半固态合金浆料（精选4篇）
半固态合金浆料 篇1
作为发动机的心脏零件, 活塞的质量将直接影响发动机的性能。随着发动机的高转速低油耗低噪音方向发展, 活塞材料被提出了更高的要求。铝硅合金具有良好的铸造性能、线胀系数低、尺寸稳定性好以及耐磨性高等特点, 作为活塞的理想材料正引起世界各国的重视。但是随着含硅量的增加, 虽然可以提高合金的铸造性能, 但组织内出现了粗大针状的共晶硅。而当含硅量超过共晶成分后, 合金组织中出现更为粗大的初生硅, 割裂基体, 引起应力集中, 使合金变脆, 切削性能变差。同时铸造合金的α相往往以树枝晶的形态存在, 不利于合金的强度和韧性。传统的铸造中, 往往通过变质处理来改善合金的组织形态, 这种方法虽简便易行, 但改善效果比较有限[1~6]。半固态成形作为一种不同于传统的锻压或是铸造成形的新型金属成形方法越来越引起人们的重视。半固态成形实现了能耗少、短流程、近终形生产、产品性能好等优点, 减少了环境污染, 是一种绿色的工业技术。近年来半固态加工技术在有色金属材料的研究正在广泛地在世界各国开展, 而半固态成形技术控制亚共晶铝硅合金中的初生α-Al相或过共晶铝硅合金中的初生硅相的形态, 也越来越引起国内外学者的关注[7~9]。本文综述了目前半固态成形技术在铝硅合金中应用及机理研究的进展情况。
1 电磁搅拌法
电磁搅拌技术是利用旋转磁场的作用力使得合金熔体跟随旋转磁场一起旋转, 产生电磁搅拌的运动效果, 从而改变熔体的流动、传质传热以达到获取非枝晶的目的。半固态成形技术中, 半固态金属浆料或坯料的制备是该技术的基础, 因此世界各国对此投入大量的人力物力进行研究。半固态电磁搅拌克服了机械搅拌的搅拌器易腐蚀、金属被夹杂和氧化物污染、气体卷入及较低的生产效率等缺点, 是目前工业生产大尺寸半固态合金材料的主要手段。毛卫民等[10]通过电磁搅拌过共晶铝硅合金, 在常规凝固条件下的过共晶合金中的初生硅为粗大的板片状, 而经过激烈的电磁搅拌后, 初生硅发生了明显细化且分布均匀, 大部分初生硅呈球团状, 同时加大搅拌功率后, 初生硅变得更加细小和圆整。在电磁搅拌条件下过共晶合金中的初生硅细化和球化的原因是电磁搅拌引起合金熔体对初生硅的机械破碎、摩擦作用、抑制初生硅择优生长作用、促进初生硅熟化和变质细化作用。管桂生等[12]研究了冷却速度对电磁搅拌过共晶Al-Si合金半固态浆料中的初生硅的影响, 发现冷却速度是影响搅拌效果的重要因素, 随着冷却速度的增大, 合金熔体的过冷度逐渐增大, 有利于初生硅的细化和圆整化, 但到一定值时效果不再明显。同时把半固态搅拌成形与传统的变质处理相结合, 可以得到更好的合金组织, 李高宏等[13]通过正交试验, 得到最优化的P-RE-Sr复合变质的变质剂配比, 并结合电磁搅拌得到了更为细小的初生硅颗粒。
2 SIMA法
应变诱变熔化激活技术 (S t r a i nInduced Melt Activation) , 简称SIMA, 是先将合金原材料进行足够的冷变形, 然后加热到半固态, 在加热过程中, 先发生再结晶, 然后部分熔化, 使初生相转变成颗粒状, 形成半固态金属材料的方法。SIMA法相对于半固态流变成形操作、搬运更便利, 工艺更简单, 因此在镁合金半固态成形中已有广泛的应用, 而把SIMA法应用在铝硅合金上越来越吸引国内学者的注意。姜华海[14]采用近液相线法并结合SIMA法复合工艺制备半固态A356铝合金坯料, 在通过等径角挤压 (ECAP) 和半固态等温处理后, 发现通过SIMA法可以适制备出球状初生α-Al相晶粒的半固态A356铝合金坯料。而过共晶铝硅合金组织的粗大的初生硅相也可以通过SIMA法得到改善, 薛克敏[15]等运用SIMA法成功制备出Al Si3O合金半固态的坯料, 初生硅晶粒大小和圆整程度比较理想, 发现半固态等温时间和等径角挤压的温度是影响初生硅圆整度的主要因素。SIMA法的目前主要存在的问题是加工坯料的尺寸过小, 同时如何解决铸造合金塑性差与应变诱导变形量需求的矛盾, 而对于后者热挤压、等径角挤压都是一些较为可行的解决方案。
3 低温铸造法
低温铸造法是指通过一定的手段控制合金浇注温度和凝固冷却速度来制备半固态金属浆料或坯料的方法。该方法一般不需要采用任何搅拌, 所以制备的工艺简单可靠, 成本低。目前低温铸造法已引起广泛关注。姚明等[16]利用低温铸造法制备亚共晶铝硅合金半固态坯料。通过使用N2气搅拌, 并在适当的浇注温度和冷却条件下可以得到晶粒圆整、分布均匀的初生α相。刘政等[17]用低温铸造与弱电磁搅拌工艺相结合来制备A356铝合金半固态浆料。发现用这种复合工艺可以制备出球状初生α相的半固态A356合金浆料。在与单独进行低温铸造的试样相比较时, 在弱电磁搅拌条件下, 适当提高浇注温度也可获得理想的球状A356合金浆料, 降低了低温铸造的风险, 也简化了实际浇注工艺的操作。同时低温铸造和弱电磁搅拌加速合金液向外传热和减小了其温度梯度, 细化了初生α相晶粒, 造成的强迫流动和局部温度起伏, 促使初生α相二次臂的熔断并使之球化。
4 结语
综上所述, 铝硅合金的半固态成形技术正在被广泛的研究, 半固态机械搅拌、电磁搅拌对初生相的形态、分布的机理以及应用工艺已被研究得比较充分, 但是机械搅拌、电磁搅拌存在的生产效率低、噪音大等缺点也应当引起相应的重视。SIMA法作为一种把塑性变形与传统熔铸结合的半固态触变成形方法, 工艺性较好, 适合于工业生产。而低温铸造法制备铝硅合金半固态坯料, 简单易行、设备简单, 具有发展前景。
铝硅合金的半固态成形技术虽然具备传统的细化变质处理不具备的优势, 但为了获得更佳的合金组织, 有必要从以下几方面进行探索性研究:
(1) 深入研究固液两相区合金的组织行为, 为半固态成形工艺提供更可靠的理论依据。
(2) 探索传统变质细化处理与半固态技术的结合, 通过两种方法复合处理, 以达到更理想的合金组织。
(3) 优化工艺, 克服各种半固态成形方法的缺点, 寻求一种简单易行、经济高效的半固态成形方法。
半固态合金浆料 篇2
介绍了实验室自行研制的半固态浆料制备及流变成形设备,并且利用该设备研究了A357铝合金半固态流变成形的组织与工艺关系,同时探讨了半固态A357铝合金浆料制备及流变成形过程中的凝固行为。
1 实验设备与方法
1.1 实验设备
图1为实验室自行研制开发的半固态浆料制备及流变成形设备,主要由调速电机、升降机构、传动心轴、上通气管、加热元件、冷却元件、内锥桶、外锥桶、下通气管、保温层、熔化炉、压铸系统等构成。调速电机可进行无极变速,转速范围:0~900r/min;内桶转速通过调速电机带动传动锥齿轮来实现;内桶与外桶之间的缝隙可以调整升降机构来实现,调整范围:3~6mm;加热及冷却元件装在外桶外壁,通过温度控制装置(图中未标出)的控制来保证外桶保持恒定的温度;连接装置与法兰盘和压室相连,且外壁装有加热元件。设备整体结构呈垂直布置,通过上部熔化炉将熔融的液态金属注入半固态浆料制备设备内外桶之间缝隙,进行半固态金属浆料的制备,然后将制备的浆料由底部法兰盘通过连接装置输送到压铸机压室,完成压铸成形。
1.2 实验材料与方法
试验材料选用商用高纯A357铝合金,其化学成分见表1,合金液相线和固相线温度分别为615℃和560℃。
实验时,先把A357铝合金熔化至680℃,保温10min,然后将熔融合金液降温至650℃,经导流管注入到事先设定好工艺参数的剪切制浆系统中。合金液在通过剪切制浆系统内外桶之间的缝隙时,由于内桶与外桶的相对高速转动形成的剪切应力场使其在固液相区间发生强烈的剪切变形,剪切时间大约5~8s,然后将制备的半固态金属浆料通过连接装置输送到J1126F型冷室压铸机。压铸模具使用实验室自行设计的一套力学性能模具,试验模温控制在150~200℃。在整个半固态浆料制备及流变压铸成形过程中,从半固态设备顶部进气口以及保温盖通气管通入氩气对合金熔体进行保护,防止金属熔体的氧化。切割试样并进行粗磨、精磨和抛光,通过0.5%的HF水溶液侵蚀后采用6XB-PC金相显微镜对组织进行观察和分析。不同工艺下初生α-Al晶粒尺寸通过线截点法进行测量,平均晶粒等效直径(d)使用如下公式来计算[4]:
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式中:AN为第N个初生α-Al晶粒面积;N为晶粒数量。
2 实验结果与分析
2.1 工艺参数对微观组织的影响
图2为剪切速率740s-1,剪切温度600℃及剪切时间8s下,半固态流变压铸A357铝合金试样横截面处的微观组织,从图中可以看出,初生α1-Al晶粒呈球形或椭球形,且较均匀的分布在基体上,平均晶粒尺寸为41~46μm。另外,在初生α1-Al晶粒周围存在有大量细小、圆整,平均晶粒尺寸约为6~8μm,且均匀分布的α2-Al晶粒,这是因为制备的半固态A357铝合金浆料在输送到压铸机模腔时,浆料内部液相中形成的晶核在随后的快速冷却过程中来不及长大成形,最终变为细小的α2-Al晶粒[5]。
在相同固相率(fS=0.52)和剪切时间(t=8s)下,半固态流变压铸A357铝合金剪切速率和平均晶粒尺寸之间的关系如图3所示。图3a中初生α1-Al晶粒形貌以近球状或球状为主,并可以观察到少量的蔷薇花瓣,平均晶粒尺寸约为60μm,剪切速率315s-1;图3b剪切速率为472s-1,可以看出初生α1-Al主要由球状或近球状晶粒组成,且分布较均匀,晶粒大小约为48μm;图3c,d α1-Al晶粒更加细小圆整,分布更均匀,平均晶粒尺寸分别为45μm和43μm,剪切速率为630s-1和772s-1。
由图3可以看出,半固态浆料制备装置剪切速率对A357铝合金初生α1-Al晶粒的形貌及分布有着显著的影响。剪切速率的增加有利于初生α1-Al晶粒的球化、圆整,平均晶粒尺寸更加细小且分布更为均匀。在A357铝合金半固态浆料制备过程中,合金熔体流过内外桶之间缝隙时凝固方式发生了变化,由于内外桶之间形成强烈的剪切应力场使得初生α1-Al枝晶二次臂根部熔断的可能性增大,形成越来越多的球状初生相,另外,合金熔体在较强的对流下使得熔体内部温度及浓度的分布更加均匀,初生α1-Al晶粒在随后的长大过程中变得更加圆整[6,7]。从图3试验结果来看,增大制浆装置剪切速率,能获得较好的半固态A357铝合金浆料组织。
2.2 半固态流变压铸过程中的凝固行为
在半固态浆料制备过程中,由于合金熔体受到强烈的剪切应力场作用而使得内部具有较均匀的温度分布和浓度分布,在固液相区间初生α1-Al晶粒的形成将发生在整个合金熔体内部,此外,合金熔体由于受到强烈的剪切扰动,破坏了初生α1-Al晶粒长大过程中的团聚,使得初生相变得更加细小、圆整。与普通的金属凝固相比,实际的形核数量并没有增多,但具有更多的形核机会[8]。此外,半固态浆料制备时先生成的树枝晶由于受到强烈的剪切扰动而破碎,从枝晶臂上断开并游离在合金熔体当中,随着剪切扰动时间的增加,这些游离的枝晶碎片逐渐的球化圆整,最终形成球状或近球状的α1-Al晶粒。
在随后的压铸过程中,半固态浆料中残存的液相在压铸机模腔内部将会发生快速的凝固,然而这种制备的半固态浆料是经过强烈剪切应力场的作用,残余液相内部具有均匀的温度和浓度分布,晶核会在整个残余液相内部形成长大。与半固态浆料制备所不同的是残余液相在压铸机模腔中的形核具有较高的冷却速率,在这种条件下,晶核将没有更多的机会长大成形,最终制备出均匀细小的半固态组织,平均晶粒尺寸约为8μm。与制浆装置中合金熔体的凝固相比,半固态浆料中残余液相在压铸模腔的凝固被称为二次凝固[9]。
3 结论
(1)利用实验室自行研制开发的半固态浆料制备设备并结合了现有的压铸机开发了一套从半固态浆料制备到流变压铸成形一体化设备。试验结果表明该半固态浆料制备及流变成形设备能制备出初生α1-Al晶粒呈球状或近球状,且均匀细小的半固态浆料。
(2)制浆设备剪切速率对半固态A357铝合金初生α1-Al晶粒形貌及分布有着显著的影响。剪切速率的适当增大有助于合金熔体内部温度及浓度分布更均匀,有利于半固态α1-Al晶粒的形成及圆整化。
(3)探讨了半固态流变压铸过程中的凝固行为,在半固态浆料制备过程中,主要为初生α1-Al晶粒的形成;在随后的压铸过程中,以较为细小的二次凝固α2-Al晶粒的形成为主。
参考文献
[1]FLEMINGS M C.Behavior of metal alloys in the semisolid state[J].Metallurgical Transactions B,1991,22B:269-293.
[2]谢水生.半固态金属加工:21世纪的新一代金属成形技术[J].锻造与冲压,2006,(1):32-36.
[3]康永林.金属材料半固态加工理论与技术[M].北京:科学出版社,2004.
[4]TZIMAS E,ZAVALIANGOS A.A comparative characterizationof near-equiaxed microstructures as produced by spray casting,magnetohy drodynamic casting and the stress induced,melt acti-vated process[J].Materials Science and Engineering A,2000,289:217-227.
[5]FAN Z,FANG X,JI S.Microstructure and mechanical proper-ties of rheo-diecast(RDC)aluminum alloys[J].Materials Sci-ence and Engineering A,2005,412:298-306.
[6]JI S,FAN Z,BEVIS M J.Semi-solid processing of engineeringalloys by a twin-screw rheomoulding process[J].Materials Sci-ence and Engineering A,2001,299:210-217.
[7]刘永峰,毛卫民,汤国兴,等.半固态A356铝合金流变浆料的制备技术研究[J].特种铸造及有色合金,2007,27(3):185-187.
[8]HITCHCOCK M,WANG Y,FAN Z.Secondary solidificationbehaviour of the Al-Si-Mg alloy prepared by the rheo-diecastingprocess[J].Acta Materialia,2007,55:1589-1598.
半固态合金浆料 篇3
兴起于20世纪70年代的半固态金属流变成形技术具有近净成形的独特优势, 被誉为21世纪最有价值的成形技术。半固态金属流变成形技术是由Flemings教授及其学生在研究Sn-15%Pb的“热裂”现象时, 发现金属在凝固的过程中当对其施加外部剪切力会使半固态浆料产生抵抗作用。研究人员认为这有很高的潜在价值[1]。经过几十年的发展, 半固态金属流变成形技术以其节能环保、气密性好、生产效率高等特点被应用于宇航、电子、汽车及机械制造等相关领域。工业运用方面, 福特汽车、大众汽车利用半固态流变成形技术生产汽车的阀门、排气管、曲柄轴箱和变速箱等结构[2]。国内起步较晚, 但从20世纪90年代至今由于各大高校、科研院所的加入, 半固态成形技术也得到了长足的发展, 如北京科技大学、北京有色金属研究总院、重庆嘉陵集团研究和利用此项技术用于工业生产[3]。最新的研究成果是将半固态成形技术运用到3D打印中去。
对半固态金属流变成形技术的研究一般是运用理论与实验相结合的方法。理论研究着重于宏观流动与微观结构之间的联系。本文选用Chen-Fan模型[6,7], 将其关于解聚率、碰撞率描述中的两点不足进行修改 (解聚率为零时, 表观黏度不为零, 没有物理意义的参量) 。通过对以上表达式的修改, 选用周志华等关于Al Si4Mg2铝合金的实验数据, 求得新模型中所设参数, 将其运用到半固态铝合金稳态流变行为的研究。
1 本构模型
文中假设当固液共存时, 固相粒子为悬浮于金属液体内的完全球化的固体粒子, 且其直径为0.1 mm。半固态金属浆料在施加的剪切力的条件下形成外部流动环境加剧了固体粒子之间的相互摩擦和碰撞, 进而出现粒子之间结构上的断裂与重组[3]。重组则使新形成的粒子体积的增大, 断裂则使得粒子体积的减小, 这其主要取决于聚合和解聚这两个可逆的过程。聚合与解聚这两种作用的剧烈程度则与外部流动条件、固体粒子的多少和大小有着密不可分的关系[9]。
本文引用简化后的Chen-Fan模型[8]
对模型中关于解聚率、碰撞率的表达式修改如下:
其中为γ表示剪切速率;ф表示固相体积分数;kd表示解聚率;kij表示碰撞率;kc表示平均碰撞率;d为固体颗粒直径;n (t) 表示t时刻聚集体的平均粒子数;ne为稳态时刻聚集体中固体颗粒的平均数目[8]。
2 稳态流变行为
2.1 模型中参量的确定
模型中所需测定的6个参量为α1、d1、d2、d3、d4、c, 对应的参量值如表1所示。本文中选用周志华等[5]测量的Al Si4Mg2的实验数据对模型中参量进行拟合。
2.2 稳态黏度
2.2.1 有效固相体积分数的影响
由图1可以看出, 由式 (4) 绘制的曲线随着有效固相体积分数的增加呈上升趋势, 这与表观黏度随半固态金属有效固相体积分数的增加而增长相符合。为了观察直观, 现将选用的周志华等关于Al Si4Mg2铝合金的实验数据用散点绘于图1中。
2.2.2 固相体积分数的影响
由图2可知, 在不同剪切速率下表观黏度值随着固相体积分数的增大而增加。这符合实验数据值, 表观黏度可直观表示为其对抗外部扰动的能力。当固相体积分数增大时, 半固态浆料内部的固相粒子数目就会增多, 导致粒子之间摩擦与碰撞的几率大大增加, 宏观上就表现为抵抗外部能力的增强即表观黏度的增加。另外, 图2中的曲线当固相体积分数较小时曲线增长较为缓慢;固相体积分数较大时增长剧烈。这是因为在不同的固相体积分数区间内, 半固态金属的物理性质会有非常显著的区别, 导致要使用不同的实验模型。固相体积分数较小时, 由于粒子数较少, 其基本上可以作为牛顿黏性流体来处理;固相体积分数较大时, 各粒子之间相互运动的力学行为相当明显, 此时可用粒子之间的聚合与解聚来解释[2,3]。
2.2.3 剪切速率的影响
图3显示, 在不同的固相体积分数下, 表观黏度随剪切速率的增大而减小。其符合稳态状况下半固态金属剪切变稀的特性。而当固相分数为0.5时, 其表现的特性可用高固相体积分数时粒子之间的聚合与解聚来解释。
在不同的固相体积分数下, 平均聚集体大小随剪切速率的增加而减小[4]。这与图2中表观黏度的下降趋势类似。
3 结论
在修正了Chen-Fan模型中解聚率和碰撞率之后, 采用数值拟合的手段得出了半固态金属微观结构与宏观流动的数值关系式, 并得到如下结论:1) 半固态Al Si4Mg2镁合金稳态表观黏度随有效固相体积分数的增加而增加, 在有效固相体积分数较小时变化较为缓慢, 当有效体积分数达到某一值后, 稳态表观黏度剧烈增加。2) 半固态Al Si4Mg2镁合金稳态表观黏度随固相体积分数的增加而增加, 随剪切速率的增大而减小。
参考文献
[1]毛卫民, 陈军白月龙.半固态合金流变铸造的研究进展[J].特种铸造及有色合金, 2004 (2) :4-7.
[2]毛卫民.半固态金属成形技术[M].北京:机械工业出版社, 2004.
[3]谢水生, 李兴刚, 王浩, 等.金属半固态加工技术[M].北京:冶金工业出版社, 2012.
[4]周志华, 毛卫民, 刘政, 等.半固态Al Si6Mg2铝合金的稳态流变性能[J].金属学报, 2005, 41 (7) :759-762.
[5]周志华, 毛卫民, 刘政, 等.半固态Al Si4Mg2铝合金的稳态流变性能[J].材料研究学报, 2006, 20 (1) :5-8.
[6]CHEN J Y, FAN Z.Modelling of rheological behaviour of semisolid metal slurry Part 1-Theory[J].Materials Science and Technology, 2002, 18 (3) :237-242.
[7]FAN Z, CHEN J Y.Modelling of rheological behaviour of semisolid metal slurry Part 2-Steady state behavior[J].Materials Science and Technology, 2002, 18 (3) :243-249.
[8]陈金玉, 鞠丽平, 李亮.半固态Al-6.5Si合金的流变特性[J].金属学报, 2003, 39 (5) :476-481.
半固态合金浆料 篇4
镁合金经过铸造加工后不进行固溶处理, 而是直接进行人工时效, 从而获得比较高的时效强化效果, 另外为了消除铸件的残余应力及变形镁合金的冷作硬化也可进行退火处理, 而且通过晶粒细化可以显著提高镁合金的强度和塑性。在改良铸造镁合金性能的过程中, 如何取舍固溶处理和人工时效是一个值得研究的问题。[1,4,6]
传统的压铸是镁合金液以高速的紊流和弥散状态填充压铸型腔, 使型腔内的空气在高压下可能会溶解在压铸合金毛培件内, 或者形成许多弥散分布在压铸件内的高压微气孔。这些高压下溶解的气体和微气孔在高温下会析出和膨胀, 从而导致铸件变形和表面鼓泡。为了消除这种缺陷, 须采用半固态金属成形技术提高压铸件的内在质量。半固态成形技术充型平稳、无金属喷溅、节能安全、铸件孔隙率很低, 其工艺过程简单, 成本低廉。[3]
本文主要研究了半固态等温热处理过程中, 等温热处理温度和保温时间等工艺对AZ91D镁合金半固态组织演变和性能的影响, 以和固溶处理与半固态等温处理对AZ91D铸造镁合金组织形态和性能的影响, 以及二者之间比较分析和联系。
1 实验方法
1.1 固溶处理工艺
虽然铸造镁合金较少运用完全退火, 但是在较高温度下退火2-5h后, 由于分子的剧烈热运动, 第二相会大片析出, 从而强化基体使得镁合金的强度有一定程度的提高, 可以达到理想的状态。[5]所以本文制定的完全退火工艺是:分别在300℃、350℃、380℃、400℃、420℃加热2h和5h。
另外, 为了改善AZ91D铸造镁合金的力学性能和成形加工性能, 对压铸制造的镁合金板材试样进行了均匀化退火处理。[2]所以本文制定退火温度范围为300℃、350℃、380℃、400℃、420℃, 退火时间范围为10h、16h、22h、32h。
1.2 半固态等温处理工艺
本文采用半固态等温热处理法对铸造镁合金中应用最广泛的AZ91D进行了处理, 探讨半固态等温处理中组织演变的过程和机理;为后续镁合金半固态成形提供理想的非枝晶组织。[11]所以, 制定的半固态等温处理工艺为: (1) 在520℃分别保温10min、40min、60min、90min; (2) 在550℃分别保温10min、40min、60min、90min。
为防止镁合金在加热过程中产生氧化腐蚀, 在加热容器中放适量的硫磺, 使硫磺燃烧释放SO2, 从而起到保护效果。另外, 按照热处理工艺类型和温度分组见表1。
1.3 显微金相观察及硬度维氏测试
热处理后的试样经镶嵌、磨光后, 采用手动转塔显微硬度仪分组进行显微维氏硬度测试, 每一个试样测3-5个硬度数据, 测试时显微印痕呈对角线分布, 以免印痕之间因为加工硬化而影响数据, 测试后的平均数据数据如图1。
经过显微维氏硬度测试后, 将试样研磨抛光, 再用苦味酸乙醇溶液进行腐蚀, 采用金相光学显微镜观察, 找到清晰的金相组织后用数码相机连接适配镜开始抓拍照片, 并观察合金微观组织。[5,6]
2 实验结果与金相分析
2.1 固溶处理后镁合金的形貌观察和组织演变分析
如图2、图3、图4所示, 在较低温度下 (即在300℃、350℃、380℃) 固溶处理, 随着处理时间的延长, 基体α-Mg中的β-Mg17-Al12相逐渐向晶体边界迁移析出;处理时间加长后, 在基体α-Mg内部慢慢形成了小豆点一样的Al-Mn相, 这一时期不仅有β-Mg17-Al12相对基体晶界有强化作用, 而且Al-Mn相化合物对基体内部也起到了强化;当处理时间再次延长时, 基体α-Mg中的β-Mg17-Al12相会继续析出, 导致晶界上形成的β-Mg17-Al12相会集聚地越来越多, 使得形成过饱和的小片状, 结果阻止了β-Mg17-Al12相从基体往晶界上的继续析出, 从而过饱和的β-Mg17-Al12相来不及析出到晶界上, 而残留在基体内, 形成了网状的团絮。综合结果显示:当处理温度较高时, β-Mg17-Al12相的析出强化晶界和小豆点一样的Al-Mn相在基体α-Mg内部的强化过程会提早实现, 而且强化效果越充分, 而当处理温度较低时, 这一过程会经过较长时间才完成, 而且强化效果不是很充分。[9,10]
如图2-4~6所示, 在较高温度下 (即在400℃、420℃、450℃) 的固溶处理过程和较高温度下的固溶处理过程相似。在固溶处理时间较短的早期, 基体α-Mg晶界之间会有大量的β-Mg17-Al12相析出。随着处理时间的加长, 这种析出现象会越明显, 析出量会越大, 导致晶界处β-Mg17-Al12相过饱和, 从而析出会变缓导致基体α-Mg内部的β-Mg17-Al12相残留部分和Al-Mn相析出同时出现, 最后在基体α-Mg内部呈现的是大片连续团絮状的强化组织。如果当固溶处理温度很高时, 上述组织的析出和呈现的强化作用会越早越快;当在高温下长时间固溶处理时, 基体内固溶后的强化相β-Mg17-Al12相残留部分和Al-Mn相会同时充分、完全的析出在晶界上, 使得基体内部成为了一座“空城”, 内部几乎没有了强化体, 并且参照图7可知, 基体周围的晶界变大, 基体本身变白, 基体表面的大片团絮状强化组织消失了。[11]
因此, 通过对AZ91D铸造镁合金在低温和高温进行不同时长的固溶处理后, 分析其组织形貌和显微维氏硬度可知:对AZ91D铸造镁合金进行长时间的高温固溶处理是没有强化意义的。
(a) -2h (b) -5h (c) -10h (d) -32h
(a) -2h (b) -10h (c) -22h (d) -32h
(a) -2h (b) -10h (c) -22h (d) -32h
(a) -2h (b) -10h (c) -22h (d) -32h
(a) -2h (b) -10h (c) -22h (d) -32h
(a) -22h (b) -32h
2.2 半固态等温处理后镁合金的形貌观察和组织演变分析
当AZ91D铸造镁合金试样在炉内达到设定温度520℃-550℃时, 原本铸造合金中的枝晶臂形貌逐步消失, 形成大块晶粒, 晶界上的共晶体发生重熔。这是由于在此过程中发生了两种变化: (1) 在一个晶粒内部, 由于温度的升高, 使成分均匀化及固溶度提高; (2) 枝晶臂之间的曲率不同, 造成枝晶臂附近溶质浓度的差别, 使得细枝晶融化或溶解, 甚至从细枝晶根部熔断; (3) 在先前的凝固过程中, 低熔点的相后凝固而存在于枝晶之间或晶粒之间, 融化时这些组织首先发生融化。[3,4]
如图8所示, 在520℃高温处理的初期, 原本的枝晶稍微有所溶解;随着处理时间的延长, 细小的枝晶以及残留的连枝状组织完全溶解, 合并长大形成大块的α-Mg晶粒;当保温时间到达60分钟到90分钟时, 晶界上滞留的共晶相和溶入α-Mg晶粒中的β-Mg17-Al12相同时溶入到基体中, 使得基体成为了饱和或过饱和的状态, 故而镁合金的硬度很高。[7]
(a) -10min (b) -40min (c) -60min (d) -90min
如图9所示, 在550℃高温处理的初期, 在如此高温下枝晶组织早已消失, 形成了较圆润的大颗粒球状组织, 颗粒之间的共晶相有部分溶入基体, 部分充满了基体晶界。随着处理时间的延长, 基体内部有强化相β-Mg17-Al12相呈网络团絮状析出, 同时也有Al-Mn相呈黑点或微小颗粒状析出, 从而起到双重强化作用。当处理时间再次延长时, 晶粒明显粗化, 使得强化相在基体内饱和而向晶界析出, 从而破坏了晶粒的相互连贯性在晶界上出现了疏松脆硬的大片β-Mg17-Al12相。另外从外观上观察, 在550℃高温下长时间处理会发生过烧现象而产生外观疏松的组织。[10]
(a) -10min (b) -40min (c) -60min (d) -90min
3 结论
3.1 AZ91D铸造镁合金在固溶处理中都依次会发生以下4个过程:
1) 原本铸态枝晶组织会重熔集聚长大, 形成以α-Mg为基体, 基体内部强化相β-Mg17-Al12相向晶界析出形成清晰组织, 此过程随着处理温度的提高而提前实现。
2) 强化相β-Mg17-Al12相在基体内达到饱和后会向境界上析出。
3) 随着处理温度的升高和处理时间的延长, 在基体α-Mg内部会有少量的Al-Mn相呈小豆点状析出起到少量强化作用。如果处理温度很高, 时间很长时, 这种Al-Mn相的析出会越多, 但是由于AZ91D铸造镁合金中Mn的含量很低, 使得Al-Mn相的强化作用很小。
4) 从显微维氏硬度测试结果来看, 热处理温度在300℃-380℃保持10h就能达到较高的硬度, 长时间高温固溶热处理是没有必要的。
3.2 AZ91D铸造镁合金在半固态等温处理中会依次发生以下5个过程和不同的阶段特征
1) 处理初期原本的枝晶会重熔, 晶粒会集聚长大合并。
2) 晶粒明显长大后形成球状组织。
3) 长时间处理后, 强化相β-Mg17-Al12相在基体内达到饱和后会向境界上析出, 在基体α-Mg内部会有少量的Al-Mn相呈小豆点状析出起到强化作用, β-Mg17-Al12相的团絮状和Al-Mn相的小豆点状表现很清晰。
4) 在较高温度处理时, 以上3个过程会提前短时间内实现, 重熔和晶粒集聚长大的效率很高, 而且β-Mg17-Al12相在基体内部过饱和已经向晶界大量析出呈块状。如果高温处理时间过长时, 晶界上的大片第二相β-Mg17-Al12连接成大区域, 而且因为长时间高温导致烧损形成疏松组织, 显微硬度降低。
5) 从显微维氏硬度测试结果来看, 520℃处理保持90min和560℃处理保持40min两个方案得到的结果比较可取。
参考文献
[1]陈正华等.镁合金[M].北京:化学工业出版社, 2004 (第1版) .
[2]金军兵等.均匀化处理对AZ91镁合金组织和力学性能的影响[J].金属学报, 2006, 10, 10 (42) .
[3]李元东等.等温热处理工艺对AZ91D镁合金半固态组织演变和成形的影响[J].中国有色金属学报, 2002, 12, 6 (12) .
[4]张宝吕.有色金属及其热处理[M].西安:西北工业大学出版社, 1993.
[5]Magnesium and magnesium alloys, ASM specialty handbook[M].Materials Park (OH) :ASM International, MaterialsInformation Society;1999.
[6]徐春杰等.热挤压快速凝固AZ91D镁合金棒材的组织与性能的影响[J].兵器科学与工程, 20061, 1 (29) .
[7]李元东等.AZ91D镁合金在半固态等温处理中的组织演变[J].中国有色金属学报, 2001, 8, 11 (4) .
[8]王守朴.金相分析基础[M].北京:机械工业出版社, 1986.
[9]Y.Wang, G.Liu, Z.Fan.Mincrostructual evolution ofreho-diecast AZ91D magnesium alloy during heat treatment[J].SCIENCE DIRECT, 2006, 54:689-699.
[10]赵光杰, 赵煜炜.AZ91D合金的时效分析[J].重庆工学院学报, 2006, 11, 20 (11) .