原標(biāo)題：AZ91D 鎂合金半固態(tài)等溫組織轉(zhuǎn)變規(guī)律及注射成形微觀組織和力學(xué)性能

摘要

對機械破碎的AZ91D鎂合金顆粒進(jìn)行等溫處理及半固態(tài)注射成形，研究了等溫處理溫度（575、580、585、590 ℃）、時間（5、15、30 min）和注射成形溫度（590、595、600、610 ℃）對合金組織演變與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，在585 ℃保溫15 min可獲得圓整度高、分布均勻的理想球化組織，溫度過低或過高均會導(dǎo)致組織不均或粗化。延長保溫時間有利于球化，但會促使晶粒長大。半固態(tài)注射成形在剪切作用下能夠顯著減少大尺寸固相，提高組織致密性。595 ℃注射成形鎂合金的屈服強度、抗拉強度與斷后伸長率均達(dá)到最大值，其拉伸裂紋主要沿未熔固相與液相凝固界面擴展。

在材料輕量化與高性能制造越來越受重視的背景下，鎂合金因其密度低、比強度高、良好的電磁屏蔽性與易加工性，成為航空航天、汽車、電子等領(lǐng)域廣泛關(guān)注的結(jié)構(gòu)材料。其中，AZ91D 鎂合金具有良好的鑄造性能、耐腐蝕性能及成本優(yōu)勢，是工業(yè)生產(chǎn)中首選的鎂合金材料。然而，傳統(tǒng)壓鑄工藝成形的AZ91D合金易產(chǎn)生氣孔、熱裂紋和組織粗大等問題，這限制了其應(yīng)用場景。半固態(tài)注射成形作為一種先進(jìn)的金屬成形技術(shù)，能夠在金屬處于固-液共存的漿料狀態(tài)下進(jìn)行注射成形，有效結(jié)合鑄造與塑性加工的優(yōu)點，避免高溫壓鑄成形的常見缺陷。相比傳統(tǒng)工藝，半固態(tài)注射成形不僅能顯著降低成形溫度和能耗，而且有助于獲得更加致密、均勻且細(xì)小的球狀組織，從而提升材料的力學(xué)性能和穩(wěn)定性。

半固態(tài)漿料中固相顆粒的形成機制和演變規(guī)律是控制鑄件微觀組織的理論基礎(chǔ)，研究人員針對此問題開展了研究。胡勇等研究了重力鑄造AZ91D鎂合金鑄錠在560、570、575、580和585 ℃保溫5、15、30、45、60和90 min后的微觀組織，發(fā)現(xiàn)在575 ℃和580 ℃保溫15~45 min可得到理想的半固態(tài)AZ91D鎂合金組織。該研究中鎂合金鑄錠與半固態(tài)注射成形中使用的鎂顆粒有較大不同，鎂顆粒通過機械破碎獲得，內(nèi)部含有大量的缺陷和應(yīng)力，在加熱過程中會發(fā)生劇烈的再結(jié)晶現(xiàn)象。杜磊等研究發(fā)現(xiàn)隨著等溫?zé)崽幚頊囟鹊纳撸珹Z61稀土鎂合金的半固態(tài)組織經(jīng)歷了粗化、組織分離和球化三個過程。文靖等研究了半固態(tài)等溫?zé)崽幚砗驛Z91D鎂合金的固相尺寸演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)固相顆粒尺寸隨著保溫溫度的升高逐漸減小。

除溫度外，鎂合金鑄件組織還受半固態(tài)注射成形螺桿轉(zhuǎn)速、注射速度和模具溫度等因素的影響。Gu等研究了注射成形溫度對鎂合金微觀組織、流動性和力學(xué)性能的影響規(guī)律，對比發(fā)現(xiàn)620 ℃成形的鑄件綜合性能最優(yōu)。Zhang等發(fā)現(xiàn)高螺桿轉(zhuǎn)速可降低固相率和固相尺寸，低注射速度和低模具溫度可細(xì)化組織。Lu等與JING等研究了半固態(tài)注射成形工藝參數(shù)對鎂基復(fù)合材料斷裂性能的影響，闡明了界面結(jié)合的重要性。張友法等探究了觸變注射成形AZ91D合金拉伸時的裂紋擴展規(guī)律，結(jié)果表明裂紋主要沿未熔固相與液相間的界面擴展。然而，以往研究通常針對半固態(tài)鎂合金的單一組織特征進(jìn)行分析，關(guān)于半固態(tài)組織演變規(guī)律的系統(tǒng)研究尚不足。半固態(tài)注射鎂合金的原料顆粒尺寸較小，升降溫速度快，其等溫處理與注射成形所處的外界條件不同，前期研究缺乏對比。此外，半固態(tài)鎂合金中各組織對裂紋擴展的影響機制也未明確，需進(jìn)一步開展研究。

本課題以機械破碎的AZ91D鎂合金顆粒為研究對象，探究其在半固態(tài)溫度區(qū)間等溫?zé)崽幚磉^程中的組織特征及微觀結(jié)構(gòu)演化，研究固相顆粒的形成機理及其隨保溫時間的演變過程。通過對比半固態(tài)注射成形鎂合金與等溫處理鎂合金微觀組織結(jié)構(gòu)的區(qū)別，闡明工藝-結(jié)構(gòu)-性能之間的內(nèi)在聯(lián)系。通過觀察裂紋走向，闡明固相顆粒和液相凝固組織對裂紋的抑制作用，為優(yōu)化鎂合金成形工藝、提高構(gòu)件質(zhì)量與可靠性提供理論依據(jù)與技術(shù)支持。

01 試驗材料及方法

1.1 鎂合金顆粒半固態(tài)等溫處理

試驗材料為商用AZ91D鎂合金，其主要成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為9%Al、0.6%Zn、0.3%Mn和余量Mg。等溫處理和半固態(tài)注射成形使用的原材料為機械破碎鎂合金顆粒，如圖1所示，顆粒呈短棒狀，直徑為1~2 mm，長度為4~6 mm。

圖1 機械破碎AZ91D鎂合金顆粒

等溫處理時使用管式爐對AZ91D鎂合金顆粒進(jìn)行保溫。為防止顆粒在高溫下發(fā)生氧化燃燒，試驗過程中在管式爐內(nèi)持續(xù)通入高純氬氣作為保護(hù)氣體，氣體流速設(shè)定為 5 L·min¯¹。AZ91D的固液相溫度分別是468 ℃和596 ℃，結(jié)合實際生產(chǎn)需要，將等溫處理溫度分別設(shè)定為 575、580、585和590 ℃， 保溫時間分別為5、15和30 min，共計12組試驗。每組試驗中，用陶瓷燒舟裝50 g鎂顆粒，當(dāng)管式爐溫度升至設(shè)定值且穩(wěn)定后，將燒舟迅速推入管式爐中開始保溫并計時。保溫結(jié)束后立即取出燒舟，迅速將鎂顆粒倒入水中急冷，以保留其高溫微觀組織。

1.2 AZ91D 半固態(tài)注射成形

AZ91D鎂合金半固態(tài)注射成形設(shè)備如圖2所示。在半固態(tài)注射成形過程中，首先將料筒和模具開啟預(yù)熱，料筒由多組獨立加熱單元加熱，加熱單元從加料口至模具的溫度范圍為450~610 ℃。模具預(yù)熱溫度為200~250 ℃，以保證漿料在模具中良好的充型性。將 AZ91D 鎂顆粒倒入加料口，鎂顆粒在螺桿剪切推動下向模具端運動，同時被逐漸加熱至半熔融狀態(tài)，漿料暫存于料筒末端。先合模再進(jìn)行注射，螺桿以1.8~2.4 m·s¯¹的速度將漿料推送射入模具，漿料冷卻完成后，將鑄件從模具中取出，完成鎂合金零部件的注射成形。為了研究溫度對AZ91D鎂合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，注射溫度分別設(shè)置為590、595、600和610 ℃。

圖2 半固態(tài)注射成形設(shè)備示意圖

1.3 微觀組織及力學(xué)性能測試方法

將等溫處理的鎂合金顆粒鑲嵌，經(jīng)金相磨拋機磨拋后，使用自行調(diào)配的腐蝕液進(jìn)行化學(xué)腐蝕，腐蝕液配方為1mL 硝酸（HNO3）、20mL醋酸（CH3COOH）、60mL乙二醇（C2H6O2）和19 mL超純水。腐蝕完成后，用徠卡光學(xué)顯微鏡（DM6 M）對試樣的顯微組織進(jìn)行觀察分析，用ImageJ軟件統(tǒng)計晶粒的尺寸和固相分?jǐn)?shù)。

切取厚度3 mm的半固態(tài)注射成形AZ91D 鎂合金試樣用于金相觀察。采用啞鈴狀拉伸棒進(jìn)行拉伸試驗，拉伸棒總長度為160 mm，標(biāo)距為80 mm，平行段直徑為6.4 mm。拉伸速率設(shè)定為0.5 mm·min¯¹，使用25 mm的引伸計記錄位移，拉伸至試樣斷裂，采用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡（SEM）觀察其斷裂模式，并分析微觀機制。所有試驗均在室溫條件下（20~25 ℃）進(jìn)行。

02 試驗結(jié)果與討論

2.1 AZ91D 顆粒原始組織形貌

圖3所示為機械破碎后AZ91D鎂合金的微觀組織形貌。鎂合金鑄錠通過重力鑄造工藝成形，凝固速度相對較慢，晶粒較為粗大，且存在典型的枝晶形貌。其鑄態(tài)組織主要由大尺寸的α-Mg相和不連續(xù)的β-Mg17Al12相組成，β相主要呈島狀分布在α晶粒內(nèi)，部分分布在晶界處。鑄錠機械破碎過程中鎂顆粒內(nèi)部會發(fā)生斷裂和變形，如圖3（a）所示，顆粒內(nèi)部裂紋主要沿晶界擴展。圖3（b）展示了β相的分布狀態(tài)，在未等溫處理的AZ91D合金中，α-Mg 晶粒輪廓較為模糊，僅有部分晶粒邊界能夠被明確識別。圖3（c）所示為晶界處呈共晶結(jié)構(gòu)的β相，這種組織特征主要源于鑄態(tài)下的非平衡凝固過程。在鑄造過程中，因為冷卻速率較快，Al和Zn等溶質(zhì)原子未充分?jǐn)U散，最后剩余的部分液相在晶界處形成細(xì)小的共晶相或富集的第二相顆粒。由于未經(jīng)過熱處理，合金中的β相尚未發(fā)生明顯的溶解或再析出行為。

圖3 AZ91D鎂合金顆粒原始金相組織

2.2 保溫溫度對半固態(tài)組織的影響

圖4所示為不同溫度下保溫30 min后，AZ91D鎂合金的半固態(tài)微觀組織。可以看出，在575 ℃時，鑄態(tài)枝晶形貌消失，初生α-Mg顆粒向球狀晶轉(zhuǎn)變，部分晶粒已顯現(xiàn)球狀形貌，但晶粒之間仍存在一定程度的粘連現(xiàn)象，且晶粒之間液相含量較少。當(dāng)溫度升高至580 ℃時，晶粒粘連現(xiàn)象減少，晶粒尺寸趨于均勻，圓整度提高，液相含量增加。在585 ℃保溫時，合金顯微組織形貌呈現(xiàn)理想狀態(tài)，晶粒分布均勻、形狀更圓，液相更充盈。升溫至590 ℃時，晶粒出現(xiàn)粗化現(xiàn)象，圓整度下降，且液相含量減少，組織均勻性下降，其形貌與鑄錠組織類似。造成該現(xiàn)象的原因是在590 ℃時，鎂顆粒接近液態(tài)，鎂熔體粘結(jié)在坩堝中，無法用夾具取出，未能及時實現(xiàn)水冷，導(dǎo)致空冷數(shù)十秒后才水冷。

圖4 不同溫度保溫30 min后AZ91D鎂合金的微觀組織

綜上，當(dāng)保溫溫度低于585 ℃時，隨著溫度的升高，初生α-Mg 顆粒的圓整度逐漸提高，組織趨于球化；在 585 ~590 ℃范圍內(nèi)，隨著溫度的進(jìn)一步升高，α-Mg 顆粒的圓整度有所下降，部分晶粒出現(xiàn)粗化與不規(guī)則化現(xiàn)象。

在半固態(tài)熱處理過程中，AZ91D 鎂合金中的液相大多來源于低熔點共晶組織（如β-Mg17Al12）的熔化。當(dāng)溫度升高時，晶界及部分 α-Mg 相也發(fā)生局部熔化，液相含量隨之上升。隨著液相含量的增加，固-固界面接觸被固-液界面接觸取代，加速了固相顆粒的球化過程。液相能夠起到潤滑作用促進(jìn)晶粒重排，是實現(xiàn)組織球化與均勻化的關(guān)鍵因素之一。此外，隨著溫度的升高，晶粒尖端部位曲率較大、能量較高，因此優(yōu)先發(fā)生熔化，形成液相。當(dāng)保溫溫度升高至590 ℃時，受奧斯特瓦爾德熟化（Ostwald Ripening）機制的影響，晶粒間的物質(zhì)遷移與聚并現(xiàn)象顯著，尺寸較小的α-Mg 顆粒發(fā)生溶解，溶質(zhì)通過液相遷移至大晶粒表面，進(jìn)一步促進(jìn)晶粒生長。值得注意的是，在 AZ91D半固態(tài)熱處理中，液相的減少或消失發(fā)生在高溫階段，固-液界面縮小，液相的作用減弱。這一變化使得晶粒之間的接觸增強，促進(jìn)了晶粒的聚并和粗化。液相的消失導(dǎo)致顆粒間的流動性降低，晶粒形態(tài)變得不規(guī)則，圓整度下降，球化效果減弱。

2.3 保溫時間對半固態(tài)組織的影響

圖5所示為AZ91D鎂合金在575 ℃下保溫不同時間后的微觀組織。對比可知，保溫時間對 AZ91D鎂合金半固態(tài)組織演化有顯著影響。保溫時間為5 min 時，晶粒尺寸較小、輪廓不清晰，α-Mg顆粒形貌不規(guī)則，球化程度較低；晶界之間僅有少量液相，且分布不連續(xù)，顆粒之間以固-固接觸為主，結(jié)合較緊密，未形成明顯的分界，該階段的組織屬于球化初期。隨著保溫時間延長至15 min，組織發(fā)生明顯變化，液相含量有所增加，其更多地滲透于晶界之間，固-固接觸逐漸被固-液界面取代；液相的增多有助于晶粒間的潤滑和物質(zhì)遷移，晶粒圓整度提升，球化現(xiàn)象初步顯現(xiàn)，晶粒邊界逐漸清晰。當(dāng)保溫時間延長至30 min時，液相含量持續(xù)增加，晶粒圓整度進(jìn)一步提高。此時，顆粒大小趨于均勻，但開始出現(xiàn)晶粒聚并與長大現(xiàn)象，部分晶粒相互融合，局部晶粒尺寸增大，組織粗化。

圖5 在575 ℃保溫不同時間后的AZ91D鎂合金微觀組織

圖6所示為AZ91D鎂合金在585 ℃下保溫不同時間后的微觀組織，其演化趨勢與575 ℃條件下相似，但組織特征更加明顯。對比可知，在相同保溫時間下，585 ℃處理后液相含量較575 ℃時均有所提高，液相對球化過程的促進(jìn)作用更為顯著。由圖6可知，在585 ℃保溫5 min時，球化現(xiàn)象尚不明顯，但晶界處的液相分布較575 ℃下更加均勻，部分顆粒輪廓已初步顯現(xiàn)圓整化趨勢。隨著保溫時間延長至15 min，液相含量進(jìn)一步增加，顯著滲透于顆粒之間，使晶粒之間形成清晰連續(xù)的液相分隔帶。此階段，α-Mg顆粒形貌趨于圓整，尺寸分布均勻，排列緊湊，球化現(xiàn)象明顯，組織結(jié)構(gòu)達(dá)到較為理想狀態(tài)。當(dāng)保溫時間繼續(xù)延長至30 min時，液相仍處于較高水平，顆粒圓整度進(jìn)一步提升。然而，在充分球化的基礎(chǔ)上，部分相鄰晶粒因液相促發(fā)的物質(zhì)遷移而發(fā)生融合、生長，出現(xiàn)局部晶粒粗化現(xiàn)象，部分晶粒間邊界逐漸模糊，出現(xiàn)晶粒聚并趨勢。

圖6 在585 ℃保溫不同時間后的AZ91D鎂合金微觀組織

2.4 AZ91D 鎂合金半固態(tài)等溫?zé)崽幚斫M織演變規(guī)律

2.4.1 固相組織演變機制

在 AZ91D 鎂合金的半固態(tài)熱處理過程中，固相主要由α-Mg固溶體構(gòu)成。α-Mg 固溶體以鎂為基體，溶有一定量鋁元素，具有良好的塑性和一定的強度，是該合金在半固態(tài)區(qū)間內(nèi)的主要承載相。本試驗中固相主要有三種形態(tài)：（1）形貌不規(guī)則的固相，如圖7（a）箭頭1所示，AZ91D鎂合金在初始凝固或半固態(tài)熱處理早期，α-Mg 固相易形成樹枝狀、塊狀或不規(guī)則顆粒，其主要原因包括快速冷卻導(dǎo)致的非平衡凝固、元素偏析引起的界面能量不均、晶粒生長過程中的空間限制以及所受外力導(dǎo)致的非均勻生長速度。這些因素共同作用下，固相顆粒難以圓整化，且短時間內(nèi)難以實現(xiàn)組織均勻化，最后發(fā)展形成形貌不規(guī)則的固相。（2）類球狀固相，如圖 7（b）箭頭2所指， 類球狀固相通常呈現(xiàn)較為圓滑的外輪廓，內(nèi)部晶體結(jié)構(gòu)完整，雜質(zhì)含量極少，是理想的半固態(tài)固相形態(tài)。其形成原因為在半固態(tài)熱處理過程中，隨著保溫溫度與時間的增加，AZ91D 鎂合金中的α-Mg固相顆粒逐步由初始的樹枝狀或不規(guī)則塊狀向球狀演化。尤其是在球化過程中期，部分晶粒被液相包圍，邊緣開始圓整化，呈現(xiàn)出近似球形的類球狀形貌。類球狀固相的形成標(biāo)志著球化過程的推進(jìn)，對提高組織均勻性與改善成形性能具有重要作用。（3）“小液池”固相，如圖7（b）箭頭3所指，局部少量液相處于固相顆粒的包圍中，液相呈不連續(xù)分布，未能完全貫穿晶粒之間，固相未充分分離或球化。

圖7 AZ91D顆粒在半固態(tài)等溫?zé)崽幚砗蟮木植课⒂^組織

綜上可知，形貌不規(guī)則的固相與“小液池”固相可視為類球狀固相形成過程中的不同過渡階段。隨著熱處理的持續(xù)進(jìn)行，液相含量增加，晶粒互相分離并趨于圓整，最終演化為類球狀甚至理想球狀的固相顆粒。該演變過程體現(xiàn)了固相形貌由不規(guī)則向規(guī)則轉(zhuǎn)化的動態(tài)演變軌跡，這是實現(xiàn)組織優(yōu)化和性能提升的關(guān)鍵路徑。

2.4.2 固相組織特征分析

如圖8所示，在相同溫度下，隨著保溫時間的延長，固相面積占比持續(xù)下降。這是由于高溫環(huán)境中，材料內(nèi)部原子熱運動增強，擴散速率加快，原本的固相晶粒逐漸熔化進(jìn)而轉(zhuǎn)化為液相。這種固相向液相的轉(zhuǎn)變在熱力學(xué)上是自發(fā)的，符合合金在接近共晶點或固相線附近的組織演化規(guī)律。在575~585 ℃，隨著溫度的升高，相同保溫時間下固相分?jǐn)?shù)降低，590 ℃下固相分?jǐn)?shù)變化異常是由于保溫過程中液相含量較高，鎂合金粘著在坩堝中，未能及時淬火，導(dǎo)致部分液相凝固，從而出現(xiàn)固相偏高的現(xiàn)象。

圖8 不同溫度下固相分?jǐn)?shù)隨保溫時間的變化

由圖9可知，隨著保溫時間的延長，固相顆粒尺寸逐漸增大。在保溫階段，固相顆粒根據(jù)奧斯特瓦爾德熟化機制演化——大顆粒通過吸收周圍小顆粒溶解出的原子而持續(xù)長大。溫度升高會加速合金中原子的擴散，使其更易在顆粒間遷移，從而促進(jìn)固相顆粒的聚合與長大過程。由于保溫時間較短，圖9并未反映出溫度對晶粒尺寸的影響規(guī)律。

圖9 不同溫度下晶粒尺寸隨保溫時間的變化

2.5 半固態(tài)注射成形 AZ91D 微觀組織

如圖 10 所示，不同半固態(tài)注射成形溫度下，AZ91D鎂合金微觀組織主要包含兩種形態(tài)：未熔化的大尺寸α-Mg相（白色區(qū)域）、液相凝固形成的小尺寸α-Mg相與β相交織的細(xì)密組織。未熔α-Mg相的含量隨溫度升高而減少，尺寸也逐漸減小。由于表顯溫度比料管實際溫度高，所以在600 ℃時仍然可見少量未熔固相組織，見圖10（c）。

圖10 不同成形溫度下的AZ91D鎂合金微觀組織

圖10中黑點為孔隙缺陷，主要包括充型時卷氣和凝固收縮造成的縮孔。半固態(tài)注射成形溫度比傳統(tǒng)壓鑄成形低50 ℃左右，所用漿料的收縮量較低，可減少孔隙缺陷。本試驗中595~600 ℃成形的鎂合金孔隙缺陷較少，降低或提高溫度均使孔隙缺陷數(shù)量增加。這是因為降低溫度會使?jié){料流動性變差，漿料內(nèi)部氣體不易排出，從而形成氣孔缺陷，而當(dāng)溫度較高時，漿料的收縮量變大，孔隙缺陷數(shù)量也會增加。因此，在合適的溫度成形對于缺陷的控制非常重要。

在相同溫度下，例如590 ℃，等溫處理后的固相率比半固態(tài)注射成形獲得的固相率高，等溫處理微觀組織中含有較多大尺寸的固相顆粒，而半固態(tài)注射成形微觀組織中大尺寸固相顆粒含量相對較少，且空間分布不均勻。該現(xiàn)象的本質(zhì)是，前者屬于靜態(tài)保溫組織演變，后者屬于動態(tài)注射組織轉(zhuǎn)變。靜態(tài)保溫時，組織最終接近熱力學(xué)平衡態(tài)，但Mg-Al合金中Al元素在固液界面的擴散速率有限，需要較長時間才能達(dá)到平衡態(tài)（30 min不足以達(dá)到平衡態(tài)）。注射過程中，除溫度的影響外，高剪切和快速摩擦也會產(chǎn)生熱量，促進(jìn)固相溶解；同時，液相在快速流動與偏聚作用下更易富集，使得實測固相分?jǐn)?shù)偏低。

2.6 半固態(tài)注射成形 AZ91D 力學(xué)性能

圖11所示為半固態(tài)注射成形AZ91D鎂合金力學(xué)性能與注射溫度的關(guān)系。合金屈服強度、抗拉強度與斷后伸長率均呈現(xiàn)先升高再降低的趨勢，且全部在595 ℃獲得最大值，這與前期相關(guān)研究結(jié)果一致。在595 ℃，大尺寸固相分?jǐn)?shù)為3%~5%，組織具有良好的致密性，這是獲得良好力學(xué)性能的關(guān)鍵。

圖11 不同成形溫度下AZ91D鎂合金的力學(xué)性能

2.7 半固態(tài)注射成形 AZ91D 斷裂特性

由圖12可知，半固態(tài)注射成形AZ91D鎂合金在拉伸過程中，裂紋擴展路徑表現(xiàn)出明顯的組織相關(guān)性。在未熔固相周圍，裂紋傾向于沿著其與周圍液相凝固組織的界面擴展。這種界面成分不均勻、結(jié)合強度較弱，容易成為裂紋萌生和擴展的首選位置。另外，液相凝固區(qū)域內(nèi)組織細(xì)密，力學(xué)性能相對較好，也促使裂紋沿上述界面擴展。

圖12 595 ℃半固態(tài)成形AZ91D鎂合金裂紋擴展路徑

在液相凝固區(qū)域內(nèi)，裂紋主要沿著初生α-Mg 固相與共晶組織之間的界面擴展。初生α-Mg相通常較為致密，強度較高，而其與共晶組織界面處由于組織差異大、晶格失配嚴(yán)重，往往形成應(yīng)力集中區(qū)，成為拉伸過程中裂紋優(yōu)先萌生的位置。共晶組織中含有的脆性β相，在外力作用下易發(fā)生斷裂，加劇了界面處的裂紋擴展。

03 結(jié)論

（1）在585 ℃等溫處理15 min條件下，AZ91D 鎂合金能夠獲得最優(yōu)的半固態(tài)球化組織，而溫度過低或過高均會降低顆粒圓整度和組織均勻性，進(jìn)而影響其后續(xù)力學(xué)性能。

（2）AZ91D鎂合金半固態(tài)熱處理過程中，α-Mg固相顆粒形貌由不規(guī)則形態(tài)和“小液池”狀等過渡結(jié)構(gòu)，最終演化為近球形理想固相形態(tài)。在相同溫度下，延長保溫時間會降低固相在整體組織中的占比，同時也會促進(jìn)固相粗化，使晶粒之間發(fā)生合并。

（3）隨成形溫度升高，半固態(tài)注射成形AZ91D鎂合金中未熔α-Mg相的含量和尺寸逐漸降低，且未熔固相分?jǐn)?shù)及尺寸比相同溫度等溫處理的組織低。

（4）半固態(tài)注射成形AZ91D鎂合金的力學(xué)性能隨成形溫度的升高先變好后變差，在595~600 ℃間獲得最佳性能。鎂合金拉伸過程中，裂紋主要沿未熔固相與周圍液相凝固界面，以及初生α-Mg 固相與共晶組織之間的界面擴展。

作者

郭春榕1，鹿憲珂1，2，3，岳昭宇2，付麗4，陳勇1，李祥1，沈晶晶1

1、伊之密股份有限公司，廣東省智能化模壓成型裝備企業(yè)重點實驗室；

2、寧波工程學(xué)院機械與汽車工程學(xué)院；

3、中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院；

4、沈陽大學(xué)機械工程學(xué)院

本文轉(zhuǎn)載自：鑄造雜志