断的增大，所以在这20分钟加热过程中发生的主要变化是初始粒子的粗化。图4 经精炼的AZ91D 镁合金在580加热温度下分别持续（a）20分钟，（b）30分钟及（c）120

14、分钟加热时间的OM照片 图5显示了加热20分钟以后初始粒子的形状和大小因子的变化。它表明，初始粒子的尺寸大小不只是在加热的20分钟到30分钟期间大幅增加，而且形状因子增加。图4（a） 显示，初级粒子都比较小（大约67微米）， 而且它们之间的距离也很短。其中一些由非常薄的液体层分开。因此，所以半固态的固/液界面的能量是相当大的和邻近粒子很容易连结在一起。为了尽量减小固液界面能，通过合并粗颗粒通过晶界迁移或晶粒旋转（最小取向差）6减小界面能。可以预计，这会导致粒子的快速粗化和形状因子的改变。图4（b）可以证明这一点建议：当加热30分钟时许多粒子（箭头标记）就会合并。再后，界面能下降到较低的程度 和

15、它们之间的距离增加，使粒子粗化达到一个稳定的坏境，奥斯特瓦尔德熟化，而且合并后的粒子很少发现（图4（c）。奥斯特瓦尔德熟化是一个在半固态状态中通过分散的小面积颗粒和大颗粒的增长，以减少其固/液界面区域的过程 29。也就是说粒子粗化是通过原子扩散和产生的粗化速率小于合并速率实现的。因此，30分钟后的粗化速率如（图5）。在奥斯特瓦尔德熟化过程中，颗粒大小的变化应遵守的公式D3(t)-D3(0)=Kt ，其中D（t）是任意时刻粒子的表面积，D（0） 是初始粒子的大小和K 粗化速率常数29。图6给出了目前的结果， 开始时间为20分钟。它表明，在20分钟的因素（对应0分钟图6的影响因素）除了对应另外四个

16、值的直线。这意味着，从20分钟至30分钟内的不会导致奥斯特瓦尔德熟化，30分钟后，粗化才真正的开始，这进一步表明，上述讨论是正确的。此外，奥斯特瓦尔德熟化包括颗粒的边缘和棱角的分散和随后在凹陷区的再沉淀 4,6，从而使粒子变得更近似球状（比较图4（b）和 （c）和形状因子急剧减小（图5）。图5 被精炼过的AZ91D 镁合金在580加热温度下持续20分钟后初始粒子大小和形状因子的变化 基于上述讨论，可以得出结论，AZ91D镁合金的微观结构组织演变可分为四个阶段：由于共晶组织的消失导致初生晶的快速长大，由于残余共晶的融化和先融化的液体沿着晶界渗透使晶体结构发生分离结构分离，由于多边形颗粒的边缘融化

17、导致其球化，由于随后的奥斯特瓦尔德熟化导致了晶体的粗化。 图6 选20分钟为初始时间即t=0时初始粒子为立方体图7 经精炼的AZ91D 镁合金在580加热温度下持续不同的加热时间然后水淬得到的X-射线的衍射图样 3.3在部分重熔过程中的相变和组织演变 图8 经精炼的AZ91D 镁合金在580加热温度下持续不同的加热时间然后水淬得到的相的衍射强度图样表1 经EDS分析得到的AZ91D 镁合金在580时发生部分重熔时不同结果的化学含量 由图2（a）所示，共晶相在铸态组织中可分为两种，一个是具有体积小，枝间具有相的（A表示）和其他大尺寸具有相的枝晶（B所示）。被加热后2分钟，大部分的相树枝晶溶解变成

18、初始相。在一些树枝晶间，所有的相的全部溶解成一些小的主轴枝晶如图2(b)。但在大多数情况下，只有小的颗粒的相被遗留在进一步包在了粗化的树突结构里面如图2（b）。在枝晶间区域，大尺寸的相结构往往仍然存在（如图图2（b）用B标记）。原来的等轴枝晶被近似球状颗粒的残留的连续的相包围（如图2（b）所示）。从相变方面，这个过程可以表达为反应。由于富铝相的溶解为相，初级相的铝含量增加而相的铝的含量减少（对比相对应的图7所示）。 当试样的温度达到共晶点时，残留的相树枝晶将熔化成被初始粒子包围的液相（如图2（C）中所示）而且残余的相枝晶将变成了液相池(如图2（C）D中所示）。这个过程的实质是共晶反应+ 。因为

19、被相包围的部分的富镁的相通过这个反应进行，其中液相中铝的含量比相的低（见表1）。事实上，如图2（b）所示，当加热时间在2分钟左右时液相的含量很少，从而当加热时间在3分钟左右时液相几乎不存在如图（图2（c）。因此，固体的相经水淬后X射线几乎不能检测到液相（如图7）。随着加热进一步进行，由于温度的升高导致初生液相沿着原晶界或晶界渗出，导致粗化的树枝晶从树突结构的薄液相层边析出而且形成多边形的颗粒（近球状颗粒）（图2（d）。如图2（D）所示，粗化的树枝晶与相邻的枝晶在E节点相连结而且液相会沿着箭头所示的方向析出。 总而言之液相的变化，其中所具有的渗透或熔化可以用反应表示。由于部分相的熔化，从加热的3

20、分钟到10分钟之间铝的含量进一步减少（见表1）。 最后水淬后液相将凝固成相和 相，其中如果液相越多，相也会越多所以当加热时间达到7分钟以上时，相的含量将会达到一个最大值而且随着时间的进一步延长其强度将会进一步增大。这样的衍射峰？相加热7分钟（图7），其强度增加时，会出现随着时间的进一步延长（图8）。因此，可以得出结论，由于反应+和的发生而导致结构的分离。 当整个结构分离成单个的多边形颗粒后，由于颗粒的棱角的熔化使颗粒球化，而这个过程持续直到半固态系统达到最终的半固态状态。该是说，这个过程的实质是相的部分熔融，即反应和的发生。由于大量富镁相转变成液体，在这期间液相中铝的含量不断下降（见表1）。当

21、半固态系统达到最终的平衡状态时，融合和随后的奥斯特瓦尔德熟化都会发生。可以预计，融合并不涉及想的转换。如上一节中讨论，奥斯特瓦尔德熟化本质是指溶解，随后再沉淀。所对应的相的转变可以被表示为和。因为液相的量不随加热时间的改变而发生改变，相当量的液相随后沉淀。在这个阶段，无论是固体和液体的成分和数量都不发生改变（如表1和图7,8）。根据上述对于微观组织结构的演变的讨论，达到其最后的固液平衡状态的发生的主要过程可以用图9表示。这阐述了铸态组织中的一个树枝晶是如何变成半固态微观组织中球状颗粒的过程的。可以看出三个阶段：初始树枝晶由于枝晶的熔化而导致快速粗化，由于残余共晶相的溶解和液相的析出或者晶界的熔

22、化导致结构的分离， 由于微粒棱角的熔化导致的球化，分别入（1），（2）（3）所示。 有关讨论相变，组织演变和相转变之间的关系，可以用图10概括。这表明初始的粗化是反应，结构的分离过程中的反应是+和，球化过程中发生的反应是和最后的粗化是由于反应和同时发生而导致的。图9 在部分重熔中微观组织演变优先达到固液平衡状态的图样，除去粗化的三个过程：（1）最初的快速粗化，（2）结构分离阶段和（3）球化。图10 AZ91D 镁合金在580发生重熔时的组织演变和相变的过程的图样 3.4加热温度对半固态微观结构的影响 加热温度是一个关键的触变参数，它不仅决定最后的半固态的液相质量分数，而且也影响初级粒子的体积的

23、大小和形状。图11呈现了被精炼的AZ91D镁合金在不同温度下加热20分钟的微观组织。在低温，液相的量很少而且初级粒子之间的距离也很短，因此粒子之间的联系很紧密。但是低温会导致原子的扩散能力降低。因此他们结合的可能性很大而且它们大多数是单一的个体（如图11（a）。随着温度的升高，原子扩散的能力加强而且加速粒子的融合。如图11（b）所示，在560 时温度升高，粒子融合变成大而且不规则的形状。 当温度进一步上升，粒子显著部分熔化。 粒子之间的距离也增加且它们合并的可能性降低。图11（c）所示大部分的粒子之间是单一的，在570 时大部分相邻的粒子只在小区域里有联系。由于表面曲率的影响，粒子棱角比较大既

24、曲率比较大就优先熔化。因此，粒子部分熔融不但减小粒子的大小，而且同时也会使它们发生球化（比较图11（c）和（d）和图4（a）。这些变化可以从图12的定量分析中可以看出。 图11 经精炼的AZ91D 镁合金在分别在（a）550，（b）560，（c）570下加热20分钟后的OM照片图12 随着加热温度的变化初始粒子的大小和形状的变化所以可以得出结论，加热温度升高有利于获得小球状颗粒，也可以产生大量的液相（如图11（d）所示）。为了获得小的球状而且液相比较少的半固态微观组织，可采用快速加热技术，如感应加热，因为这种技术可以降低粒子融合的时间。4.结论（1）被精炼过的AZ91D镁合金在580下发生部分

25、重熔会得到小的球状的半固态的微观结构。（2）在部分重熔中的组织演变可分为四个阶段，由于初始共晶相向初始细化晶的转变而发生的粗化，由于残留相的熔化和初始液相沿着晶界的析出导致晶体结构的变化，由于粒子的多边形棱角的熔化而导致粒子的球化，最后又粒子的融合和随后的奥斯特瓦尔德熟化导致粒子的粗化。（3）在部分重熔过程中由于相变发生而导致的组织的微观结构的变化。上述中所发生的过程可以用四个反应来表示，如，+和，和。（4）适当的提高加热温度有利于得到小的球状的半固态微观初级粒子。（5）在目前条件下，半固体微结构中的微观初始粒子，任一个粒子源于初始铸态组织中的一个初始树枝晶。鸣谢这项工作是由中国国家基础研究发

26、展计划批准（批准号：G2007CB613706），得到兰州理工大学优秀青年教师的发展计划和先进有色金属材料国家重点实验室开放基金支持。文献1 D. Eliezer, E. Aghion, F.H. Froes, Adv. Perform. Mater. 5 (1998) 201212.2 Z. Fan, Int. Mater. Rev. 47 (2002) 4985.3 M.C. Flemings, Metall. Trans. A 22 (1991) 957981.4 W.R. Loue, M. Suery, Mater. Sci. Eng. A 203 (1995) 113.5 J.L.

27、Wang, Y.H. Su, C.-Y.A. Tsao, Scripta Mater. 12 (1997) 20032007.6 E. Tzimas, A. Zavaliangos, Mater. Sci. Eng. A 289 (2000) 228240.7 E. Tzimas, A. Zavaliangos, Mater. Sci. Eng. A 289 (2000) 217227.8 E.J. Zoqiu, M.T. Shehata, M. Paes, V. Kao, E. Es-Sadiqi, Mater. Sci. Eng. A 325(2002) 3853.9 A.V. StJoh

28、n, M. Qian, M.A. Easton, P. Cao, Z. Hildebrand, Metall. Mater. Trans. A36A (2005) 16691679.10 M.A. Easton, A. Schiffl, J.Y. Yao, H. Kaufmann, Scripta Mater. 55 (2006) 379382.11 R. Gunther, C. Hartig, R. Bormann, Acta Mater. 54 (2006) 55915597.12 T.J. Chen, X.D. Jiang, Y. Ma, Y.D. Li, Y. Hao, J. Allo

29、ys Compd. (2010),doi:10.1016/j.jallcom.2010.03.002.13 B. Nami, S.G. Shabestari, S.M. Miresmaeili, H. Razavi, Sh. Mirdamadi, J. AlloysCompd. doi:10.1016/j.jallcom. 2009.09.112.14 Q.Q. Zhang, Z.Y. Cao, Y.B. Liu, Y.F. Zhang, L. Zhang, M.L. Zhang, R.Z. Wu, Mater.Sci. Eng. A 488 (2008) 260265.15 J.G. Wan

30、g, H.Q. Lin, H.Y. Wang, Q.C. Jiang, J. Alloys Compd. 466 (2008)98105.16 J.G. Wang, H.Q. Lin, Y.Q. Li, Q.C. Jiang, J. Alloys Compd. 457 (2008) 251258.17 S.J. Luo, Q. Chen, Z.D. Zhao, J. Alloys Compd. 477 (2009) 602607.18 Z.S. Ji, M.L. Hu, S. Sugiyama, J. Yanagimoto, Mater. Charact. 59 (2008) 905911.1

31、9 M.B. Yang, J. Shen, F.S. Pan, Mater. Sci. Technol. 25 (2009) 393399.20 Z.D. Zhao, Q. Chen, F. Kang, D.Y. Shu, J. Alloys Compd. 482 (2009) 455467.21 Z.D. Zhao, Q. Chen, C.K. Hu, S.H. Huang, Y.Q. Wang, J. Alloys Compd. 485 (2009)627636.22 Z.D. Zhao, Q. Chen, H.Y. Chao, S.H. Huang, Mater. Des. doi:10.1016/j.matdes.2009.10.056.23 M. Zha, H.Y. Wang, P.F. Xue, L.L. Li, B. Liu, Q.C. Jiang, J. Alloys Compd. 472 (2009)L18L22.24 H.Y. Wang, M. Zha