朱倩麗+曹君+夏園園+楊帆

摘 要：我國的鎂礦資源豐富，是原鎂生產(chǎn)大國，但在鎂資源利用上依然停留在原鎂生產(chǎn)階段，對于高質(zhì)量鎂合金制備等深加工方面，我國依然顯著落后于世界先進(jìn)水平，我國鎂行業(yè)迫切需要提高自己的實(shí)力。

關(guān)鍵詞：壓力；鎂合金；組織；性能

DOI：10.16640/j.cnki.37-1222/t.2016.01.024

0 引言

本文選用AZ31鎂合金作為課題研究對象，基于加壓凝固基礎(chǔ)理論及影響機(jī)制，分析研究了加壓對鎂合金凝固組織變化特征以及性能的影響，其不僅對控制鎂合金凝固組織進(jìn)而改善性能具有積極意義，而且對進(jìn)一步豐富鎂合金凝固理論都也具有一定影響。

1 實(shí)驗(yàn)條件和方法

本實(shí)驗(yàn)選用AZ31鎂合金，主要化學(xué)成分（質(zhì)量百分比）見表1。采用一端封閉的不銹鋼管作為澆鑄的模型，本實(shí)驗(yàn)采用的壓力條件分別是常壓，靜壓，離心壓力。

選用高純石墨坩堝作為AZ31合金熔煉容器，設(shè)定熔煉溫度為720℃。合金熔煉過程中使用2#溶劑進(jìn)行熔體的保護(hù)和除渣處理。待合金完全熔化后澆注入預(yù)熱的管子中，澆注時(shí)采用氬氣保護(hù)，澆鑄溫度670℃～685℃。

靜壓力是通過管式加熱爐的加熱區(qū)域控制鎂合金熔體的施加靜壓的高度，通過熔體自重來補(bǔ)縮，獲得在不同熔體深度下具有不同的靜壓頭作用的凝固組織。

離心壓力凝固是將澆注冷卻的管子封閉后加熱至合金融化，放入轉(zhuǎn)速為1400r/min的離心設(shè)備上進(jìn)行離心加壓使得合金完全凝固。注意，管子在放入井式加熱爐之前要用石棉布包裹，確保管子拿出井式爐未開始離心凝固之前管子內(nèi)的合金處于液態(tài)。

為了明顯的對比兩種工藝的優(yōu)缺點(diǎn)，靜壓力凝固的鑄件取樣沿重力方向的底部位置，離心壓力凝固的鑄件取離旋轉(zhuǎn)中心遠(yuǎn)的邊部位置。

試樣磨制，拋光和腐蝕后，在奧林巴斯金相顯微鏡和日產(chǎn)S-3400N型的掃描電鏡下觀察顯微組織，利用型號為D/max2200PC的XRD衍射儀對不同凝固條件制備成的金相試樣進(jìn)行相成分測試，確定相組成。使用型號HX-1000TM的顯微硬度計(jì)進(jìn)行硬度測試。在型號Instron8801的拉伸機(jī)上測試力學(xué)性能。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

圖1為AZ81靜壓、常壓和離心凝固試樣的顯微組織圖片 ，用Image J金相圖片分析軟件測量的平均晶粒尺寸為常壓70.64um，靜壓61.49 um，離心壓力47.59 um，第二相β-Mg17A112的體積分?jǐn)?shù)為常壓25.89%，靜壓11.74%，離心壓力4.37%。

AZ31常壓試樣晶相組織中的第二相β-Mg17A112呈連續(xù)粗大的網(wǎng)狀，廣泛分布于晶界，富集Al的液相發(fā)生α-Mg+β-Mg17A112共晶轉(zhuǎn)變形成第二相沿晶界析出。靜壓試樣晶粒組織較常壓試樣晶粒尺寸變化不大，第二相析出量相對減少，第二相沿晶界呈蠕蟲狀分布，晶界周圍也存在少量細(xì)小粒狀析出相。這主要是由于壓力凝固過程中，熔體自重對底部液體施壓，但是靜壓的壓力不大，對溶質(zhì)的擴(kuò)散系數(shù)影響不大，并未使排出的鋁元素大量“截留”于α-Mg相之中，大量的鋁元素最終都被“推”到晶界處達(dá)到共晶點(diǎn)，熔體中共晶轉(zhuǎn)變L→α-Mg+β-Mg17A112大量進(jìn)行，因此在晶界處形成了大量網(wǎng)狀的第二相，另一方面由于靜壓壓力不大，過冷度較常壓試樣增大不明顯，其對形核率影響不大，所以靜壓較常壓的細(xì)化程度較小。

離心試樣的晶粒尺寸較常壓和靜壓試樣晶粒明顯細(xì)化，晶粒大小均勻，第二相析出量較靜壓試樣少，第二相形貌呈彌散顆粒狀。這主要是由于一方面，除了模具可以與外界進(jìn)行熱傳導(dǎo)，離心凝固的散熱非?？?，所以凝固速度比常壓和靜壓冷卻速度快。鎂合金的熔體在凝固過程中，離心壓力比靜壓力大幾十倍，離心力不僅增大了傳熱速率，且使熔體的過冷度增大，從而形核質(zhì)點(diǎn)數(shù)量增多，離心力也使先凝固層的晶體就越易脫落、斷裂及晶粒增多，凝固后的組織形貌就越細(xì)小，從而縮短了形核時(shí)間和凝固時(shí)間。另一方面，離心力減小了溶質(zhì)Al的擴(kuò)散速率，使得Al元素在Mg中的固溶度增大，固-液界面前沿凝固速度大于Al元素的擴(kuò)散速度，鋁元素被大量固溶于初生相中，冷卻最后階段在晶界處排出的Al元素含量要遠(yuǎn)低于靜壓試樣晶界處的Al元素，因此生成的第二相少，由于晶粒更加細(xì)小因此第二相分布更加彌散。

對試樣中的物相分析主要采用D/max2200PC型X射線衍射儀、X射線衍射分析實(shí)驗(yàn)參數(shù)為：衍射條件為Cu靶，X射線征波長為0.154178nm，40kV電壓，衍射范圍20°-90°，掃描步長0.02°/s。

圖1為AZ81靜壓、常壓和離心凝固試樣的X射線衍射分析，從XRD圖中可看出，常壓和靜壓凝固時(shí)存在Mg與β相的衍射峰，β相的衍射峰強(qiáng)度隨著凝固壓力的增加而降低，離心凝固時(shí)無β相的衍射峰。常壓試樣中Mg17Al12相衍射峰最明顯，其后靜壓試樣中Mg17Al12相衍射峰強(qiáng)度降低，在離心凝固試樣中幾乎測不到第二相Mg17Al12的衍射峰，這說明隨著凝固壓力的增加，α-Mg的析出量增加，β相的析出量減少。

通常來說，加壓凝固后的組織是非平衡組織，由于合金凝固組織決定其力學(xué)性能，所以加壓凝固后其力學(xué)性能應(yīng)該也有所變化。合金力學(xué)性能是表征結(jié)構(gòu)合金最重要的參數(shù)之一。

表2是AZ31鎂合金在不同凝固條件下的拉伸性能數(shù)值。常壓凝固條件下，AZ31合金的抗拉強(qiáng)度是112.63MPa，隨著凝固壓力的升高，合金的力學(xué)性能逐漸提高，包括抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度以及延伸率。當(dāng)在離心力下凝固時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度提高到215.52MPa，是接近常壓凝固的合金抗拉強(qiáng)度的2 倍，屈服強(qiáng)度達(dá)到了121.93MPa，延伸率也達(dá)到了1.85%。

可由Hall-Petch公式]得知材料的屈服強(qiáng)度與其顯微組織的晶粒尺寸有直接關(guān)系。隨著凝固壓力的增大，鎂合金鑄件室溫力學(xué)性能提高的主要原因?yàn)椋海?）凝固組織的晶粒細(xì)化；（2）第二相組織的細(xì)化和分散[6]；（3）合金元素在基體中的固溶強(qiáng)化。

3 結(jié)論

（1）鎂合金經(jīng)過壓力凝固處理后組織形貌發(fā)生了明顯的變化，壓力從常壓到靜壓再到離心壓力，AZ31的晶粒組織明顯細(xì)化且逐步均勻化；AZ31第二相沿晶界的形態(tài)分布由塊狀到連續(xù)網(wǎng)狀再到彌散細(xì)小顆粒狀；（2）隨著凝固壓力的增大，AZ31拉伸性能有所改善，AZ31合金強(qiáng)度顯著提高， AZ31合金的抗拉強(qiáng)度由常壓的112.63MPa提高215.52MPa；（3）凝固壓力對鎂合金的顯微硬度有一定程度的影響。第二相β-Mg17A112的硬度要大于基體相α-Mg，而隨著凝固壓力的增大，凝固組織中第二相的析出量減少，所以鎂合金的顯微硬度隨著凝固壓力的增大而減小。

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