近液相线温度注射对AZ91D合金组织和力学性能的影响  

郭春榕1，谢胜川2，陈炽辉1，王加军2，王宏平2，傅侠2，陈勇1，李祥1  

1.伊之密股份有限公司 广东省智能化模压成型装备企业重点实验室； 

2.宁波星源卓镁技术股份有限公司 

摘要：本文研究了基于AZ91D合金的近液相线温度下，采用注射成型法制备半固态镁合金，分析了不同温度下AZ91D合金的显微组织，并测试其室温力学性能。利用光学显微镜（OM）和扫描电镜（SEM/EDS）观察合金组织；采用X射线衍射仪（XRD）进行相组成分析。结果表明，AZ91D合金中主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12相组成；注射温度为595℃和600℃时，有利于获得精细且弥散分布的初生球状晶；595℃和600℃注射成型的AZ91D合金力学性能最优，抗拉强度(UTS)、屈服强度(YS)、伸长率(EL)分别为274MPa和269MPa、163MPa和162MPa、8.4%和6.1%，均高于国家标准规定液态压铸件的下限值。 

关键词：AZ91D镁合金；注射成型；半固态；近液相线；组织性能    中图分类号：TG146.4       文献标志码：A      

镁合金是工程应用中最轻的金属结构材料，具有重量轻、比强度和比刚度高、阻尼性能好、导热性好、易于回收等一系列独特性能。因此，它被视为21世纪的一种绿色环保材料，将成为汽车和3C（计算机、通信和消费电子）行业的关键材料，其合金的研究已成为一个全球性的问题。除了上述诸多优点以外，由于镁及其合金属于密排六方（HCP）晶体结构，无同素异构体和滑移系少，其变形机制主要分为滑移和孪生，导致其合金室温塑性变形能力较差。

目前，镁合金结构件的成型工艺主要以压铸、半固态注射成型为主。压铸成型具有高产能、尺寸控制精密且可成型几何形状复杂的工件等优点，但是由于压铸成型速度高，金属浆料在填充时易出现裹气、紊流现象，致使铸件容易产生细小的气孔和缩松，造成力学性能下降、无法热处理、气密性差等问题，无法成型薄壁部件。近液相线成型是基于液相线上下20℃温度区间进行浇注，可以减缓晶粒的生长速率，改变晶粒大小，起到细晶强化的效果，也是近年来发展起来的一种新型的半固态制备方法。与普通铸造成型的镁合金相比，半固态注射成型的镁合金具有缺陷少、力学性能优异的优点，可以实现近终成形的加工特点，在近年被积极地引入商用。

国外，Czerwinski等人最早开展镁合金成型工艺研究，结果表明，将合金温度严格控制在液相线水平附近的范围内，产生了具有高完整性的结构，由细小的近等轴α-Mg晶粒组成，周围大多是不连续的β-Mg17Al12金属间化合物沉淀。其中，初生固相要么完全不存在，要么少量（≤5%）存在，其形态从球状到退化的花瓣状不等。国内，乐启炽等人开展了不同冷却速率对Mg-Al系合金的性能研究，主要是将近液相线成形技术集成到半固态Mg-Al系镁合金。

王开等人的研究结果发现在595℃附近温度铸造时，合金组织呈现非枝晶结构，晶粒细小，形状因子接近1。汪存龙等人论证了液态挤压铸造和近液相线挤压铸造 Mg-Gd-Y-Zr合金在不同热处理状态下的强化机制，并定量计算了各强化机制的强度贡献。Qi等人[13]研究了浇注温度和圆筒温度对流变注射成型AZ91D合金组织和力学性能的影响。结果表明，适当降低浇注温度或圆筒温度有助于改善流变成型AZ91D的力学性能，以细化α-Mg颗粒，降低孔隙率。 

目前，铝合金近液相线成型技术的日趋成熟，同属于轻合金的镁合金基于近液相线半固态注射成型逐渐引起学者的广泛关注，但是此技术在镁合金中应用得较少。因此，本课题主要集成近液相线成型工艺与半固态注射成型设备于一体，研究了近液相线温度注射对半固态AZ91D合金显微组织和室温力学性能的影响，旨在为改善半固态镁合金的力学性能提供依据。 

1、 试验材料及方法        

本试验采用宝武镁业集团生产的商用AZ91D合金材料，其合金化学成分如表1所示。已有文献研究表明，AZ91D合金的固液相线的温度区间为470℃～595℃。试验设备为伊之密股份有限公司自研的UN650MG II镁合金注射成型机，将规格为4mm×1.5mm×1.5mm的颗粒状AZ91D合金通过旋转螺杆的输送与剪切，在模具温度为280℃，压射速度为2.3～2.5m/s，锁模力为6500kN，经过料筒的加热逐渐变成半固态的浆料停留在螺杆前端，测得浆料温度分别为580℃、590℃、595℃、600℃及620℃条件下，螺杆向前注射，将半固态浆料注入封闭的模具型腔中直接成型，其注射成型工作原理如图1所示。 

表1 AZ91D镁合金的化学成分（wt.%）  

  图1 AZ91D半固态镁合金制备工艺示意图 

将试样分别用800～3000#SiC砂纸打磨、精抛，经腐蚀后获得显微组织观察试样，采用4%硝酸酒精溶液浸蚀5～10s。利用Smartzoom 5蔡司光学显微镜观察合金的OM组织，借助金相分析软件计算合金初生相α-Mg的固相率(S)和形状因子(F)，计算公式见（1）(2)；选用场发射电子扫描电镜(Hitachi-S4800)配备德国 Bruker Quantax 能谱分析系统观察合金组织、尺寸及分布状态；利用Cu靶的PW3040/60型X衍射仪（XRD）分析合金物相组成。根据国家标准 GB/T 13822-2017《压铸有色合金试样》对合金拉伸测试要求，其试样具体参数如图2所示，并采用电液伺服疲劳试验机（LF5105）对该合金进行室温拉伸测试，拉伸速率为2.5mm/min。

  式中，A0 表示半固态组织单个颗粒的面积；As 表示晶粒的总面积，N为固相颗粒数量，P0 表示固相颗粒的周长。

其中，形状因子F的值越接近于1 时，则表明在组织中固相颗粒的圆整度越高。  

图2 拉伸试样尺寸（单位：毫米） 

2、测试结果及讨论           

2.1 半固态AZ91D合金显微组织 

从图3和图4可以看出，固相分数(S)和形状因子(F)可以通过浆料温度控制，随着温度的升高S和F呈下降趋势。620℃下，该合金中没有观察到α-Mg颗粒，在基体中出现一定数量的孔隙，如图 3(e)、(f) 所示。随着注射温度从580℃升至600℃，α-Mg颗粒逐渐变细，均呈现出半固态组织。其中，580℃和590℃的AZ91D合金固相率较多，主要是此温度下的黏性增大且流动性小，组织中初生的α-Mg已经形成并开始长大；当温度为595℃和600℃时，这两个合金的晶粒尺寸较小且分布较为均匀，固相率(S)、形状因子(F)分别为3.2%和2.5%，0.62和0.55。结合图3中初生相α-Mg的形态演变可以得出，595℃和600℃注射成型有利于获得精细且弥散分布的初生球状晶，对合金力学性能的提高起到了积极作用。

图3 不同温度注射成型的AZ91D合金OM组织：(a)580℃；(b)590℃；(c)595℃；(d)600℃；(e)620℃；(f)620℃局部放大  

图4 AZ91D在不同温度下注射成型的固相率和形状因子 

为了确定不同温度下注射成型AZ91D合金中的物相组成，选取595℃和620℃成型的AZ91D合金进行XRD分析，结果如图5所示。测试结果表明，经不同温度下注射成型的AZ91D合金析出相没有发生改变，主要由α-Mg基体和金属间化合物β-Mg17Al12两相组成。除此之外，还存在少量Al-Mn相，由于其数量不足，特征峰并未出现在XRD图谱中，这与赵春芳等人研究结果一致。  

图5 AZ91D镁合金XRD图谱 

为了进一步确定合金析出相的形貌、分布及特定区域元素含量，对这该合金做了扫描电镜（SEM）和典型析出相能谱（EDS）分析。图6为不同温度下成型AZ91D合金的SEM形貌，从中可以看出，这五个合金均由黑色基体和灰白色沿晶界分布的第二相β-Mg17Al12相组成，其中，580℃的合金晶粒轮廓清晰、第二相于沿晶界连续网状分布、形状饱满而圆整，结合图3（a）为典型的等轴球晶；595℃和600℃合金组织中第二相不连续分散钉扎在晶界上；590℃和620℃合金中第二相则呈现出半连续的网状分布在基体上。  

图6 不同温度注射成型的AZ91D合金SEM形貌：(a)580℃；(b)590℃；(c)595℃；(d)595℃局部放大；(e)600℃；(f)620℃ 

选取595℃和620℃注射成型的合金典型区域进行SEM-EDS面扫及点分析，分析结果如图7与表2所示。图（a）中B点组织形态，主要由Mg元素与少量溶质元素Al组成，这是因为Al元素在Mg 基体中仍然有一定的固溶度，结合EDS分析可知该区域为α-Mg基体。在灰白色区域处的A和C点，除基体Mg以外，还富含部分溶质Al元素子，结合表2可知，A、C点 Al元素的原子占比分别为23.56%和13.35%，远高于9%，结合图6的EDS面扫分析和XRD图谱可以确定灰白色组织为β-Mg17Al12相。此外，ABC三点的面扫分析均显示有少量的Zn与Mn富集，这是因为在凝固过程时，Zn与Mn原子在富Al区偏聚。  

图7 不同温度注射成型的AZ91D合金EDS面扫分析

 表2 不同温度注射成型AZ91D合金中析出相EDS分析(at.%)  

2.2 半固态AZ91D合金室温力学性能

 图8为室温条件下对不同温度 (580℃、 590℃、595℃、600℃及620℃)注射成型的AZ91D合金棒条进行了拉伸测试。从图中可以看出，随着成型温度的改变，合金的力学性能（UTS、YS、EL）也随之变化，即随着温度的升高，合金力学性能呈先升高的后降低的趋势。其中，580℃和590℃注射成型的AZ91D合金力学性能相对较差，主要是此温度低于该合金的液相线温度较多，浆料处于半固态，其黏性增大且流动性小，易出现孔隙且组织中初生的α-Mg已经形成并开始长大。595℃和600℃注射成型的AZ91D合金力学性能最优，其抗拉强度(UTS)、屈服强度(YS)、伸长率(EL)分别为274MPa和269MPa、163MPa和162MPa、8.4%和6.1%。这主要是归功于该合金中第二相分散钉扎在晶界，起到对位错运动阻碍的作用。众所周知，凝固条件决定相的形状和分布，试验中AZ91D合金均由初生相α-Mg和第二相β-Mg17Al12组成。结合图6可看到低温（580℃和590℃）时，该合金组织第二相β-Mg17Al12相对粗大且聚集，大部分沿晶界呈网格状连续分布，这会导致合金强度和塑性下降。相反，高温时第二相相尺寸较小，不连续且呈均匀弥散分布，晶粒尺寸减少有利于提高合金的力学性能。总体来看，参照现行液态压铸标准GB/T 25747-2022《镁合金压铸件》，595℃、600℃和620℃注射成型的AZ91D合金力学性能均高于标准规定值，其中，595℃和600℃成型的合金力学性能指标最优。  

图8 不同温度注射成型的AZ91D合金室温拉伸性能 

室温条件下，镁合金为HCP晶体结构，滑移系较少，一般为脆性断裂起主导作用。结合图9不同温度成型的AZ91D合金低倍和高倍的SEM断口形貌可以发现，断口由解理面、撕裂棱以及少量的韧窝组成，即呈现典型的脆性断裂。随着温度的升高，拉伸断口中解理平面数量变少，出现少量韧窝。其中，595℃和600℃合金的断面较为平齐，光亮，存在少量的韧窝且深度大，进一步说明两者的塑性相对较好。塑性大小顺序为：595℃＞600℃＞620℃＞590℃＞580℃。结合微观结构和力学性能，可以得出结论，最佳温度注射应控制在595～600℃之间。在这种条件下，触变成型AZ91D合金不仅具有理想的组织结构和较高的力学性能，而且节省了能源，降低了对模具的热冲击，延长使用寿命。  

图9 不同温度注射成型的AZ91D合金室温拉伸断口形貌：(a)580℃；(b)590℃；(c)595℃；(d)600℃；(e)620℃ 

3、 结论        

（1）AZ91D合金中主要由-Mg基体、β-Mg17Al12相组成，析出相不随温度的变化而改变。注射温度为595℃和600℃时，有利于获得精细且弥散分布的初生球状晶，这两个合金的固相率(S)、形状因子(F)分别为3.2%和2.5%，0.62和0.55。（2）随着温度的升高，AZ91D合金力学性能呈先升高的后降低的趋势，其中，595℃和600℃注射成型的AZ91D合金力学性能最优，抗拉强度(UTS)、屈服强度(YS)、伸长率(EL)分别为274MPa和269MPa、163MPa和162MPa、8.4%和6.1%，均高于国家标准规定液态压铸件的下限值。 

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