Zn-Al 合金不仅具有优良的铸造性能、较高的强 度，而且其原材料廉价丰富，熔铸工艺简单，拥有广 泛的用途。在 Zn-Al 系列合金中， ZA27 合金的力学 性能最好，室温强度可达 400 MPa 以上。 ZA27 合金 的结晶温度范围宽(108 ℃)，在铸造过程中容易形成 缩松缩孔，铸件致密性差，废品率高。

半固态成形是在合金固−液两相区间凝固成形， 结合了液态加工和塑性加工的优点，比液态成形温度 低，凝固收缩少，因而减少了热裂，比塑性加工成形 温度高，易于变形，对成形设备要求降低，提高了模 具寿命，零件成本随之降低。由于半固态成形过程中 有一定的固相存在， 且半固态金属比液态金属黏度大， 成形过程中不易卷气，能够有效地减少气孔，显著地 增加合金的铸造性能和力学性能。半固态成形包括 触变成形和流变成形。触变成形易于实现自动化，但 其生产效率低、成本高，难以成形复杂的零件。流变 成形具有工艺流程短、容易形成复杂零件、成本低等 优点，因此得到了广泛的关注。为了能够制备出适合 流变成形的半固态浆料，国内外学者相继开发出蛇形 通道、 CRP 、 SRC、 NRC等半固态制浆技术。

半固态浆料初生晶粒的平均晶粒尺寸、圆整度、形状因子能够严重地影响成形零件的力学性能和成形 性能，然而在流变压铸过程中剩余液相相对较多，剩 余液相的凝固行为对铸件最终的组织和力学性能有着 决定性作用。为了充分理解 ZA27 半固态流变压 铸凝固行为，很有必要对合金的整个流变过程进行研 究。本文作者采用自孕育流变制浆技术制备 ZA27 半固态浆料，将自孕育流变制浆技术和传统压铸技术 相结合开发了自孕育流变压铸技术。对自孕育流变压 铸浆料制备和流变成形过程进行研究。分析 ZA27 半 固态浆料水淬组织，研究自孕育流变制浆凝固阶段初 生 α(Al)晶粒的形成和演变， 分析半固态流变压铸不同 部位显微组织，探讨半固态浆料的二次凝固过程和包 晶、共晶反应。

1 实验

实验所用材料 ZA27 合金由纯锌(99.99%，质量分 数)、纯铝(99.99%，质量分数)、纯镁(99.99%，质量分 数)和铝铜中间合金(Cu50%，质量分数)配制而成，其 成分(质量分数)为 Zn：71.235%；Al：26.5%； Cu：2.25%；Mg： 0.015%，液相线和固相线温度分别为 484 ℃、 376 ℃。将配制好的 ZA27 铸造合金在坩埚电阻炉中 加热熔化，待合金完全熔化后，进行测温。当合金熔 体温度达 710 ℃时，用 C2Cl6 进行除气、除渣，并静 置。待熔体温度降至 510 ℃，将熔体直接浇入预热温 度为 200 ℃的金属型模具中，自然冷却后制备 d15 mm× 150 mm 的金属棒料，加工成 5 mm×5 mm×5 mm 的小颗粒状的孕育剂，将其表面用超声波清洗，烘 干后待用。

将同种成分的 ZA27 合金熔化精炼静置后，控制 熔体温度为 560 ℃，将 5%的自孕育剂加入到熔体中 并迅速搅拌，然后浇入导流器，过导流器后流入浆料 收集器。使用热电偶测温，测得导流器入口和出口处 的温度分别为 520 ℃和 480 ℃。将收集到的浆料在 480 ℃分别等温保温 0、 3、 5、 10 min 后水淬取样。 图 1 所示为自孕育流变制浆工艺示意图。

选取 480 ℃等温保温 3 min 的浆料作为压铸试验 浆料，进行压铸试验。压室预热 200 ℃，模具预热 200 ℃，压铸速度 1.2 m/s，增压速度为 1.6 m/s，压铸 件厚度 2 mm，料柄直径为 d 80 mm。在压铸件不同部 位取样(见图 2)以研究流变压铸成形过程和凝固行为。 将上述水淬、压铸试样预磨、抛光后，用 4%HNO3(体 积分数)水溶液腐蚀。使用 MEF-3 金相显微镜观察金 相组织，使用 Image-Pro Plus 5.0 软件测定晶粒尺寸、 形状因子(越接近 1 越圆整)和初生 α(Al)相固相分数， 使用 FED450 型扫描电镜做 BSED 及 EDS 分析。

2 实验结果

2.1 ZA27 铸造合金半固态浆料水淬组织 图 3 所示为半固态浆料在 480 ℃分别保温 0、 3、5、 10 min 的水淬组织。由图 3 可以看出， ZA27 熔体 加入自孕育剂并迅速流过导流器后，能够制备出蔷薇 状或细小树枝状初生 α(Al)晶粒。再经过等温保温，初 生 α(Al)枝晶臂熔断， 熟化， 可以获得圆整的初生 α(Al) 晶粒。

采用水淬法研究半固态浆料时，由于水淬法取样 很难控制(多次取样可以减少误差)和水淬法的精度有 限，将导致实验所得的固相分数高于实际固相分 数，但不会影响本实验的规律和结果。图 4 所示为不 同等温保温时间下初生 α(Al)晶粒平均晶粒尺寸、 形状 因子、固相分数曲线。由图 4 可发现，在 480 ℃等温 保温 3 min 能够制备出较好的 ZA27 半固态浆料，且 固相分数适合流变成形要求， 初生 α(Al)晶粒平均晶粒 尺寸 50.32 μm。因此，压铸试验选取此参数下制备的 半固态浆料。

2.2 铸件内不同位置显微组织

半固态浆料充型过程的位置依次为 A、 B、 C、 D、 E、 F。图 5 所示为压铸件不同取样位置的显微组织。 由图 5 可以看出， 初生 α(Al)晶粒均匀分布在凝固组织 中，从位置 A 到 F，初生 α(Al)晶粒数目不断减少，平 均晶粒尺寸和固相分数也逐渐减小。

不同部位的凝固组织均由球状初生 α(Al)晶粒 α1， 二次凝固 α(Al)晶粒(α2+α3)和共晶组织构成。 α1 均匀分 布于剩余液相二次凝固组织中。 α2 是半固态浆料倒入 压室形成的 α(Al)晶粒， α3 是半固态浆料进入型腔后， 剩余液相凝固形成的 α(Al)晶粒。可以看出，在不 同部位， ZA27 半固态浆料凝固组织明显不同，在铸 件 A、 B、 C 处，初生 α1 晶粒周围依附有“脚趾”状枝晶，而其它部位组织则没有明显的依附生长。此外， A、 B、 C 处 α3 晶粒形核后有明显的长大现象，且组织 形貌不规整，在局部甚至有大的蔷薇状树枝晶，而 D、 E、 F 处 α3 晶粒尺寸特别细小。

3 分析与讨论

3.1 半固态球晶组织的形成机制

可将自孕育法制备半固态浆料分为 3 个阶段(见 图 6)：第 1 阶段，熔体中加入自孕育剂快速降温并析 出部分晶核；第 2 阶段，熔体流经导流器再次降温析 出大量晶核和枝晶，枝晶在导流器上剪切破碎和晶粒 游离形核；第 3 阶段，等温保温晶粒球化过程。 金属液中加入孕育剂后迅速搅拌，合金熔体中的 温度将会迅速下降并趋于均匀。此时，熔体中部分区 域将会有大量的晶核产生。将加入孕育剂处理后的熔 体倒入导流器，熔体流经导流器表面在导流器表面激 冷的作用下，熔体迅速形核长大并形成凝固壳，在后 续熔体强烈冲刷作用下使得凝固壳剥落形成游离晶 粒，重新卷入到熔体中。而此时熔体温度高于液相线 温度，被剥落的晶核有部分会重新熔化，随着熔体在 导流器上流动，合金熔体温度将会逐渐下降，至液相 线附近时，将会在导流器表面大量形核，且这些晶核 能够存活下来。与此同时，液流的流动翻滚、相互碰 撞，不断的游离促使形成更多的晶粒。在导流器的末 端，双股合金熔体将会汇合产生紊流现象，促使熔体 温度场和浓度场均匀。如图 3(a)所示，浆料收集器中的半固态浆料直接水淬，大多数初生晶粒为破碎的蔷 薇状；然后将浆料等温保温，等温保温初期浆料有一 定的流动性，加之外围强制热场作用促使浆料温度场 和溶质场均匀。此时，伴随有 Ostwald 熟化与晶粒合 并长大[19]现象。 ZA27 合金初生 α1 晶粒和剩余液相的 密度相差较大，因此，随着等温保温时间的进一步延 长，初生晶粒在重力作用下聚集在浆料上层，加剧了 Ostwald 熟化与合并长大趋势(晶粒距离短)，导致浆料 均匀性和初生晶粒尺寸均匀性降低(见图 3(c)和(d))。

3.2 压铸件不同位置组织形貌

为了更加直观地描述组织中初生 α1 晶粒平均晶 粒尺寸、形状因子和固相分数，在压铸件不同部位取 样并对组织进行统计，从而得出最终结果(见表 1)：初 生 α1 晶粒数目、平均晶粒尺寸、固相分数均沿 A、 B、 C、 D、 E、 F 位置不断减少，在铸件中心部位(F 处达到最小值。分析认为，液相相对固相黏度小，在成 形过程中先充型的浆料液相较多从而产生液相偏析。 金属成形主要靠液相的流动来实现，半固态浆料 在成形过程中，不仅有液相流动而且还有固相晶粒流 动和变形。半固态浆料流变成形过程包括 4 种流动机 制：液相流动机制、液−固相晶粒混合流动机制、固 相晶粒间滑移机制、固相晶粒变形机制。本试验条 件下，成形速为 1.2 m/s，液相流动机制可能性很小。 在此成形速度下冲头接触压室中的浆料，经过短暂的 蓄势后就以液−固相晶粒混合流动机制流动成形。这 样的充型方式能够减弱部分液相偏析，表现为 F 处有 初生 α1 晶粒。实验中固相分数较低(20%左右)，固相 晶粒基本弥散分布于浆料中。成形过程中铸件 D、 E、 F 处，由于液相偏析，固相晶粒较少，固相晶粒很难 接触。因此固相晶粒间的滑移基本不启动(见图 5(e)和 (f))。

3.3 二次凝固

自孕育流变压铸成形可以将凝固分为两个过程： 一次凝固和二次凝固。一次凝固即 ZA27 合金半固态 浆料制备过程。二次凝固是将半固态浆料倒入压室， 剩余液相在压室、模具内的凝固行为。二次凝固分为 3 个阶段：第一个阶段是浆料倒入预热 200 ℃的压室 内表面形成凝固壳，并在凝固壳上形核长大和成形前 期在模具表面形成的晶粒；第二阶段是浆料充型增压 后，剩余液相在高冷却速率下迅速凝固形成细小的晶 粒(主要在薄壁处)；第三阶段是剩余液相发生共晶反 应。

半固态浆料压铸成形时，在冲头压力作用下，浆 料不断流动接触冷的模具凝固，很快又被后部浆料冲 刷裹进熔体中，压室和成形过程中形成的一些较大枝 晶被剪切破碎、重熔、钝化、并不断游离，最终长成 二次 α2 晶粒。 成形距离不同，导致二次 α2 晶粒的数目 不同，铸件 F 处成形距离长，二次 α2 晶粒数目较多。 试验所用成形零件壁厚 2 mm，增压阶段半固态 浆料在高压下接触冷的模具，将大量热量传入模具， 因此具有很高的过冷度。根据形核率如下式： 式中： k 为比例常数； ΔG 为形核功； Q 为原子越过液 −固相界的扩散激活能； k 为玻尔兹曼常数； T 为热力 学温度。对大多数液体可以得出当相对过冷度在 0.15Tm~0.25Tm 之间，形核率突然显著增大，即所谓爆 发形核。本实验中，模具预热温度为 200 ℃，浆料浇 铸温度为 480 ℃，可以估计出薄壁件的 D、 E、 F 处过冷度大于 0.2Tm(100 ℃)左右，达到有效形核温度，因 而爆发形核(在横截面方向取样)，最终凝固长成特别 细小的 α3 晶粒(见图 7(d)~(f))。在此期间，一次初生 α1 晶粒和二次凝固 α2 晶粒生长被抑制，因此，平均晶粒 尺寸细小且圆整。

A、 B、 C 处浆料冷却速率慢，主要是依附生长。 初生 α1 晶粒和二次凝固 α3 晶粒生长形貌各有不同，初 生 α1 晶粒在相互背离方向有“脚趾状”生长，局部地区 会长成树枝晶(如图 7(a)~(c))。这是由于半固态浆料等 温保温过程中通过 Ostwald 熟化作用[18]使得浆料溶质 重新分配，加之后续凝固成形过程中浆料出现液相偏 析，因此，在最后凝固阶段，晶粒背离方向如果有热 量传出将在初生晶粒上迅速长成凸起，并深入液相生 长，而在反方向由于各个方向都有初生晶粒，依附生 长结晶潜热释放多，而且各个晶粒生长导致溶质浓度 场重合而限制二次凸起生长，从而只能在初生晶粒表 面形成一层依附层，而不能凸起长大。二次凝固晶粒 主要是在液相聚集区形核并生长，这是由于依附于初 生 α1 晶粒生长比在液相直接形核所需能量小，所以在 初生 α1 晶粒周围主要是依附生长。随着依附生长的继续，剩余液相过冷度进一步增加，达到液相重新形核 条件，在液相聚集区剩余液相开始形核长大，形成 α3 晶粒，由于 α3 晶粒是在压力下生长基本上长成“蠕虫 状”，部分 α3 晶粒在较大的过冷度下会长成树枝晶(见 图 7(b)和(c))。最后剩余液相发生共晶反应。 流变压铸过程中二次凝固包括 3 个阶段 ： 第一 阶段，依附于初生 α1 晶粒生长；第二阶段，在液相内 部重新形核并生长；第三阶段，剩余液相发生共晶反 应，形成共晶体。这 3 种凝固方式和最终组织形貌主 要由冷却速率决定，在较高的冷却速率下主要是在液 相中直接形核并生长，在较低的冷却率下主要为依附 生长。

3.4 ZA27 铸造合金包晶反应与共晶反应

包晶相生长可分为 3 个阶段：包晶反应阶段、 包晶转变阶段和直接凝固阶段。包晶反应是通过初生 相与液相反应生成包晶相的过程(α+L→β)；而包晶转 变主要是通过固相原子的扩散使初始相溶解生长为包 晶相的过程(α→β)；而直接凝固则是液相直接在已存 在的包晶相上生长增厚的过程(L→β)。 ZA27 合金在浆 料制备过程中主要形成初生 α1 晶粒，合金在模具中温 度达到 440 ℃左右开始发生包晶反应。模具中高 Zn 液相包裹初生 α1 晶粒，当 α1 晶粒前沿液相达到包晶反 应成分点，发生(α+L→β)反应，形成一层 β 相，这层 β 相就会终止包晶反应的进一步发生。之后的包晶相 生长就靠初生 α1 晶粒的固相扩散转变实现。在包晶转 变的同时，二次(α2+α3)形核析出将溶质排出，从而减 小溶液中 Zn 浓度梯度，阻碍了初生 α1 晶粒前沿 Zn 的扩散，使初生 α1 晶粒前沿液相富集 Zn，就会在初 生 α1 晶粒的包晶转变层上直接依附生长 β 相，在局部 成分过冷区达到 β 相形核条件，会在液相直接凝固生 成富 Al β 相，剩余的高 Zn 液相发生共晶反应。 表 2 所列为各点的成分对应图 8 中各点位置，分 析可知黑色相为 α 相， 灰色为 β 相(发生共析反应生成 α+η)，白色为共晶 η 相。铸件 A 处和 F 处初生 α1 晶粒 前沿包晶反应程度明显不同。在图 8(a)和(b)处的冷却 速度快，包晶转变被限制，初生 α1 晶粒只有一层很薄 的 β 相。初生 α1 晶粒前沿成分过冷区溶质 Zn 还没完 全达到 β 相成分点，就在高的过冷度下直接以 α(Al) 和 β 两相直接形核并长大凝固。图 8(c)和(d)处的冷却 速度慢，从而使包晶转变充分，通过 Zn 原子和 Al 的 扩散 β 相向晶粒外和晶粒内生长，而且在包晶转变层上有 β 相的凸起生长，初生 α1 晶粒前沿主要是以 β 相 为晶核的晶粒。由于包晶反应和包晶转变形成的 β 相 成分相同，通过 BSED 已经分不清楚。在远离初生 α1 晶粒的剩余液相聚集区(见图 8(b)和(d))，由于 F 处冷 却速率大，二次凝固过程中细小 α3 主要以 α(Al)相形 核，然后以 β 相生长，而 A 处的冷却速率小、凝固时 间长， Zn 元素有足够时间扩散，在剩余液相聚集区含 量高，可以直接以 β 相形核。

ZA27 是典型的包晶合金，在平衡凝固条件 下，不会有共晶 η 相。在非平衡凝固条件下，溶质不 能充分扩散，固−液相溶质浓度不同且分布不均匀。 沿凝固方向固相 Zn 含量不断增加，液相中 Zn 含量不 断降低。由于是半固态成形(见图 9)，沿着初生晶粒 Zn 含量不断增加，图 9(a)中 Zn 在晶粒边缘变化比图 9(b)的快。一次晶粒的 Zn 含量明显少于二次晶粒的， 图 9(b)中 Zn 和 Al 峰值小。凝固速度不同导致固相晶 粒中溶质 Zn 的含量不同，最终将决定共晶组织的成 分和形貌。过冷度大晶粒生长速度大，使得初生晶粒 前沿溶质变化陡峭，二次凝固形核数目多且生长成富 Zn 二次 α3 晶粒，二次固相中溶质 Zn 含量多(扩散时 间短)，最终导致共晶组织细小分散。过冷度小晶粒生 长速度小，二次凝固时剩余液相中溶质原子有足够的 时间扩散，固相 Zn 含量少，溶质原子不断在液相富 集，使得共晶组织聚集而粗化，从而在共晶 η 相中凝 固析出包晶 β 相。从表 2 可知， Cu 元素随凝固的进行 不断向剩余液相中扩散，导致最后凝固的 η 相富集大 量 Cu 元素，而 Mg 元素含量很少，在凝固过程中大 部分溶于晶粒中。

4 结论

1) 采用自孕育法制浆技术在 480 ℃等温保温 3 min，能够制备出细小、圆整、初生 α(Al)晶粒分布均的 ZA27 半固态浆料，初生 α(Al)平均晶粒尺寸 52.32 μm。

2) 压铸件不同部位显微组织有明显差别， 沿着成 形顺序，固相分数不断减少，产生液相偏析。

3) 自孕育流变压铸成形包括两个凝固过程： 制浆 过程(一次凝固)和剩余液相流变成形过程(二次凝固)。 剩余液相在铸件不同部位的二次凝固方式不同，在冷 却速率小的部位主要为依附生长， α3 晶粒在压力下长 成“蠕虫状”；在冷却速率大的部位，主要为形核凝固。

4) ZA27 合金半固态流变压铸包晶反应有 3 种方 式：初生 α1 晶粒依次按包晶反应、包晶转变和直接凝 固生长。冷却速率越小，包晶反应越充分；在液相聚 集区既可以以 α(Al)形核，也可以以包晶相直接形核。