镁合金具有高的比强度和比刚度、高阻尼、电磁屏蔽、良好的尺寸稳定性、良好的导热导电性能，以及优异的铸造、切削加工性能和易回收利用等优点，被誉为“21世纪绿色工程材料”[1,2]。作为目前实际应用的最轻的金属结构材料，镁合金在减重节能和减少环境污染方面具有显著作用，在交通工具、航空航天、国防军工、电子、机械等工业领域以及家庭用品和运动器材等领域正得到日益广泛的应用[1～4]。

目前，世界各国高度重视对Mg及镁合金的研究，相继制订了镁合金研究开发和应用计划，取得了一系列成果。其中，高性能镁合金的开发应用及其凝固组织的控制是当前研究的一大热点。高性能镁合金可分为高强铸造镁合金、高强变形镁合金、高阻尼镁合金和高温镁合金[4]。相关研究结果[5]表明，镁合金的凝固组织，尤其是晶粒的形貌和取向对其力学性能及变形能力有决定性影响。Mg属于hcp结构，通常情况下，镁合金的凝固组织中枝晶发达，晶粒粗大，其强度尤其是高温强度和塑性变形能力较差。因此，如何控制镁合金的凝固组织从而提高其性能以满足各领域的需求引起了人们的关注。

凝固组织控制主要是晶粒和相结构的控制。合金的相结构主要取决于合金的成分，而晶粒尺寸与形貌则是由凝固过程决定的。通过添加适量的合金元素进行微合金化、在凝固过程中施加外场、控制冷却条件等方法，可以有效控制镁合金的凝固组织。本文主要综述了定向凝固技术、快速凝固技术以及电磁搅拌3种方式对高性能镁合金的凝固组织进行控制的研究现状，并展望了凝固组织控制的发展趋势。

（3）完善激励制度。企业不仅要按时为员工发放奖金津贴等，还应该按照人才的技术贡献和管理才能等分发技术产权与管理产权，用多种方式留住技术人员与管理人才，激励核心人才全心全意为企业服务。企业还应该通过营造以人为本的企业文化，用感情留人，让每一位员工都觉得企业是自己的家，自己是企业的主人，这样更能激发员工奉献企业的动力。

1 定向凝固镁合金凝固组织控制

定向凝固技术是指在合金凝固过程中采取强制手段，在凝固区域和未凝固区域中建立起沿特定方向的温度梯度，从而使后续凝固的合金按所要求结晶取向进行凝固生长。定向凝固技术可以有效地改变凝固组织中的晶粒取向与形貌，有望成为提高镁合金强度与塑形的一种新途径。

1.1 Mg-Zn系镁合金

本指安定刘氏江山。 汉刘邦（高祖）病危时对吕后说：“周勃重厚少文，然安刘氏者必勃也。”见《史记·高祖纪》、《留侯世家》。后因以安刘爲维护王朝的典故。 宋 李心传《建炎以来系年要录一四七绍兴十二年》：“及是秦桧除太师，彦诗以啓贺之，有曰：‘大风动地，不移存赵之心；白刃在前，独奋安刘之略。’桧喜，由是稍复录用。”

在Mg-Zn系合金中添加适量的Gd形成的Mg-Zn-Gd系镁合金，其室温力学性能、高温力学性能及高温抗蠕变性能得到极大的提高[10]。Mg-Zn-Gd系镁合金组织中的第二相包括MgZn2、Mg3Gd、W相(Mg3Zn3Gd2)、I相(Mg3Zn6Gd)及长周期结构有序结构(LPSO)等。金属型铸造合金中不同Zn/Gd比决定了合金的第二相。此外，凝固条件和冷却速率也影响该系合金组织中第二相的形成。Yang等[11]研究了温度梯度G=30 K/mm、V=10～100 μm/s条件下定向凝固过程中Mg-5.5%Zn-x%Gd(x=0.8、2.0和4.0)合金的组织演变、相组成以及力学性能。结果表明，Mg-5.5%Zn-0.8%Gd合金由α(Mg)和I相(Mg3Zn6Gd)组成，Mg-5.5%Zn-(2.0,4.0)%Gd合金由α(Mg)、I相(Mg3Zn6Gd)和W相(Mg3Zn3Gd2)组成。合金的组织与使用Scheil模型计算所得合金的凝固路径一致。随着Gd含量的增加，合金胞-枝转变的临界生长速率逐渐降低。

1.2 Mg-Al系镁合金

目前，与铝合金化的Mg约占镁合金应用总量的43%[12]，Al仍是镁合金应用最多的合金元素。Böttger等[13]结合热力学、实验以及模拟的方法研究了定向凝固AZ31合金。结果表明，由于温度梯度的影响，AZ31镁合金晶粒规律性地定向生长，呈现较明显的[1010]择优取向，并提出了利用计算模拟对镁合金定向凝固组织进行预测的思路。Mabuchi等[14]对比了定向凝固和普通重力铸造AZ91镁合金，发现定向凝固合金具有较高的室温和高温力学性能。Paliwal和Jung[15]研究了Mg-(3,6,9)%Al合金在不同条件下定向凝固过程的组织演变，并对比定向凝固与不同模具包括楔形模、砂型、石墨和铜模铸造以及水冷等不同冷却速率R(0.05～1000 K/s)下获得的组织。研究表明，随Al含量的增加，合金组织中二次枝晶间距逐渐减小，且相对于枝晶，组织中更易形成等轴晶，相对于胞晶生长，组织更易以枝晶生长。基于G、V、GV和Al含量对凝固组织的影响以及凝固模型，可以获得Mg-Al合金组织中胞状晶、柱状晶和等轴晶的凝固条件，据此可以通过选择凝固参数得到相应的凝固组织，实现组织的控制。

肖璐等[5]对不同Al含量Mg-Al合金的定向凝固铸件进行研究，发现定向凝固合金具有较高的高温力学性能。在定向凝固过程中，纯Mg、Mg-0.5%Al和Mg-1%Al晶粒生长的主要方向分别为和Pettersen等[16]研究了定向凝固AZ91合金的组织，发现在较低的G和较高的V下，枝晶主要沿方向生长，二次枝晶臂有6个不同的生长方向；在较高G和较低V条件下，生长方向为二次枝晶臂具有3个主要生长方向。Cao等[17]利用定向凝固技术研究了Mg-Al-Ca系镁合金相图中富Mg角处的相转变。通过相图计算和定向凝固，确定该系镁合金相变过程为I型(共晶：L→α(Mg)+C14-Mg2Ca+C36-(Mg,Al)2Ca)，而不是 II型(L+C14-Mg2Ca→α(Mg)+C36-(Mg,Al)2Ca)。Zheng等[18]研究了不同生长/冷却速率下的Mg-4%Al-4%Ca(AX44)合金的定向凝固行为和显微偏析。热力学计算和实验结果表明，该合金定向凝固组织由α-Mg、C14和C36组成。此外建立了一次枝晶臂间距和冷却速率的关系，根据Scheil模型预测的Al、Ca合金元素的显微偏析与电子探针(EPMA)分析结果相符。

Mg-Zn系合金中，Zn主要起固溶强化作用，并通过热处理提高合金屈服极限。此外，Zn还可以消除镁合金中Fe、Ni等杂质元素对腐蚀性能的不利影响，Mg-Zn合金具有良好的生物相容性。Jia等[6]研究了生长速率V对定向凝固Mg-2%Zn(质量分数，下同)合金的组织与耐蚀性能的影响。结果表明，随着V从20 μm/s增加到60、120和200 μm/s，合金组织由粗大的胞晶向细小的胞晶、不发达的树枝晶和粗大的枝晶转变。组织为细小的胞晶时，对腐蚀敏感的晶界减少，Zn元素分布均匀，其耐蚀性最高。Shuai等[7]利用同步辐射和电子背散射衍射(EBSD)研究了定向凝固Mg-38%Zn合金的枝晶形貌(图1[7])，发现初生枝晶的生长方向为而不是之前报道的方向[2,8,9]。此外，枝晶中形成了7个方向不对称的二次枝晶臂，而不是6个对称的枝晶臂，每个主干上演化为3种共存的不同形貌：传统形貌、藻状结构以及自由生长的形貌。这种异常生长主要是由于施加的温度梯度以及Zn的加入引起的界面能各向异性引起的。

  

图1 Mg-38%Zn合金定向凝固过程中不同部位初生α-Mg柱状晶及二次枝晶臂的同步辐射图片[7]Fig.1 Segmented primaryα-Mg columnar dendrite and its secondary arms from sCT tomogram of a directionally solidified Mg-38%Zn alloy[7]

 

(a)expected six-fold crystallography and growth directions(b)3DrenderingofthesevensecondaryarmsidebranchesmarkedD1～D7,growthdirectionintothepage(c)primary dendrite oriented in the vertical direction(d～j)morphologies of each of the seven secondary arms side branches and their angles relative to the stem(Figs.1d,f and i:～54°;Figs.1e and j:～81°;Figs.1g and h:～60°;Figs.1d～j have the same scale)

1.3 Mg-RE系镁合金

由于稀土(RE)元素对镁合金具有固溶和沉淀强化作用，Mg-RE系合金具有较高的高温强度、优良的抗蠕变性能、良好的耐热和耐蚀性能。Wang等[19]利用同步辐射技术观察了不同冷却速率条件下Mg-Gd合金在定向凝固过程中的组织演变。发现随着冷却速率的增加，由于过冷度的不同，柱状晶的生长方向逐渐向热流的方向转变(图2[19])，界面生长速率和枝晶间距随冷却速率的增加而增大。Luo等[20]研究表明，定向凝固Mg-Gd合金中胞晶形成的主要原因是合金中溶质原子含量较低，界面张力较高。胞晶间距λ随着G、V和Gd含量的增加而减小。合金的抗拉强度随着R和λ的减小逐渐增加。Wang等[21]研究表明，定向凝固条件为 G=40 K/mm，V=10～200 μm/s时，合金凝固组织为典型胞晶结构，线性拟合得到λ与V的关系为λ=130.2827V-0.228。通过Scheil模型进行热力学凝固路径计算，结合实验观察可以确定凝固组织为α(Mg)+Mg5Gd。

1.4 Mg-Li系镁合金

  

图2 Mg-6%Gd合金在不同冷却速率下定向凝固的组织演变[19]Fig.2 Microstructural evolutions in solidification of Mg-6%Gd alloy under cooling rates R=0.033 K/s(a1～a3),R=0.1 K/s(b1～b3)and R=0.25 K/s(c1～c3)at different time,where t0is the beginning time of solidification[19]

Mg-Li系合金密度一般为1.35～1.65 g/cm3，比普通镁合金轻1/4～1/3，比铝合金轻1/3～1/2，是所有金属结构材料中密度最小的合金材料，且该合金系具有很高的比强度、比刚度和优良的抗震性能及抗高能粒子穿透能力[22]。Liu等[23]研究表明，随Li含量的增加，Mg-Li合金定向凝固组织中离异共晶(Li含量6.3%，质量分数，下同)先转为层状结构(6.6%)，然后变为层状结构(6.9%)与棒状α-Mg组织(7.2%)共存，最后变为棒状α-Mg组织(7.5%、7.8%)。此外，他们还发现生长速率越快，层状组织越直，分布越均匀；棒状组织越细小，相邻棒状组织的间距也越小。在Mg-Li合金中可以通过改变合金成分和V获得棒状β相、层状组织以及棒状α-Mg组织。

2 快速凝固高性能镁合金凝固组织控制

快速凝固能够显著细化晶粒及析出相，不仅可以大幅度提高传统结构材料的性能，而且可以开发出新的合金体系[24～27]。快速凝固技术制备的镁合金组织与常规铸造所得合金有很大的区别，包括固溶度的扩展、非平衡结晶、微观组织细化、形成准晶或非晶[27]。Mg及镁合金快速凝固技术主要可以分为以下3种：(1)快速凝固/粉末冶金技术，包括喷射沉积技术；(2)采用连续急冷模冷铸造技术，如熔体旋铸技术或将熔体细流通过旋转的急冷盘上甩出获得连续薄带的平面流技术；(3)在已有的镁合金材料表面进行的原位快凝技术，如采用激光重熔技术获得快速凝固组织的表面层[27]。第3种是针对镁合金表面的处理技术，对改变镁合金材料的表面性质及提高抗腐蚀能力十分有效。

他的身体虽然没有受到任何伤害，但方才的交锋，却给他带来了极大的心理压力。因为他惊恐地发现，在对方与自己错身而过的时候，那些凌乱交织的钢铁骨架和错落的刀刃，在以一种特定的频率颤动着，令他眼花缭乱，无法真切看清楚刀锋的运行轨迹。

Zhang等[70]利用电磁搅拌制备不同固相率的AZ91合金，发现随着固相率增大，初生相偏聚现象越来越严重，且β相也随之增多。Yao等[71]对Mg-Li-Al-Zn合金进行电磁搅拌，结果表明，α相由长条状转变为近球状，且β相更弥散分布于α相周围，经电磁搅拌后，其抗拉强度从172 MPa提高到195 MPa，延伸率由10.65%提高到25.75%。Liu等[72]研究发现，AZ91-0.8%Ce合金经电磁搅拌后α-Mg由粗大的枝晶转变为蔷薇状和近球状的颗粒，晶粒得到细化，且β相数量明显增多。对AZ91镁合金电磁搅拌并添加少量的Sr，发现晶粒得到细化，同时β相减少[73]。AZ91镁合金硬度增加主要是由于Al和Zn的固溶，使元素分布均匀，以及晶粒细化起到强化作用。此外，通过差热分析(DTA)发现初生α相晶粒细化的原因主要是过冷度和形核温度的提高。Mao等[74]研究表明，AZ91D镁合金经低频电磁搅拌后可以得到蔷薇状初生颗粒，通过EBSD分析发现一个蔷薇状初生颗粒由同一颗粒演变而来，频率较高则得到多边形颗粒，且来源于不同颗粒。Wang等[69]利用电磁搅拌设备制备Mg-2.5Gd-Zn(原子分数，%)合金，结果表明，电磁搅拌处理能够细化该合金，使其晶粒尺寸从约680 μm细化至约150 μm，最终得到较为圆整的初生颗粒均匀悬浮于液相的非枝晶半固态组织。制备该合金半固态浆料的优化电磁搅拌工艺参数为：电压 300～350 V，频率 15～20 Hz，冷却速率 1.4 K/min。此外，根据现有设备及已有研究，提出了在以下条件下枝晶臂可能发生熔断[69]：

Stjohn等先后于2005年[77]和2013年[78]综述了镁合金晶粒细化研究现状，详细阐述了化学细化法细化镁合金晶粒的原理及应用，如采用FeCl3法、合金化、以及碳质孕育法等细化Mg-Al系合金组织，添加Al元素或Mg-Zr中间合金细化Mg-RE系镁合金晶粒等。此外，他们提出了相互依存理论(interdependence theory)[79]用以分析晶粒细化机理、预测晶粒尺寸，并随后探讨了成分过冷在晶粒形核和长大中的作用。而关于施加外场细化镁合金晶粒的研究现状，他们综述了超声处理细化Mg-Al合金的研究现状。近年来，用于制备高性能镁合金的外场主要有双螺旋机械搅拌、超声振动、气泡搅拌、电场以及电磁场等。本文着重论述电磁搅拌和气泡搅拌制备镁合金半固态非枝晶浆料组织的研究现状。

此外，近年来镁基非晶合金的研究集中于生物植入材料和储氢材料领域的应用研究[54～61]。Dambatta等[54]综述了生物领域用的非晶镁合金的研究现状，指出目前研究主要集中在Mg-Zn-Ca系和Mg-Cu-Y-Zn系合金，着重探讨材料的非晶形成能力及其机理。尽管过渡族元素和稀有金属元素的添加能够提高合金的非晶形成能力，但这些元素对人体有害，不能作为生物材料，而Mg-Zn-Ca系则是理想的生物材料。Matias等[55]根据以下不同的判据：拓扑不稳定CR结合电子相关的参数Δh1/2，以及通过配位数结合致密堆积的球体和CR判据[56～58]提出新的NT标准，计算出Mn-Zn-Ca三元相图中具有较好的非晶形成能力的合金成分范围，并设计出Mg60Zn34Ca6成分。此外，他们制备了3种不同形态的生物植入材料Mg-Zn-Ca非晶合金，分别为薄带、楔形以及圆柱状。研究表明，含Zn的非晶合金具有更好的非晶形成能力、更高的耐蚀性和力学性能，少量的Fe元素对合金的腐蚀性能没有影响。Zhang等[59]利用甩带法制备了纳米晶和非晶(Mg24Ni10Cu2)100-xNdx(x=0～20)储氢合金。结果表明，合金中第二相主要由Mg2Ni组成，Mg6Ni、Nd5Mg41和NdNi相含量随着Nd含量的增加而增加，Nd元素有利于Mg2Ni形成非晶相。

江苏水利现代化建设试点考核监测的探索实践………………………………… 喻君杰，常 虹，欧建锋(19.8）

如上所述，非晶形成能力是目前的研究热点之一。Tang和Zhao[50]研究了过冷金属液体形成非晶的热力学行为，发现过冷液体和平衡凝固固相的平均热容差 Cave(=ΔH/ T，其中ΔH为潜热的变化，ΔT为温度的变化)与熔化熵(Hm/Tm，其中Hm为熔化潜热，Tm为熔点)的比值是判断非晶形成能力的重要参数。Wang 等[51]对 Mg59.5(Cu1-xAgx)35Y11(0＜x≤0.5)系列15个合金的非晶形成能力及其弹性进行了研究，并对比了10个不同成分的Mg-TM-RE(TM=Cu、Ni)非晶合金，发现Mg59.5Cu22.9Ag6.6Gd11块体非晶合金具有良好的缺口韧性和非晶形成能力。Sun等[42]研究了微量元素Cd对Mg-Cu-Gd系镁合金的非晶形成能力和塑形的影响。结果表明，随着Cd含量增加到2%(原子分数)，合金的玻璃转变温度Tg由419 K增加到426 K，结晶开始温度Tx由480 K增加到496 K,最大液相过冷区间ΔTx达到极大值，同时压缩强度和弹性应变均得到显著提升。Li等[45]研究发现，Sr能够提高Mg-Zn-Ca系合金的非晶形成能力及耐蚀性能。Liu等[52]研究发现，在Mg-Cu-Gd非晶合金中添加Zn降低了合金的非晶形成能力，但提高了合金的力学性能、压缩强度以及硬度。Liu等[53]发现，适量Si元素的添加能够提高Mg-Cu-Y合金的非晶形成能力、弹性模量、显微硬度以及抗蠕变能力。

 

表1 一些典型的镁基非晶合金成分和热力学数据[26,34～49]Table 1 Representative Mg-based amorphous alloys and the thermodynamic data[26,34～49]

  

Note:Tg—glass transition temperature,Tx—crystallized temperature,ΔTx—temperature interval between Tgand Tx

 

Ref.[26][34][35,36][37][38][39][40][40][41][42][43][44][45][46][26][47][48][49]Alloy Mg58.5Cu30.5Y11 Mg60Cu25Y10 Mg65Cu25Y10 Mg61Cu28Gd11 Mg65Ni20Nd15 Mg85Ni5Y10 Mg70Zn30 Mg67Zn28Ca5 Mg65Cu15Y10Ag10(Mg61Cu28Gd11)97Cd2 Mg65Cu20Zn5Y10 Mg59.5Cu22.9Ag6.6Gd11 Mg66Zn30Ca2.5Sr1.5 Mg66Zn29Ca4Ag1(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90Be10 Mg65Cu12.5Ag5Gd10Ni7.5 Mg65Cu7.5Ni7.5Zn5Ag5Y10(Mg0.98Al0.02)60Cu30Y10 Tg/K 425 420 418 422 459.3 450 352 359 428 426 404 425 369 369 428 428.1 422 418 Tx/K 495 490 468 483 501.4 467 374 374 469 496 456 472 386 383 478 490.8 463 454 ΔTx/K 67 70 50 61 42.1 17 22 15 41 70 52 47 17 14 50 62.7 41 36

3 施加外场制备高性能镁合金凝固组织控制

式中，CR为判据；λ2为二次枝晶臂间距；糊状区的枝晶长度一般应大于8λ2；fS为固相分数；η为合金熔体的动态黏度；μ0为真空磁导率；dind为感应器到液面前沿的距离；K为常数；U为电压；f为频率；σ为合金的导电率；μ为绝对磁导率。

Inoue[32]对Mg-TM-RE(TM为过渡族元素)三元合金体系进行了大量研究，提出了获得大块镁基非晶合金的3条经验法则：合金由3个以上成分组成的多元系；3个主要元素的原子直径相互之间处于相差12%以上的大、中、小关系；3个成分的混合热具有较大的负值。满足这3条法则的镁基非晶合金是Mg-TM-RE三元合金体系，其中Mg-Cu-Y/Gd/Tb、Mg-Cu-Y-Ni等非晶合金的过冷液相区温度可达70 K，表明这些非晶合金的过冷液态具有很高的稳定性，能够通过低冷速的传统铸造工业制备出块体非晶合金。随后，人们在此基础上，通过替代相似元素和添加新元素，开发了四元甚至多元的具有较大非晶形成能力的镁基非晶合金体系。其中，用铜模铸造法制备出来的Mg54Cu26.5Ag8.5Gd11非晶棒材的临界尺寸已达25 mm[33]。一些典型的镁基非晶合金的成分和热力学数据如表1[26,34～49]所示。

砂石料：按要求选用天然河砂和人工碎石，天然河砂产自麻城巴河，经人工淘洗保证含泥量满足要求；人工碎石选用湖北阳新生产的5～10mm和10～20mm的石灰岩碎石，天然河砂和人工碎石经检测均满足规范要求。

民国纪元前十三年，公历一八九九年，十二月二十五日，于其循例之游艺会中加演话剧。是役也，不特为学生演剧之先声；亦即为话剧输入中国之嚆矢。剧凡三：一曰《禀见得妻》，取材于昆曲《人兽关》之《演官》，而多所损益。属混沌初开，因简陋特甚，既无布景，又乏灯光；而上场有诗，下场有对，犹未尽脱旧剧窠臼。其二则为系西洋短剧，纯以英语出之。至剧名为何，已不复能举矣。[4]32

3.1 电磁搅拌

在合金凝固过程中施加电磁场，利用Lorentz力使液态金属发生对流，获得均匀的温度场和浓度场，可以减少偏析、细化晶粒、降低甚至消除镁合金的热裂倾向，已经成功应用于生产AZ91、AZ80、ZK60和WE54等镁合金[80]。另外，在目前发明的制备半固态浆料方法中，电磁搅拌制备方法是最成功的一种，广泛应用于制备黑色金属的连铸生产和铝合金半固态坯料的连续制备。

一般情况下，镁合金进行快速凝固的目的是为了获得非晶组织，获得比普通镁基晶态合金更为优异的力学性能和耐蚀性能。现有研究[28]表明，与Mg-Cu-Y系和Mg-Ni-Y系非晶合金相比，Mg-Cu-Gd系非晶合金具有更优异的非晶形成能力，且压缩强度可达900～1005 MPa，是传统镁合金的2倍左右。Haferkamp等[29]研究表明，与普通连铸Mg-Li合金相比，喷射沉积所得合金的第二相分布更均匀，且硬度高出20%。Kawamura等[30]利用快速凝固/粉末冶金技术制备出目前综合性能最好的镁合金材料(Mg91Zn1Y2)，其室温屈服强度可达610 MPa，延伸率可达5%，150℃拉伸屈服强度可达510 MPa。Mg91Zn1Y2合金具有如此优异的性能主要是由于细晶强化、固溶强化、Mg24Y5的弥散强化以及LPSO结构的强化作用。Hui等[31]制备了含LPSO结构的Mg-Cu-Y-Zn非晶复合材料，发现含48%LPSO结构的Mg81Cu9.3Y4.7Zn5复合材料压缩断裂强度可达约1200 MPa，压缩塑形应变可达约18%。此外，他们总结了Mg-Cu-Y-Zn系合金组织随合金成分与冷却速率变化关系，并根据相图探讨了不同成分合金在凝固过程中生长速率与长大温度的关系，进而探讨LPSO的形成机理。这说明不同体积分数LPSO结构的获得需要严格控制合金的成分以及冷却条件。

 

在铸造过程中，细化镁合金晶粒能够提高材料的力学性能、抗蠕变性能、耐蚀性能及塑形加工性能等[62～65]。镁合金凝固过程中的晶粒细化主要可以通过热控法、动力学法和化学细化法[65]实现。热控法主要是通过提高冷却速率和降低浇注温度以减小熔体的过热度，另外控制模具温度和降低合金熔体与壳型之间的温度梯度细化凝固组织。动力学细化法主要是在凝固过程中利用机械搅拌，施加气泡搅拌[65,66]、超声场[67,68]及电磁场[69～76]等外场，用外力诱发熔体运动或振动，达到枝晶溶解或破碎，形成大量有效的形核核心；同时，强烈的对流还可以降低铸件中心和边缘的温度梯度从而促进等轴晶生成。近年来的研究[65]认为，在剧烈搅拌的外场(如双螺旋机械搅拌、超声振动、气泡搅拌)作用下，半固态非枝晶组织并不是来自于枝晶熔断或破碎球化，而是生长控制的结果，半固态浆料凝固过程中形成的球状晶核在剧烈搅拌作用下始终保持球状生长；而在搅拌作用相对较弱的电磁搅拌作用下，半固态非枝晶组织主要来源于枝晶熔断球化。化学细化法主要是通过添加异质形核颗粒或合金元素的方法细化晶粒：异质形核颗粒促进形核，提高形核率，从而细化晶粒尺寸；合金元素在凝固过程中会在固/液界面富集，抑制晶粒的生长，促进成分过冷，提高熔体中的过冷度，促进异质形核。

本课题组的前期工作[75]利用电磁搅拌制备NZ30和NZ30K合金半固态浆料。结果表明，经电磁搅拌后，NZ30合金浆料的初生颗粒由枝晶转变为3种不同形貌的颗粒：球状、蔷薇状和细小的枝晶，演变过程为形核、枝晶熔断以及随后的熟化(图3和4[75])。NZ30K合金浆料经电磁搅拌后，能够获得细小、圆整的初生颗粒均匀悬浮于液相这一理想的半固态组织，其演变过程为形核以及随后的熟化。随着电压和频率的升高，颗粒尺寸和形状系数先减小后增大。对于NZ30合金，最优电磁搅拌工艺参数为：时间120～180 s、电压300～350 V、频率20 Hz。对于NZ30K合金，其最优电磁搅拌工艺参数为：时间30～180 s、电压350 V、频率20 Hz。基于热力学微分方程，可以建立如下电磁搅拌工艺参数(电压、频率)与熔体的过冷度ΔT的数学关系式[75]：

 

式中，k是与线圈匝数、尺寸和电阻率有关的常数；U2和U1为采用的不同电压；f2和f1为采用的不同频率；ΔHm为凝固潜热；χ为磁化率。上式结合枝晶熔断的判据，可以很好地阐明电磁搅拌过程中初生相的形成机制。

3.2 气泡搅拌

  

图3 NZ30合金浆料搅拌不同时间后的组织[75]Fig.3 Representative micrographs of the NZ30 alloy slurries at different stirring time of 30 s(a),60 s(b),120 s(c)and 180 s(d)[75]

  

图4 电磁搅拌过程中NZ30合金浆料初生α-Mg颗粒演变过程示意图[75]Fig.4 Schematic diagram showing the formation of primaryα-Mg phases in NZ30 alloy slurries during electromagnetic stirring[75]

  

图5 不同流量制备的AZX912合金半固态浆料[82]Fig.5 Microstructures of AZX912 semi-solid slurry prepared by gas bubbling process under different gas flow levels of 2 L/min(a),4 L/min(b)and 6 L/min(c)[82]

气泡搅拌法制备半固态浆料是由Wannasin等[81]发明的。该工艺主要是通过向具有一定过热度的合金熔体中通入Ar气，在熔体连续冷却过程中不断搅拌，达到预定温度后取出Ar气喷头，从而获得半固态浆料。目前该工艺主要用于制备A356、A380、ADC12等铝合金浆料。对于镁合金半固态浆料的制备则处于起步阶段，但该工艺具有设备简单、成本低、效率高等优点，在制备镁合金浆料时具有较大的应用潜力。Zhang等[82]利用气泡搅拌法制备AZ91-2%Ca合金半固态浆料，结果表明，在30 s内能够制备出较为理想的半固态浆料。并认为在合金熔体搅拌过程中，α-Mg初生相在熔体中直接形核生长，生长形貌取决于气体的流量。随气体流量的增大，搅拌强度和紊流强度增大，初生相由枝晶转变为蔷薇状，再变为球状晶(图5[82])。采用流变挤压铸造获得的合金的力学性能比采用常规挤压铸造高出10%。

4 展望

随着我国各项事业领域的飞速发展，轻量化势必成为主流，轻质、高强的镁合金材料在交通工具、航空航天、国防军工、机械、生物材料等领域的应用将越来越广泛。为了实现镁合金凝固组织的精确控制，材料制备人员需要与同步辐射技术、热力学计算以及计算机模拟等各领域学者进行合作，从而制备出性能优异的镁合金。从现有研究看，采用定向凝固技术和快速凝固技术能够有效提高镁合金的性能，是未来镁合金材料发展的重要方向。镁合金的晶粒细化研究已经取得一些有益成果，在工业上如何利用外场控制凝固组织从而实现高性能镁合金的制备是今后研究的重点。

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