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作者：張毅   

  合金中加入Fe能夠提高合金的高溫抗拉強(qiáng)度，改善合金的高溫性能，在Al-Si合金中添加Cu會(huì)生成Al2Cu相，其彌散分布在基體中，可以提高合金的室溫強(qiáng)度。在Al-Si合金中添加Mg，其主要以骨骼狀Mg。Si相存在，經(jīng)過(guò)固溶時(shí)效處理后，能夠使Al-Si合金力學(xué)性能得到提高。但常規(guī)鑄造方法制造的高硅高鐵零件中含有以粗大初生Si相和富Fe相金屬間化合物，二者嚴(yán)重割裂基體，使合金力學(xué)性能下降。因此，如何獲得具有細(xì)小初生Si相和富Fe相組織的坯料或漿料是目前研究的重點(diǎn)。

  轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核法已被證明可以使合金中初生相細(xì)化為細(xì)小顆粒狀且彌散分布于基體中，有利于提高合金性能。本課題以在二元過(guò)共晶Al-Si合金中加入Fe、Cu、Mg制備的Al-23Si-4. 4Fe-3Cu-lMg合金為研究對(duì)象，探討了澆注溫度及轉(zhuǎn)棒轉(zhuǎn)速對(duì)合金半固態(tài)顯微組織的影響及其原因。

1  試驗(yàn)材料與方法

  高硅高鐵合金化學(xué)成分見(jiàn)表1。試驗(yàn)采用工業(yè)純A1(99%)、速溶Si(95%)、Al-75Fe中間合金、Al-75Cu中間合金及工業(yè)純Mg (99. 98%)配置而成，在華信GW系列中頻感應(yīng)熔化電爐中一次性制備約60 kg的合金鑄錠。用同步熱分析儀進(jìn)行差熱分析測(cè)得合金凝固溫度區(qū)間為575～825 ℃。

  試驗(yàn)前，取上述制備好的合金鑄錠約3 kg準(zhǔn)備試驗(yàn)；合金的熔煉在SG-5-12型電阻爐中進(jìn)行，先把放有合金的石墨坩堝置于電阻爐中加熱，待爐膛溫度升至910℃后保溫靜置30 min左右，打開(kāi)電阻爐扒除熔體表面的熔渣，將用鋁箔包裹的占熔融合金質(zhì)量0. 5%的C2 Cl6加入金屬熔體中進(jìn)行除氣除渣，除氣時(shí)要將C2 Cl6壓入熔體內(nèi)部并充分?jǐn)嚢�，使得除氣更加充分；除氣后關(guān)上電阻爐并在850℃時(shí)保溫靜置20 min左右，然后去除表面浮渣后澆注。

  圖1為轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核法制漿裝置結(jié)構(gòu)示意圖。轉(zhuǎn)棒材質(zhì)為304不銹鋼，外徑為75 mm，壁厚為5 mm，轉(zhuǎn)速可調(diào)。試驗(yàn)前先將調(diào)速電機(jī)調(diào)到一定轉(zhuǎn)速，冷卻系統(tǒng)中通入冷卻水，再將上述熔煉的合金液冷卻到一定溫度，通過(guò)澆杯以0.3 kg/s的流速澆注到不銹鋼轉(zhuǎn)棒上，在合金熔體重力及轉(zhuǎn)棒離心力的合力作用下，熔體與轉(zhuǎn)棒表面接觸獲得均勻過(guò)冷，初生相大量形核，最后從轉(zhuǎn)棒底部流入銅坩堝內(nèi)，獲得所需合金半固態(tài)漿料。

  從半固態(tài)坯料中心部位截取15 mm×15 mm×15mm的金相試樣，對(duì)其表面進(jìn)行粗磨、精磨、粗拋、精拋后用體積分?jǐn)?shù)為0. 5%的HF溶液腐蝕金相試樣約5s，然后用Leica金相顯微鏡觀察顯微組織。通過(guò)1m-age-pro plus (IPP)軟件測(cè)得初生Si和富Fe相的截面面積S1、S2和周長(zhǎng)P1、P2，依據(jù)公式d=2(S/)π）1/2和f=4πS/p2計(jì)算初生Si的等效直徑d和形狀因子廠。用平均形狀因子和平均等效直徑來(lái)表征初生Si和富Fe相的平均尺寸和形態(tài)。

2  試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1  轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核處理對(duì)合金組織的影響

2.2  澆注溫度對(duì)合金組織的影響

  圖3為不同澆注溫度(轉(zhuǎn)速500 r／min)時(shí)合金的顯微組織�？梢钥闯�，在不同澆注溫度下，合金半固態(tài)組織呈現(xiàn)出不同的形貌，初生Si和富Fe相的尺寸也明顯不同。在800℃時(shí)，澆注溫度在合金液相線以下，合金熔體在澆注前已具有一定量的晶核且已長(zhǎng)大，而且出現(xiàn)了團(tuán)聚現(xiàn)象，初生Si等效直徑為40μm 左右，富Fe相尺寸較大，長(zhǎng)度和寬度平均分別約為96μm 和45μm，等效直徑約為42 μm，并且可以觀察到斷裂的趨勢(shì)，見(jiàn)圖3a。溫度提高到830 0C時(shí)，初生Si和富Fe相明顯細(xì)化，初生Si成細(xì)小的顆粒狀彌散分布于基體中，其等效直徑為32μm;富Fe相成板塊狀或顆粒狀分布于基體中，其等效直徑為34 μm，見(jiàn)圖3b。溫度繼續(xù)上升至860℃時(shí)，初生Si和富Fe相尺寸增大，富Fe相出現(xiàn)了類似鑄態(tài)組織，等效直徑分別增至42μm和49μm ，見(jiàn)圖3c。澆注溫度增高到890℃時(shí)，初生Si和富Fe相變得粗大且都出現(xiàn)了類鑄態(tài)組織，兩者的平均等效直徑分別為43μm和55μm，見(jiàn)圖3d。

  由此可見(jiàn)，澆注溫度過(guò)高或過(guò)低都會(huì)影響合金顯微組織的尺寸及形貌。當(dāng)轉(zhuǎn)速為500 r/min時(shí)，熔體受到的切向力和離心力一定，熔體的粘度則隨著澆注溫度的升高而降低。當(dāng)澆注溫度為800℃（低于液相線溫度）時(shí)，合金熔體內(nèi)部已形成部分晶核且粘度很大，流動(dòng)性變差；當(dāng)合金熔體澆注到轉(zhuǎn)動(dòng)轉(zhuǎn)棒表面時(shí)，在轉(zhuǎn)棒切向力、離心力及熔體重力的共同作用下，熔體繞轉(zhuǎn)棒表面作類螺旋狀鋪展，但由于澆注溫度過(guò)低，熔體內(nèi)部粘度較大，鋪展厚度相對(duì)較厚且受到激冷時(shí)獲得的過(guò)冷度較小，不利于大量形核。又因澆注前熔體內(nèi)已形成部分晶核，致使晶粒數(shù)量略少且尺寸偏大，而且出現(xiàn)略微團(tuán)聚現(xiàn)象，見(jiàn)圖3a。當(dāng)澆注溫度為830℃（稍高于液相線）時(shí)，熔體粘度適中且具有較好的流動(dòng)性，在轉(zhuǎn)棒切向力、離心力及熔體重力的共同作用下，合金熔體在轉(zhuǎn)棒表面鋪展成液膜，熔體內(nèi)部粘度適中。當(dāng)轉(zhuǎn)棒帶動(dòng)接觸的熔體旋轉(zhuǎn)離開(kāi)原位置時(shí)，液膜外層金屬液則留在原位置與轉(zhuǎn)棒接觸，成為新的受激冷面。這樣鋪展的液膜面積最大且厚度最薄，熔體受到極大的過(guò)冷度，促使晶核大量形成。此時(shí)熔體薄膜內(nèi)部溫度低于液相線，形成的晶核可以穩(wěn)定存在，且可以作為非勻質(zhì)形核的基底進(jìn)一步增加形核數(shù)量，因此，此時(shí)的晶粒尺寸最小且分布相對(duì)均勻，見(jiàn)圖3b。當(dāng)澆注溫度過(guò)高（860或890 ℃）時(shí)，合金熔體具有極大的過(guò)熱度，熔體粘度很小而流動(dòng)性極好，在轉(zhuǎn)棒切向力、離心力及熔體重力的共同作用下，重力的影響大于轉(zhuǎn)棒切應(yīng)力對(duì)熔體的帶動(dòng)作用，熔體主要是順著轉(zhuǎn)棒垂直流下來(lái)，鋪展面積很小。此時(shí)熔體很厚且外層溫度相對(duì)很高，熔體受到的過(guò)冷度很大，但由于澆注溫度很高，實(shí)際形核數(shù)量受到極大限制，溶質(zhì)在高溫下擴(kuò)散速度加快，形成的晶核容易長(zhǎng)大，見(jiàn)圖3c、圖3d。因此，澆注溫度高于液相線5～10℃最佳。

2.3轉(zhuǎn)速對(duì)合金半固態(tài)組織的影響

  澆注溫度一定時(shí)，隨著轉(zhuǎn)棒轉(zhuǎn)速的變化，初生Si和富Fe相的形貌和尺寸也具有顯著的差異。圖4為不同轉(zhuǎn)速（澆注溫度830℃）下獲得的合金半固態(tài)顯微組織。轉(zhuǎn)速為100 r/min時(shí)，初生Si相顆粒得到明顯細(xì)化，形狀主要為不規(guī)則塊狀或板條狀，其等效直徑約為(55±2) μm；富Fe相主要為板塊狀和粗大針狀，其長(zhǎng)度和寬度的平均值分別為(150±2)、(35±2) μm，等效直徑約為(80±2) μm，見(jiàn)圖4a。當(dāng)轉(zhuǎn)速提高至300 r/min時(shí)，初生Si顆粒得到進(jìn)一步細(xì)化，其等效直徑細(xì)化至(50±2) μm；富Fe相也得到細(xì)化，但效果并不明顯，其長(zhǎng)度、寬度平均值分別減小至(140±2)、(33±2) μm，等效直徑為(75±2) μm，見(jiàn)圖4b;與100 r／min時(shí)相比，較粗大的富Fe相消失，尺寸變得比較均勻，類鑄態(tài)組織較少。當(dāng)轉(zhuǎn)速為500 r／min時(shí)，類似鑄態(tài)組織消失，初生Si和富Fe相細(xì)化效果最佳，形態(tài)也最規(guī)整；初生Si顆粒等效直徑細(xì)化至(35±2) μm，富Fe相的等效直徑細(xì)化至(50±2) μm，其長(zhǎng)度和寬度平均值分別為（80±2）、(25±2) μm，見(jiàn)圖4d。當(dāng)轉(zhuǎn)速繼續(xù)增大至700 r／min時(shí)，類似鑄態(tài)組織比例增加，初生Si出現(xiàn)粗大不規(guī)則顆粒．其等效直徑急增至(100±2) μm;富Fe相也如100 r/min時(shí)異常粗大，平均長(zhǎng)度和寬度分別為（160=2）、(34±2) μm，等效直徑為(82±2) μm，見(jiàn)圖4f。

  不同轉(zhuǎn)速下合金中初生Si相及富Fe相的等效直徑及形狀因子見(jiàn)圖5。從圖5中可見(jiàn)，初生Si相和富Fe相的等效直徑隨著轉(zhuǎn)速的增加先減小后增大，尤其是超過(guò)500r／min后等效直徑急劇增大。主要原因是當(dāng)澆注溫度(830℃)一定時(shí)，熔體表面張力、粘度及流動(dòng)性一定，則熔體與轉(zhuǎn)棒接觸時(shí)的結(jié)合力也是定值。當(dāng)轉(zhuǎn)速較小(100～300 r／min)時(shí)，金屬熔體與轉(zhuǎn)棒表面接觸，由于切向力和離心力都較小，在重力作用下，熔體在轉(zhuǎn)棒切向力的帶動(dòng)下無(wú)法在轉(zhuǎn)棒表面呈類螺旋狀鋪展，而是呈扇形鋪展且較厚，所以受到激冷的面積相對(duì)較小，熔體在轉(zhuǎn)棒接觸表面形成的晶核數(shù)量受到限制。又由于熔體鋪展層較厚，處理完的熔體溫度相對(duì)較高，利于溶質(zhì)擴(kuò)散使晶核長(zhǎng)大。隨著轉(zhuǎn)速的提高( 500r／min)，轉(zhuǎn)棒的徑向切應(yīng)力和離心力也相對(duì)增大，又在重力的共同作用下，熔體在轉(zhuǎn)棒表面鋪展成類螺旋狀熔體薄膜，此時(shí)熔體在轉(zhuǎn)棒表面鋪展面積最大，厚度最薄，受到的過(guò)冷度均勻，熔體大量形核，故此時(shí)細(xì)化效果最好且組織均勻性最高。當(dāng)轉(zhuǎn)速再增大(700 r／min)，熔體受到的切向力和離心力過(guò)大，熔體與轉(zhuǎn)棒接觸后還沒(méi)鋪展就在離心力作用下被甩開(kāi)，受到的激冷效果極差，大部分金屬液未被處理，合金溫度基本保持在近液相線的溫度，因此組織類似常規(guī)鑄造組織。

  初生Si在長(zhǎng)大時(shí)的液-固界面為光滑界面，其生長(zhǎng)方式主要是二維晶核方式，借助擇優(yōu)生長(zhǎng)的{ 111}晶面形成的臺(tái)階層層堆疊而長(zhǎng)大；而富Fe相屬于金屬間化合物，其長(zhǎng)大時(shí)液-固界面為粗糙界面，以連續(xù)長(zhǎng)大方式生長(zhǎng)；連續(xù)長(zhǎng)大方式的長(zhǎng)大速率要遠(yuǎn)大于二次晶核，因此，轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核法處理后，初生Si得到顯著的細(xì)化，呈顆粒狀分布于基體中，而富Fe相處理效果要略差，呈規(guī)則的板塊狀或顆粒狀分布于基體中。

3  結(jié)  論

  (1)轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核法能夠有效地細(xì)化Al-23 Si-4.4Fe-3Cu-1Mg合金中的初生Si相及富Fe相，且能夠改善其在基體中的團(tuán)聚現(xiàn)象。

(2)當(dāng)澆注溫度為830℃、轉(zhuǎn)棒轉(zhuǎn)速為500 r／min時(shí)，細(xì)化效果最好，此時(shí)初生Si和富Fe相的等效直徑及形狀因子分別為(35±2) μm、0.76和(50±2) μm、0. 51。

4摘  要采用轉(zhuǎn)棒誘導(dǎo)形核法制備Al-23Si-4. 4Fe-3Cu-lMg鋁合金半固態(tài)漿料，探討熔體澆注溫度及轉(zhuǎn)棒轉(zhuǎn)速對(duì)Al-23 Si-4. 4Fe3Cu-lMg合金半固態(tài)坯料金相組織的影響及原因。結(jié)果表明，當(dāng)澆注溫度為830℃，轉(zhuǎn)棒轉(zhuǎn)速為500 r／min時(shí)細(xì)化效果最好，此時(shí)初生s i和富Fe相均勻地分布于基體中，二者的等效直徑及形狀因子分別為(35±2) μm、0. 76和(50±2)μm、0. 51。