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電磁鑄造鎂合金大規(guī)格板坯宏觀偏析與組織
2017/01/21
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近年來，國內(nèi)外學(xué)者對鎂合金的半連續(xù)鑄造過程進(jìn) 行了大量的研究，取得了一定成果。新的方法和技術(shù)不 斷地應(yīng)用于生產(chǎn)過程中。通過大量的研究，鎂合 金半連續(xù)鑄造錠坯的質(zhì)量不斷提高。但是研究所針對的 錠坯截面尺寸主要集中在 600 mm 以下的圓坯，對于更 大規(guī)格圓坯或板坯的研究尚處于起步階段。本研究針對 這一情況，對截面尺寸為 300 mm×800 mm 的 AZ31 鎂合金大規(guī)格板坯進(jìn)行半連續(xù)鑄造實驗，探究了鑄造速 度對板坯宏觀偏析及宏觀組織的影響規(guī)律。
1 實 驗
實驗所用材料為 AZ31 鎂合金，化學(xué)成分(質(zhì)量分 數(shù)，%)為：Al 2.5~3.5；Zn 0.6~1.4；Mn 0.2~1.0；Mg 余量。合金在電阻爐內(nèi)熔煉，熔煉溫度為 700 ℃，經(jīng) 除氣、扒渣、精煉后降至 680 ℃，靜置后進(jìn)行半連續(xù) 鑄造。實驗中通過導(dǎo)流管將高溫熔體導(dǎo)入分流槽中心，然后熔體經(jīng)分流槽出口流入結(jié)晶器內(nèi)。待穩(wěn)定后在結(jié) 晶器上方安放保護(hù)罩，防止熔體氧化和保護(hù)氣散失。
本實驗采用鋁制內(nèi)套結(jié)晶器，電磁線圈置于結(jié)晶 器水箱內(nèi)部，并由電源系統(tǒng)提供頻率為 15 Hz，強(qiáng)度 為 175A 的交流電。實驗過程中保持其他條件不變， 僅改變鑄造速度。
沿板坯橫截面的邊部至心部取樣，經(jīng)水砂紙磨、 機(jī)械拋光、腐蝕后進(jìn)行宏觀組織觀察。腐蝕劑由苦味 酸 3 g，乙醇 50 mL，蒸餾水 5 mL，冰乙酸 2 mL 組成。 通過體視顯微鏡拍攝宏觀組織。采用化學(xué)分析的方法 測定元素 Al、Zn 和 Mn 在鑄錠橫截面上的分布情況。 由于鑄態(tài)組織晶粒相對粗大，故采用截線法測量平均 晶粒尺寸。
2 實驗結(jié)果
2.1 鑄造速度對宏觀偏析的影響
不同鑄造速度下元素在厚度方向和寬度方向的分 布規(guī)律如圖 2 所示。從圖 2 可以看出，鑄造速度為 35 mm/min 時，距表面 30 mm 左右的范圍內(nèi)均出現(xiàn)嚴(yán)重 的反偏析。繼續(xù)向板坯內(nèi)部，元素分布變得均勻，在 接近中心處 Al 含量略有升高。寬向和厚向上的元素分 布規(guī)律大致相同，但寬向上元素的反偏析比厚向劇烈。 速度低于 35 mm/min 時，Al、Zn 元素在寬度方向上的 邊部略出現(xiàn)正偏析現(xiàn)象，厚度方向上元素分布均勻。 鑄造速度為 28 mm/min 時寬度方向上元素分布出現(xiàn)明 顯的波動。
與鑄造速度為 35 及 28 mm/min 時相比，速度為 30 mm/min 時并沒有出現(xiàn)邊部元素的劇烈偏析且整體 元素分布相對均勻。但在寬向的邊部，Al 元素含量略 低。如圖 3 所示，速度為 30 mm/min 時板坯表面產(chǎn)生 冷隔。
不同鑄造速度下板坯內(nèi)部宏觀組織變化規(guī)律如表 1、2 所示?？芍?，界面宏觀組織可分為 3 個區(qū)域：表 面激冷區(qū)、柱狀晶區(qū)和靠近中心的等軸晶區(qū)。鑄造速 度不同，激冷區(qū)和柱狀晶區(qū)的寬度發(fā)生變化，等軸晶 區(qū)內(nèi)的組織有小幅的變化，但比邊部組織變化小而均勻，且此區(qū)域內(nèi)的宏觀組織在不同鑄造速度下的變化 規(guī)律也不同。不同鑄造速度下獲得的整體晶粒尺寸不 同，說明鑄造速度對大規(guī)格板坯的晶粒尺寸有影響。
不同鑄造速度下板坯內(nèi)部平均晶粒尺寸變化規(guī)律 如圖 4a、4b 所示。由圖可知，在所研究的范圍內(nèi)，鑄 造速度對板坯晶粒尺寸有明顯影響。位置不同，速度 對晶粒尺寸的影響規(guī)律也不同。根據(jù)不同鑄造速度下 平均晶粒尺寸的變化規(guī)律，在寬度方向上，鑄造速度 對晶粒尺寸的影響可分為 3 個區(qū)域，如圖 4a 中 1、2 和 3 所示：1 邊部區(qū)域，隨鑄造速度增大，晶粒尺寸 先減小后增大，鑄造速度為 30 mm/min 時達(dá)到最小值； 2 距邊部為 30~ 300 mm 的區(qū)域，隨鑄造速度增大， 晶粒尺寸先增大后減小，速度為 30 mm/min 時達(dá)到最 大值；3 中心區(qū)域，隨鑄造速度增大，晶粒尺寸先增 大后減小再增大，呈現(xiàn)波動形式。在厚度方向上，依 據(jù)相同的原則同樣可劃分為 3 個區(qū)域，如圖 4b 中 1、 2 和 3 所示，分別為邊部區(qū)域、距邊部為 30~110 mm 的區(qū)域和中心區(qū)域。其在不同鑄造速度下的變化規(guī)律 與寬度方向基本一致。
鑄造速度對柱狀晶區(qū)寬度的影響如圖 5 所示。隨 著鑄造速度的增加，AZ31 鎂合金大規(guī)格板坯內(nèi)部柱狀 晶區(qū)的寬度明顯減小。
當(dāng)鑄造速度為 35 mm/min 時（圖 2a、2b），速度 相對較高，錠坯表面接觸二冷水時溫度高，冷卻強(qiáng)度 大，枝晶形成后迅速收縮，高溶質(zhì)濃度的液相沿著枝 晶間通道背流而造成元素劇烈的反偏析。中心附近 Al 含量升高是由于高溫熔體從分流槽側(cè)孔中流出時直接 到達(dá)鑄錠半寬厚的 1/2 位置，此處連續(xù)受到高溫熔體 的沖刷致溫度較高，而熔體回流到分流槽下方時溫度 已降低，此位置相對于鑄錠半寬厚的 1/2 處是先凝固 的；板坯橫截面中心部位雖無熔體的直接流入，但由 于高溫熔體澆到分流槽中心，熱量透過分流槽不銹鋼 壁傳到此處，使得此處溫度較高，凝固較晚；因此心部鋁元素含量有一定程度的降低。寬向的元素偏析比 厚向劇烈，是由于兩處的冷卻強(qiáng)度不同造成的。形狀 因素使得冷卻強(qiáng)度在寬向更大，在鑄造板坯時，這是 一個普遍的現(xiàn)象，可通過調(diào)節(jié)冷卻水流量和鑄造速度 來控制。
鑄造速度降低到 30 mm/min 后（圖 2a、2b），熔 體流動速度下降，而熔體在結(jié)晶器中的冷卻強(qiáng)度相同， 造成低速鑄造時，一部分熔體在接觸結(jié)晶器內(nèi)壁之前 即凝固而隆起。同時，不斷從分流槽中流出的熔體先 越過已凝固部分，再接觸結(jié)晶器內(nèi)壁并凝固，故呈現(xiàn) 出邊部后凝固而接近邊部的位置先凝固，形成冷隔（圖 3）。反映到元素分布上則呈現(xiàn)出接近邊部的位置元素 含量高的現(xiàn)象。鑄造速度為 28 mm/min 時，由于熔體 在結(jié)晶器內(nèi)的停留時間繼續(xù)延長，分流及冷卻的不均 勻性凸顯，水平截面上不同位置凝固的先后順序發(fā)生 變化，導(dǎo)致元素分布不均勻。
根據(jù)不同鑄造速度條件下的元素分布圖（圖 2）， 可知在鑄造速度降低的初期，元素的分布變得均勻。 鑄造速度為 30 mm/min 時，元素分布已經(jīng)較均勻，偏 析程度小。邊部元素偏析的范圍隨速度的降低而變窄， 鑄造速度為 35 mm/min 時，寬度大約為 30 mm，而鑄 造速度為 30 mm/min 時，寬度大約為 20 mm，這一趨 勢對于后續(xù)的加工是有利的。但當(dāng)鑄造速度繼續(xù)下降 到 28 mm/min 時，元素在寬度方向和厚度方向上的分 布再次變得不均勻。適當(dāng)降低鑄造速度，熔體接受一 次冷卻的時間延長，使得鑄錠內(nèi)溫度梯度減小，凝固均勻，偏析程度減??；而過低的鑄造速度反而會凸顯 出一冷不同位置的冷卻差別。根據(jù)以上分析，對于 300 mm×800 mm 的板坯來說，鑄造速度應(yīng)選 30 mm/min 左右。
由圖 4 可知，整體晶粒尺寸的變化趨勢明顯：隨 著鑄造速度的增加，晶粒尺寸先增大后減小。當(dāng)鑄造 速度為 30 mm/min 時，晶粒尺寸達(dá)到最大值；在鑄造 速度為 35 mm/min 時，晶粒尺寸達(dá)到最小值，但是晶 粒尺寸明顯不均。綜上所述，32 mm/min 為本研究范圍內(nèi)合適的鑄造速度。
柱狀晶區(qū)寬度的變化源于鑄造速度與溫度梯度的 關(guān)系（圖 5）。隨著鑄造速度的增加，一次冷卻時間變 短，出結(jié)晶器時板坯表面溫度高，二次冷卻強(qiáng)度增加。 因此板坯近表層區(qū)域形成較大的過冷度，過冷形核機(jī) 制加強(qiáng)，均勻的等軸晶增加，柱狀晶寬度減小。
4 結(jié) 論
1) 距離 AZ31 鎂合金板坯表面 20~30 mm 范圍內(nèi) 存在一層明顯的偏析區(qū)，板坯中心部位偏析小。適當(dāng)降 低鑄造速度(由 35 mm/min 減小到 30 mm/min)，宏觀偏 析程度減輕；鑄造速度過低（28 mm/min），元素分布 不均勻。
2) AZ31 鎂合金板坯的宏觀組織存在 3 個區(qū)域： 表面激冷區(qū)，粗大的柱狀晶區(qū)和內(nèi)部等軸晶區(qū)。隨鑄 造速度增加，鑄錠整體晶粒尺寸先增大后減小，柱狀 晶區(qū)寬度明顯減??；鑄造速度為 35 mm/min 時晶粒最 小，但晶粒不均勻程度增加。鑄造速度為 32 mm/min 時晶粒較細(xì)且均勻，為合理的鑄造速度。