DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2004.06.017
利用高频磁场制备自生梯度复合材料的熔体温度选择
李赤枫 王俊 疏达 李克 孙宝德
上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室
上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室 上海200030
摘 要：
研究了通过在熔体凝固过程中的不同温度范围施加高频磁场制备自生梯度复合材料的工艺。对于Al/Mg2Si/Si自生梯度复合材料, 近似计算及实验结果表明:Al+Mg2Si二元共晶区 (555～595℃) 是施加高频磁场的最佳温度范围, 此时处于低粘性熔体中的增强颗粒容易被外加电磁阿基米德力分离。高频磁场施加温度过高或过低, 均不易使增强颗粒产生梯度分布效果。
关键词：
自生梯度复合材料 ;高频磁场 ;过共晶 ;Al/Mg2Si/Si合金 ;
中图分类号： TB331
作者简介： 王 俊, 副教授;电话:02162932870;E mail:Junwang@sjtu.edu.cn.;
收稿日期： 2003-09-20
基金： 国家自然科学基金资助项目 (50101005); 国家高技术研究发展计划资助项目 (2002AA336072);
Temperature selection in melt for preparing in-situ gradedcomposites with high frequency magnetic field
Abstract：
The method for preparing in-situ graded composites was investigated by imposing high frequency electromagnetic field in different temperature ranges during their solidifications. Through approximate calculations and experiments, it is showed that the best temperature range for exerting the high frequency electromagnetic field exists in the Al+Mg2 Si binary eutectic area (555595 ℃) in the case of Al/Mg2 Si/Si in-situ graded composite, where the reinforcing particles can be easily separated in the low viscous melt. Otherwise, reinforcements can hardly distribute as desired.
Keyword：
in-situ graded composite; high frequency magnetic field; hyper eutectic; Al/Mg2 Si/Si alloy;
Received： 2003-09-20
在颗粒增强金属基复合材料的原位复合方法中, 原位结晶复合由于增强颗粒通过原位结晶形成, 高温下复合材料熔体中无既存增强颗粒, 因而该方法所制备的复合材料, 在重熔回用性方面比用其他原位制备方法获得的复合材料有更显著的优势。 同时, 该方法采用的加热温度与常规熔炼温度相近, 更适合轻合金基自生复合材料的制备, 也可方便地在复合材料的凝固过程中对自生增强颗粒施加各种不同的作用, 以实现增强颗粒形态、 尺寸、 分布等方面的“可设计性”
[1 ,2 ]
。 这种复合方法正逐渐成为制备“可设计”的金属基复合材料的一条重要途径。
利用金属熔体与其中非金属异质相之间显著的导电性差异分离非金属相的原理首次由Leenov等
[3 ]
提出。 当金属熔体置于通有高频电流的螺线管内部时, 在金属中会感生出频率和外加高频电流一致的涡流。 相互正交的涡流和感应高频磁场之间的作用, 使金属熔体受到径向电磁收缩力的影响。 此时金属熔体中若存在非金属颗粒, 颗粒将受到与熔体受力相反的径向电磁阿基米德力的作用, 最终使非金属颗粒向外表面产生径向迁移和富集。 这一方法目前已被用于铝合金熔体的净化研究
[4 ,5 ,6 ]
, 而将其与原位结晶复合方法相结合, 制备自生径向梯度复合材料的报道较少。
在利用高频磁场制备原位结晶梯度复合材料的过程中, 熔体温度过高会造成增强颗粒重熔, 温度过低则增强颗粒又会因熔体粘度增加而难以迁移。 因此, 高频磁场的施加存在最佳的熔体温度时机, 它与铸模材料的散热能力及磁场本身的加热效应等因素有密切关系。 本文作者拟针对上述现象, 重点考察施加高频磁场时的熔体温度对Al/Mg2 Si/Si自生复合材料梯度效果的影响。
1 实验
以工业纯Al、 Mg及多晶Si为原料, 在电阻炉加热的石墨坩埚中熔配自生Mg2 Si颗粒增强复合材料 (Al-15%Mg2 Si-5%Si过共晶合金, 质量分数) 。 熔配合金时用少量MgCl2 /MgO系覆盖剂覆盖熔体, 以减少Mg元素的烧损。 合金熔配温度770 ℃, 熔体于730～750 ℃用C2 Cl6 进行精炼处理, 静置10～15 min后浇注成复合材料锭。 该复合材料经800 ℃重熔后, 浇入置于高频磁场中的SiC铸模中 (见图1) 。 自生Mg2 Si增强颗粒将在熔体凝固过程中原位形成, 并在电磁阿基米德力作用下定向迁移至铸件外表面。 最终可获得半径为5 mm的自生梯度复合材料棒。
首先采用多通道数据采集系统记录高频磁场作用下, Al/Mg2 Si/Si复合材料熔体在预热到不同温度的模具内的冷却曲线, 以得到铸模预热温度与入模熔体温度之间的经验关系。 然后根据上述关系, 在复合材料凝固过程中的不同温度范围施加高频磁场, 以考察高频电磁场作用对自生复合材料梯度效果的影响。 高频电磁场的频率为20 kHz, 高频磁场输入功率为10 kW
[7 ]
。 记录高频磁场的作用时间和熔体的冷却曲线, 并利用LECO-IA32图像分析系统对所得复合材料进行金相观察。
2 结果与讨论
测量了Al/Mg2 Si/Si系复合材料熔体在砂型铸模中的冷却曲线, 结果见图2。 由图2可知, Al/Mg2 Si/Si系复合材料 (Al-15%Mg2 Si-5%Si过共晶合金) 在凝固过程中存在5段特征温度范围, 分别表示为液相冷却区 (A ) 、 Mg2 Si初生相析出区 (B ) 、 Al+Mg2 Si二元共晶区 (C ) 、 Al+Mg2 Si+Si三元共晶区 (D ) 及固相冷却区 (E ) , 如图2所示。 当复合材料处于液相或固相时, 感生高频磁场不能造成增强体的宏观迁移运动, 因而区域B 、 C 、 D 是实验中需要考察的施加高频磁场的熔体温度范围。 从Al-
图1 利用高频磁场制备自生梯度复合材料的实验装置
Fig.1 Experimental setup for preparingin-situ graded composites withhigh frequency magnetic field
图2 Al/Mg2Si/Si自生复合材料的冷却曲线
Fig.2 Cooling curve of Al/Mg2 Si/Siin-situ composites
Mg-Si三元相图中可得到区域B 、 C 、 D 的温度范围分别为595～645 ℃、 555～595 ℃及555 ℃左右
[8 ,9 ]
, 实际测量结果与有关文献报道的温度范围基本一致。
由于浇注过程中液态复合材料受到铸造模具激冷作用等因素的影响, 因而入模熔体温度比浇注温度低。 通过实验测量的铸造模具预热温度和入模熔体温度之间的经验关系如图3所示。 图3表明, 当铸造模具预热温度在20 ℃～300 ℃范围内变化时, 入模熔体温度可以从550上升至650 ℃。 实验利用的高频磁场在液态复合材料浇注之前开启, 因而复合材料的入模温度即为高频磁场的开始作用温度。 因此, 通过改变铸造模具的预热温度可基本控制高频磁场的开始作用温度。
图3 铸造模具预热温度与入模熔体温度的关系
Fig.3 Relationship between temperature ofin-situ composite pouring in moldand preheating temperature of mold
根据铸造模具预热温度和入模熔体温度之间的经验关系, 研究了在材料凝固过程中的不同温度范围施加高频磁场的影响。 根据材料冷却曲线上出现的波动即可判断高频磁场的作用温度范围、 作用时间, 以及铸造模具预热温度等影响制备自生梯度复合材料的工艺参数, 如图4所示。 实验的工艺参数如表1所示。
在Al/Mg2 Si/Si系自生复合材料凝固过程中的不同温度范围施加感生高频磁场时, 在半径r =1 mm (近铸件中心) 至r =5 mm (边缘) 径向区域内材料的微观组织如图5所示 (左侧为r =1 mm, 右侧为r =5 mm) 。 其中黑色的是Mg2 Si 增强体, 白色的为α (Al) , 灰色的是共晶组织。 当施加高频磁场时熔体的温度偏高 (初生Mg2 Si析出区见图5 (a) ) 或偏低 (Al+Mg2 Si+Si三元共晶区, 见图5 (d) ) , 增强体在基体组织中的分布基本上是均匀的, 说明高频磁场未对自生增强颗粒产生有效的偏聚作用; 当高频磁场的施加温度在Al+Mg2 Si二元共晶区时 (见图5 (b) 、 (c) ) , 高频磁场在比较短的时间内 (分别为5.1, 6.5 s, 如表1所示) 就可以完成对自生增强体的偏聚作用, 增强颗粒基本上都集中在材料径向外表面约2 mm的区域内。
图4 在Al+Mg2Si二元共晶区施加感生高频磁场时Al/Mg2Si/Si自生复合材料的冷却曲线
Fig.4 Cooling curve of Al-Mg2 Si-Siin-situ composite with high frequencymagnetic field exerting in Al+Mg2 Sibinary eutectic temperature range
表1 高频磁场实验的主要工艺参数
Table 1 Main experimental processingparameters of high frequency magnetic field
Preheating
Temperature
Imposing
24.9
535.8～550.9
11.1
62.5
556.0～576.0
5.1
113.0
577.1～606.6
6.5
289.7
630.0～654.1
5.9
为了使铸件的外层具有更优异的性能 (如耐磨性、 硬度等) , 以满足材料“外硬内韧” 梯度性能的可设计性, 仍需进一步增加Mg2 Si增强颗粒向外表面偏聚程度, 也即在不导致熔体显著温升的条件下, 延长高频磁场对熔体的作用时间。 相关工艺研究有待深入, 本文仅讨论施加高频磁场时熔体最佳温度的选择问题。
在直棒状铸造模具中球形增强颗粒的迁移速度 (v ) 是颗粒直径 (d ) 和熔体粘度 (η ) 的函数
[10 ,11 ,12 ]
, 可表示为
图5 高频磁场施加于熔体不同温度范围时Al/Mg2Si/Si自生复合材料的微观组织
Fig.5 Microstructures of Al/Mg2 Si/Si in-situ composites prepared withhigh frequency magnetic field exerting in various temperature range of melt (a) —630.0～654.1 ℃; (b) —577.1～606.6 ℃; (c) —556.0～576.0 ℃; (d) —535.8～550.9 ℃
v
=
k
1
d
2
η
?
?
?
(
1
)
式中 k 1 为与高频磁场参数有关的系数。
熔体的粘度 (η ) 可以近似表示为温度 (θ ) 的函数
[13 ]
, 即
η =10-3.3 exp (3.34θ L /θ -0.25θ L ) (2)
式中 θ L 表示合金的液相线温度。 对于实验采用的Al/Mg2 Si/Si自生复合材料, 可近似以Al-15%Mg2 Si-5%Si过共晶合金的液相线温度代替
[14 ]
, 即θ L =645 ℃。
假设自生Mg2 Si增强颗粒以球形存在于复合材料熔体中, 并且以质量均匀增加的方式长大。 可以近似认为Mg2 Si增强颗粒在初生相析出区及Al-Mg2 Si二元共晶区完成生长过程
[15 ]
。 球形增强颗粒的尺寸 (d ) 与时间 (t ) 的关系可近似表示为
d
=
k
2
t
3
?
?
?
(
3
)
式中 k 2 是与增强颗粒长大方式有关的系数。
根据实验测量的熔体冷却曲线可以推测, 在初生相析出区 (645～595 ℃) 及Al+Mg2 Si二元共晶区 (595～555 ℃) 内, 复合材料的降温速度相差约4.5倍 (见图2) 。 假设经过时间t , 复合材料的温度为θ , 则时间t 可表示为温度θ 的分段函数 (复合材料在初生相析出区的降温速度为v H , 在Al+Mg2 Si二元共晶区的降温速度为v H /4.5) :
t
=
{
1
v
Η
(
6
4
5
-
θ
)
1
v
Η
(
2
7
2
7
-
4
.
5
θ
)
?
(
θ
=
5
9
5
?
6
4
5
℃
)
(
θ
=
5
5
5
?
5
9
5
℃
)
?
?
?
(
4
)
将式 (4) 代式 (3) 可得到增强颗粒的尺寸 (d ) 与温度 (θ ) 之间的分段函数:
d
=
{
k
3
(
6
4
5
-
Τ
)
1
/
3
k
3
(
2
7
2
7
-
4
.
5
Τ
)
1
/
3
(
θ
=
5
9
5
?
6
4
5
℃
)
(
θ
=
5
5
5
?
5
9
5
℃
)
?
?
?
(
5
)
式中 k 3 是与增强颗粒长大方式及冷却环境等有关的比例系数。
由式 (1) 、 (2) 、 (5) , 可以求得球形增强颗粒迁移速度 (v ) 与温度 (θ ) 之间的关系式:
v
=
{
k
e
x
p
[
3
.
3
4
/
(
0
.
2
5
-
θ
/
6
4
5
)
]
(
6
4
5
-
θ
)
2
/
3
?
?
?
?
?
?
?
?
?
(
θ
=
5
9
5
?
6
4
5
℃
)
k
e
x
p
[
3
.
3
4
/
(
0
.
2
5
-
θ
/
6
4
5
)
]
(
2
7
2
7
-
4
.
5
θ
)
2
/
3
?
?
?
?
?
?
(
θ
=
5
5
5
?
5
9
5
℃
)
?
?
?
(
6
)
式中 k 是与实验环境及材料特性等有关的比例系数。 由于近似计算仅考察球形增强颗粒迁移速度与其最大迁移速度之间的相对关系, 因而不必考虑k 、 k 1 、 k 2 、 k 3 的具体表达关系。
通过实验, 得出v , θ 之间的关系如图6所示。
图6 球形增强颗粒迁移速度与温度之间的关系
Fig.6 Relationship betweenmoving velocity of reinforcementsand temperature
由图6可知, 当θ =555 ℃时, 球形增强颗粒迁移速度 (v ) 有最大值v max 。 取v =0.5v max ～1.0v max , 可以近似求得高频磁场的最佳施加温度范围: θ =555～605 ℃, 即Al+Mg2 Si二元共晶区。
比较近似计算及实验结果可知, 高频磁场的施加温度与计算结果一致。 高频磁场在Al+Mg2 Si二元共晶区施加时, 增强颗粒受到的基体粘滞阻力较小, 可以产生良好的偏聚效果。 当高频磁场在Mg2 Si初生相析出区作用时, 由于热效应导致的温升, 增强颗粒将迅速重熔, 当高频磁场作用终止后, 增强颗粒又会重新析出, 并在固/液界面推移等因素的影响重新析出于偏聚层以外的区域, 导致自生复合材料难以获得需要的梯度效果。 而当高频磁场在Al+Mg2 Si+Si三元共晶区施加时, 虽然此时增强颗粒已经形成, 但熔体粘度很高, 将严重阻碍增强颗粒的移动, 因此仍然不能获得具有良好梯度效果的自生复合材料。
3 结论
1) 在Al-Mg2 Si-Si自生复合材料中, Al-Mg2 Si二元共晶区 (560～580 ℃) 是施加高频磁场的最佳温度范围。
2) 高频磁场施加时熔体的温度偏高或者偏低, 都不能使自生复合材料得到梯度分布效果。
参考文献
[1] 王 俊, 李赤枫, 何树先, 等.自生金属基复合材料的研究进展[J].铸造技术, 2002, 23 (3) :142149.WANGJun, LIChi feng, HEShu xian, etal.Reviewofinsitumetalmatrixcomposites[J].FoundryTechnology, 2002, 23 (3) :142149.
[2] 李赤枫, 王 俊, 李 克, 等.原位结晶法制备自生颗粒增强金属基复合材料的研究进展[J].材料导报, 2003, 17 (10) :6567.LIChi feng, WANGJun, LIKe, etal.Areviewofin situcrystallizationtechniqueinpreparingMMCP[J].MaterRev, 2003, 17 (10) :6567.
[3] LeenovD, KolinA.Theoryofelectromagnetophoresis (Ⅰ) —magnetohydrodynamicforcesexperiencedbysphericalandsymmetricallyorientedcylindricalparticles[J].JChemicalPhysics, 1954, 22 (4) :683688.
[4] AsaiS.Recentdevelopmentandprospectofelectromagneticprocessingofmaterials[J].SciTechAdvMater, 2000 (1) :191200.
[5] 李 克, 孙宝德, 李天晓, 等.利用高频磁场分离Al熔体中的非金属夹杂[J].金属学报, 2001, 37 (4) :405410.LIKe, SUNBao de, LITian xiao, etal.Applicationofhighfrequencymagneticfieldtoseparateinclusionparticlesinaluminummelt[J].ActaMetallSinica, 2001, 37 (4) :405410.
[6] 李 克, 孙宝德, 疏 达, 等.利用交变磁场分离空心圆柱状金属熔体中的非金属夹杂[J].上海交通大学学报, 2001 (3) :375379.LIKe, SUNBao de, SHUDa, etal.Separationofinclusionparticlesinhollow cylinderlikemeltusingalternatingelectromagneticfield[J].JShanghaiJiaotongUniversity, 2001 (3) :375379.
[7] 疏 达.电磁分离铝熔体中非金属夹杂的理论研究[D].上海:上海交通大学, 2001.1522.SHUDa.TheoreticStudyofElectromagneticSeparationofNonmetallicInclusionsfromAluminumMelt[D].Shanghai:ShanghaiJiaotongUniversity, 2001.1522.
[8] BarabashOM, LyogkaTM, SulzhenkoOV, etal.ThermodynamicanalysisofthefusibilitydiagramforAl Mg Sisystem[J].MetalPhysicsandAdvancedTechnologies, 2001, 19:691697.
[9] LISP, ZHAOSX, PANMX, etal.EutecticreactionandmicrostructurecharacteristicsofAl (Li) Mg2Sialloys[J].JMaterSci, 2001, 36:15691575.
[10] SHUD, SUNBD, WANGJ, etal.Studyofelectromagneticseparationofnonmetallicinclusionsfromaluminum
[] melt[J].MetallMaterTransA , 1999, 30A:29792988.
[11] SHUDa, SUNBao de, WANGJun, etal.Numericalcal culationoftheelectromagneticexpulsiveforceuponnon metallicinclusionsinanaluminummelt:PartⅡ.cylindri calparticles[J].MetallMaterTransB , 2000, 31B :15351540.
[12] SHUDa, SUNBao de, WANGJun, etal.Numericalcal culationoftheelectromagneticexpulsiveforceuponnon metallicinclusionsinanaluminummelt:PartⅠ.sphericalparticles[J].MetallMaterTransB , 2000, 31B :15271533.
[13] ShaoG , TsakiropoulosP .Predictionofphaseselectioninrapidsolidificationusingtimedependentnucleationtheory[J].ActaMetallMater, 1994, 42 (9) :29372942.
[14] FeufelH , DeckeTG , LukasHL , etal.InvestigationofAlMgSisystembyexperimentsandthermodynamiccalcula tions[J].JAlloysCompounds, 1997, 247:3142.
[15] ZHANGJ , WANGY , YANGB , etal.EffectofSicontentonthemicrostructureandstrengthofanin situAl/Mg2Sicomposite[J].JMaterRes, 1999, 14 (1) :6874.
