作者：张毅
研究表明，获得组织良好的半固态浆料的关键是在金属液凝固初始阶段，促使金属液内部形成大量晶核，并控制金属液的温度场和浓度场以抑制初生晶核以枝晶方式生长。近年来，研究者提出了许多半固态制浆工艺，如 SSR、NRC、SEED、CRP、ACST、SLC等，这些工艺主要通过控制金属液的冷却速度以及晶粒的形核长大过程来获得半固态浆料。
内冷式搅拌法是BIROL Y提出的半固态制浆工艺。内冷搅拌法制浆过程中，通过自母液浇注出的内冷块与母液间的热传递实现对金属液的快速冷却，而不是像其他制浆工艺过程中通过外部容器或冷却系统实现对金属液快速冷却。内冷式搅拌法制备半固态浆料过程不需要复杂的冷却系统和对金属液温度的严格控制，通过不同的内冷块与铝合金液质量比，就可以获得具有不同固相率的半固态浆料，制浆过程简单，能够快速制备出组织良好的半固态浆。本课题以A319铝合金为材料，采用自制的内冷式半固态制浆设备，研究内冷式搅拌法制备半固态浆料过程中工艺参数对浆料显微组织的影响规律及机理。
1 试验过程
1.1试验材料及设备
试验所用A319铝合金为商用铝合金锭，采用牛津直读光谱仪测得其主要化学成分见表1。
A319铝合金的液固两相共存温度区间为605～557 ℃。内冷式搅拌制备A319半固态浆料在自制的半固态制浆机上进行，其结构见图1。
1.2试验方法
将A319铝合金放置在石墨粘土坩埚内，在SG2-5-12型坩埚电阻炉中熔炼，待合金熔化，温度达到720℃后精炼除气，静置20 min后扒渣。将制浆机的搅拌棒固定到内冷块模具中间，取一定质量的铝合金液在内冷块模具中浇注出内冷块，冷却至室温待用。搅拌棒直径为8 mm，在制浆过程中不会对铝合金液产生额外的搅拌作用。调整铝合金液温度，当铝合金液降到液相线以上10～30℃后保温10 min，使其温度和成分均匀化。自电阻炉中取出坩埚并放置在厚度为35 mm的保温棉套内，打开搅拌电机并将内冷块插入铝合金液内开始制浆，制浆过程见图2。待内冷块完全熔化后，孕育5 s使熔体温度稳定后，用内径为20 mm、高为30 mm、壁厚为3 mm的不锈钢取样杯取出一定量的半固态浆料立即淬入水中，以获得半固态浆料的组织形貌。试验过程中采用直径为3 mm的K型热电偶测量铝合金液温度。通过改变内冷式搅拌制浆过程中铝合金液温度、内冷块与铝合金液质量比、搅拌速度等工艺．参数，获得不同条件下半固态浆料的显微组织。试验工艺参数见表2。
1.3显微组织分析
在距试样底部8 mm的位置切割试样，经粗磨、细磨、抛光后用体积分数为0. 5%的HF水溶液腐蚀。在XJZ-6A型光学显微镜上观察试样显微组织。通过显微组织中初生a-Al相的平均晶粒尺寸和形状因子来评价半固态浆料的质量。平均晶粒尺寸D和晶粒形状因子F分别采用公式D=2(A／π)1／ 2和F=4-πA/P2计算式中，A为单个初生a-Al晶粒的面积；P为单个初生a-Al晶粒的周长。
用Imag pro plus 6.0软件测量晶粒的面积和周长，然后将面积和周长数据导入Excel中计算平均晶粒尺寸和形状因子。本次研究中，平均晶粒尺寸和形状因子为5张显微组织的平均测量值。形状因子越接近于1，说明晶粒的形状越圆整，球化程度越高。
2 结果分析与讨论
2.1 A319铝合金的铸态组织
A319铝合金为Al-Si-Cu三元合金。在凝固过程中会首先形成初生a-Al相，然后形成a-Al-Si二元共晶，最后形成a-Al-Si-Al2Cu三元共晶。图3为在A319铝合金在720℃浇注到室温下的金属型中的显微组织。由图3可以看出，A319铝合金铸态下的显微组织中，初生相主要由粗大的树枝晶组成，枝晶间分布着二元及三元共晶相。
2.2 内冷块与铝合金液质量比对浆料显微组织的影响
图4为625℃、搅拌速度为800 r/min时，不同内冷块与铝合金液质量比条件下制备的半固态浆料的显微组织。内冷块与铝合金液质量比为3%试样的显微组织见图4a，可见初生a-Al相主要由蔷薇晶和细小的树枝晶组成。图4b是内冷块与铝合金液质量比为5%时A319半固态浆料的显微组织，可见初生a-Al相呈细小球状和蔷薇状，平均晶粒尺寸为69μm ，形状因子为0. 65。当内冷块与铝合金液质量比为7%时，初生d—Al相变得较为粗大，并且部分晶粒出现聚集长大现象，平均晶粒尺寸为102.4μm，晶粒圆整度有所下降，形状因子为0. 58，见图4c。
内冷块插入铝合金液之后，由于其与铝合金液间的温度差，内冷块周围的铝合金液迅速冷却，被激冷的铝合金液以高的过冷度进行形核长大。内冷块与铝合金液接触的部位被加热，低熔点的共晶相首先熔化，熔点较高的初生a-Al晶粒失去共晶相的支撑，在离心力作用下向铝合金液内部运动。这些晶粒在向铝合金液内部运动过程中，有一部分发生重熔，还有一部分与铝合金液内部形核长大的晶粒发生碰撞，枝晶断裂成为铝合金液的形核核心。同时，铝合金液的强烈对流使得过热的铝合金液不断被冷却，在铝合金液内部产生许多具有一定温度梯度和浓度梯度的微区，使整个铝合金液具有很高的形核率。随着搅拌过程进行，铝合金液内部温度场和浓度场逐渐均匀化。内冷块完全熔化后，就制备出具有一定固相率的半固态浆料。铝合金液温度一定时，不同质量的内冷块促使铝合金液的冷却能力不同，制浆过程中铝合金液的冷却速度也不相同。内冷块与铝合金液质量比为3%时，内冷块对铝合金液的冷却和搅拌作用较小，不能促使铝合金液内部大量形核。试验过程中的温度监测结果显示，内冷块完全熔化后，铝合金液的温度为607℃，仍处于液相线以上，制浆过程形成的初生相晶核部分重熔。制浆结束后只有部分初生相继续长大为球状晶或蔷薇晶。内冷块与铝合金液质量比为5%时，制浆结束后铝合金液的温度为597℃左右，可以获得质量较好的半固态浆料。内冷块与铝合金液的质量比提高到7%后，内冷块对铝合金液的冷却能力增大，可以使铝合金液温度降的更低，从而使得初生相长大为蔷薇晶或聚集长大。
2.3 制浆温度对A319铝合金半固态浆料组织的影响
图5为内冷块与铝合金液质量比为5%，搅拌速度为800 r/min时，不同制浆温度下所制备浆料的显微组织。可以看出，当温度为615℃时，合金中初生a-Al相主要呈近球状和蔷薇状，平均晶粒尺寸为74μm ，形状因子为0. 63。制浆温度为625℃时，其显微组织和制浆温度为615℃时获得浆料的显微组织相似，但初生相晶粒更加细小、圆整，平均晶粒尺寸和形状因子分别为69 μm和0.65。当制浆温度提高到635 ℃时，初生a-Al相主要呈蔷薇状和柱状，有少量呈球状，平均晶粒尺寸为101μm，形状因子为0.59。可以看出，内冷块与铝合金液质量比为5%时，在液相线以上10～20 ℃开始制浆，可以获得质量较好的半固态浆料，制浆温度过高，浆料质量有所下降。
当制浆温度较高时，内冷块周围形核长大的晶粒分散到铝合金液其他部位后被重新加热至液相。同时，铝合金液温度不能迅速降低到液相线以下，铝合金液内部形核速率降低。随着内冷块的熔化，其对铝合金液的搅拌作用降低，部分晶粒出现聚集长大现象。在制浆温度为625℃时，制浆结束后浆体的温度低于液相线约8℃，初生相没有足够的动力进一步长大。当制浆温度降至615℃后，制浆结束后铝合金液温度较低，增加晶粒形核长大的过冷度，有利于初生相的长大。
2.4搅拌速度对A319半固态浆料显微组织的影响
图6为625 ℃、内冷块与铝合金液质量比为5%时，不同搅拌速度下A319半固态浆料的显微组织。可以看出，当搅拌速度为600 r/min时，浆料的组织中初生a-Al相主要由粗大的蔷薇状晶粒和少量的球状晶组成，平均晶粒尺寸为91μm ，形状因子为0.54。当搅拌速度增加到1 100 r／min时，初生a-Al相主要由细小圆整的球状晶组成，平均晶粒尺寸和形状因子分别达到了59.7μm和0.74。与搅拌速度为800 r／min时的半固态组织相比，初生相更加圆整，晶粒更加细小均匀。
有研究指出，当内冷块以O转速或很低的转速插入铝合金液时，内冷块周围的铝合金液会形成凝固壳层。内冷块和凝固壳层的熔化速度取决于铝合金液的对流强度。增加内冷搅拌速度，内冷块和铝合金液的传热速率提高，冷却速度加快，内冷块周围铝合金液的形核速率快速增加。此外，提高搅拌速度增加了内冷块对铝合金液的搅拌作用，使铝合金液内部的温度场和浓度场处于快速变化之中，抑制了晶核以树枝晶方式长大。在离心力作用下，内冷块中由于共晶相熔化而失去支撑的初生a-Al晶粒能更加均匀地分布到熔体之中。对比图6a～图6c可以看出，随着内冷搅拌速度由600 r／min提高到1 100 r／min，初生a-Al相变得更加圆整细小。
3 结 论
(1)在内冷块与铝合金液质量比为5%、制浆温度为625℃、搅拌速度为1 100 r/min条件下，可以制备出初生a-Al相细小圆整的A319铝合金半固态浆料，其平均晶粒尺寸和形状因子分别达到了59.7μm和0. 74。
(2)内冷搅拌速度对半固态浆料初生相的形貌有较大的影响，提高内冷搅拌速度，不仅可以提高初生相圆整度，还具有晶粒细化效应。
(3)内冷式搅拌法制备A319铝合金半固态浆料过程中，内冷块对铝合金液的冷却、搅拌作用引起铝合金液内部的大量形核以及内冷块自身的熔蚀是半固态浆料晶核的主要来源。
4摘 要采用内冷式搅拌法制备了A319铝合金半固态浆料，研究了内冷块与铝合金液质量比、铝合金液温度、搅拌速度等工艺参数对半固态浆料显微组织的影响，分析了内冷式搅拌过程中半固态浆料的形成机理。结果表明，在内冷块与铝合金液质量比为5%、铝合金液温度为625℃、搅拌速度为1 100 r／min时，可以制备出组织良好的半固态浆料，其中初生a-Al相平均晶粒尺寸和形状因子分别达到了59.7μm 和0.74。提高内冷搅拌速度不仅能提高初生a~Al相的圆整度，还具有晶粒细化效应。
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