原標題:工藝參數(shù)對半固態(tài)流變壓鑄Al-Si-Mg鋁合金鑄件組織與性能的影響

 

摘要:采用半固態(tài)流變壓鑄成形技術研制出Al-Si-Mg鋁合金前艙，通過正交法對試驗方案進行設計，研究了壓射速度（0.2~0.3 m/s）、澆注溫度（575~615 ℃）和壓力（240~280 MPa）對鑄件平均晶粒尺寸、平均形狀因子、屈服強度、抗拉強度以及伸長率的影響，分析了Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)漿料在流變壓鑄成形過程中的枝晶破碎和晶粒生長特征，討論了組織與拉伸性能之間的內(nèi)在聯(lián)系及合金強化機理。結果表明，在試驗條件下，各工藝參數(shù)對鑄件組織和拉伸性能影響的重要性順序依次為壓射速度>澆注溫度>壓力；隨著壓射速度升高，澆注溫度降低及壓力升高，組織中的晶粒趨于細小圓整，屈服強度、抗拉強度和伸長率逐漸提高；最佳工藝是壓射速度為0.3 m/s，澆注溫度為575 ℃，壓力為280 MPa。

 

Al-Si-Mg系鋁合金具有比強度高、密度小和可熱處理強化等特點，被廣泛應用于航空航天、高速列車等領域，常采用傳統(tǒng)的重力鑄造、低壓鑄造和差壓鑄造。研究者對Al-Si-Mg合金的性能及成形進行了大量的研究，并獲得重要進展，促進了其在工業(yè)產(chǎn)品中的應用，尤其是在航空航天領域。半固態(tài)流變壓鑄成形技術可實現(xiàn)Al-Si-Mg系鋁合金變壁厚復雜構件的近凈成形。目前關于該技術的研究主要集中在小尺寸零件半固態(tài)流變壓鑄成形所用材料的成分設計以及漿料制備方法的探索，對于艙體類構件的半固態(tài)流變壓鑄成形工藝的研究報道較少，對于工藝-組織-性能之間的潛在聯(lián)系缺乏系統(tǒng)的分析。

 

本課題通過電磁攪拌的方式制備大體積半固態(tài)漿料，以流變壓鑄成形的方式制備變壁厚艙體類構件，借助正交試驗設計，研究了壓射速度、澆注溫度和壓力對鑄件本體的平均晶粒尺寸、平均形狀因子、屈服強度、抗拉強度和伸長率的影響，并獲得優(yōu)化的工藝參數(shù)。闡明了合金的強韌化機制，探索了低成本快速制備大批量艙體類構件的可行性，對該技術的工程化應用具有一定的借鑒意義。

 

01試驗材料及方案

 

1.1 試驗設計

 

在鋁合金半固態(tài)流變壓鑄成形過程中，壓射速度、澆注溫度和壓力對鑄件本體組織和拉伸性能有較為顯著的影響。為通過較少的試驗量探索壓射速度（0.2~0.3 m/s）、澆注溫度（575~615 ℃）和壓力（240~280 MPa）對鑄件的平均晶粒尺寸、平均形狀因子、屈服強度、抗拉強度和伸長率的影響，采用正交法進行試驗方案設計，比較了各工藝參數(shù)的重要性，并確定最優(yōu)工藝。正交設計因素水平表見表1。

 

 

表1 正交設計因素水平表

 

1.2 試驗過程

 

所用材料是通過多種合金按一定比例配制而成，采用商用A356鋁合金，Mg、Cu、Zn、Mn等元素均通過中間合金的形式添加，熔體精煉、漿料制備、流變壓鑄成形及構件三維模型見圖1。在坩堝電阻爐內(nèi)將鋁錠及所需的中間合金熔化，當熔體溫度達到710 ℃時，使用旋轉氮氣除氣設備進行精煉，精煉后扒渣，然后蓋上爐蓋冷卻。當熔體溫度降至680 ℃時進行保溫。保溫過程中舀取少量熔體，采用X射線光譜分析法（XRF）測定化學成分，并通過添加適量中間合金對熔體的化學成分進行調(diào)整。用不銹鋼坩堝舀取適量漿料置于電磁攪拌裝置中進行半固態(tài)漿料攪拌，設置電磁攪拌頻率為30 Hz，時間為30 s。然后立即倒入壓鑄機壓射室，壓射室預熱溫度為350 ℃，模具預熱溫度為230 ℃，模具型腔采用一模兩型。

 

當漿料溫度達到澆注溫度（575、595、615 ℃）時，按照預設的壓射速度（0.2、0.25、0.3 m/s）和壓力（240、260、280 MPa）對漿料進行半固態(tài)流變壓鑄成形。成形后的鑄件毛坯進行T6熱處理，固溶溫度為530 ℃，升溫速率為100 ℃/min，保溫5 h，人工時效溫度為150 ℃，升溫速率為60 ℃/min，保溫3 h。

 

 

圖1 Al-Si-Mg鋁合金構件半固態(tài)流變壓鑄成形流程示意圖及鑄件

 

1.3 測試方法

 

鑄件本體化學成分的測定采用電感耦合等離子譜分析法（ICP），結果見表2，測試所需顆粒樣本取自本體側壁與底部等不同位置。采用NETZSCH STA449C綜合熱分析儀對坯料進行差示掃描量熱分析（DSC），如圖2所示，采用外推法、終點法，確定坯料的固相線和液相線溫度分別為556.3 ℃和615.8 ℃，因此本文討論的澆注溫度為575、595和615 ℃。

 

 

表2鑄件本體化學成分 wb/%

 

 

圖2 合金DSC曲線

 

熱處理后在鑄件底部關鍵承力部位截取試樣進行組織觀察和拉伸性能分析，取樣位置見圖1d。運用光學顯微鏡對樣品進行金相觀察，借助Image-Pro Plus 6.0軟件對組織進行量化分析，并計算平均晶粒尺寸和平均形狀因子，計算公式如下。參照國標GB/T 228.1-2010-P07加工拉伸試片，鑄件毛坯和拉伸試片見圖3，并運用萬能試驗機進行拉伸性能測試，應變速率為1 mm/min。

 

 

式中，D、F、P、N和A分別為晶粒的平均直徑、平均形狀因子、面積、晶粒數(shù)目和周長。平均形狀因子F的值越接近1，表明晶粒整體上越圓整。

 

 

（a）鑄件毛坯三維模型

 

 

（b）拉伸試片尺寸

圖3 鑄件毛坯模型和拉伸試片尺寸

 

02試驗結果與討論

 

2.1 正交試驗極差分析

 

借助正交試驗設計法進行試驗方案的設計，研究了壓射速度、澆注溫度和壓力對鑄件本體平均晶粒尺寸、平均形狀因子、屈服強度、抗拉強度和伸長率的影響。根據(jù)試驗結果計算出上述因素各水平對應數(shù)據(jù)之和，平均值（Kn）和極差（R），見表3~表8。結果表明，在本試驗條件下，3種工藝參數(shù)對鑄件本體組織和拉伸性能的重要性順序為壓射速度>澆注溫度>壓力。優(yōu)化的壓鑄工藝參數(shù)：壓射速度為0.3 m/s，澆注溫度為575 ℃，壓力為280 MPa。

 

 

表3 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)構件正交試驗方案與結果

 

 

表4 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)鑄件正交試驗數(shù)據(jù)分析（平均晶粒尺寸）

 

 

表5 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)構件正交試驗數(shù)據(jù)分析（平均形狀因子）

 

 

表6 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)構件正交試驗數(shù)據(jù)分析（屈服強度）

 

 

表7 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)構件正交試驗數(shù)據(jù)分析（抗拉強度）

 

 

表8 Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)構件正交試驗數(shù)據(jù)分析（伸長率）

 

2.2 壓射速度對鑄件組織及拉伸性能的影響

 

圖4為Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件在澆注溫度為575 ℃、壓力為280 MPa，不同壓射速度（0.2、0.25、0.3 m/s）條件下的金相組織，其組織大小見圖4d。可以看出，Al-Si-Mg鋁合金經(jīng)不同壓射速度流變成形后，本體組織均可獲得一定數(shù)量的球狀晶。當壓射速度為0.2 m/s時，晶粒尺寸較大，平均晶粒尺寸為62.3 μm，圓整度較差，平均形狀因子僅為0.3，大部分初生晶呈薔薇狀，見圖4a；隨著壓射速度提升至0.25 m/s，球狀晶粒明顯增多，晶粒尺寸略有減小，尺寸均值下降至46.8 μm，平均形狀因子上升至0.5，見圖4b；當壓射速度上升至0.3 m/s時，晶粒主要以大小不一的球狀晶存在，薔薇狀晶粒基本消失，晶粒的平均尺寸達到33.2 μm，平均形狀因子為0.8，比壓射速度為0.25 m/s時更加細小圓整，見圖4c。

 

在制備過程中，晶粒會在制漿以及壓鑄成形的過程中析出并長大，其長大的過程伴隨著漿料的流動以及自攪拌行為。當壓射速度為0.2 m/s時，漿料的流動較為平穩(wěn)，自攪拌作用較弱，枝晶的長大會比較明顯且不易破碎，因此晶粒呈粗大的枝晶狀或薔薇狀晶粒；隨著壓射速度升高，自攪拌作用增強，枝晶破碎，晶粒趨于球狀且分布較為均勻。另外，隨著壓射速度進一步升高，漿料充型的時間被縮短，在此過程中，剩余液相容易在壓力作用下析出一些細小的球狀晶，因此當壓射速度為0.3 m/s時，組織中會存在大小不一的球狀晶。綜上，當壓射速度在0.2~0.3 m/s范圍內(nèi)，壓射速度的升高會導致半固態(tài)漿料的自攪拌作用增強，充型時間被縮短，本體組織中的晶粒趨于細小圓整。

 

圖4 不同壓射速度下流變擠壓鑄造Al-Si-Mg鋁合金的本體金相組織及其變化曲線

 

圖5為Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學性能隨壓射速度的變化。可以看出，在本試驗條件下，隨著壓射速度升高，力學性能得到明顯的提升。壓射速度為0.2 m/s時，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為163 MPa、308 MPa和4.2%；隨著壓射速度升高至0.25 m/s，屈服強度、抗拉強度和伸長率也隨之提升至186MPa、339MPa和5.9%；當壓射速度進一步升高至0.3 m/s時，鑄件屈服強度、抗拉強度和伸長率達到223 MPa、383 MPa和7.7%，相對壓射速度為0.25 m/s時，分別提升了19%、18%和8%。材料的力學性能和組織緊密相關，半固態(tài)組織中的晶粒尺寸越小，形狀因子越接近于1，材料的力學性能越好。在本試驗條件下，當壓射速度較低時，晶粒多數(shù)呈大尺寸枝晶狀以及薔薇狀，隨著壓射速度升高，枝晶破碎，且晶粒趨于細小圓整，因此拉伸性能明顯提升，并在壓射速度為0.3 m/s時達到最大值。

 

 

圖5 壓射速度對Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學性能的影響

 

2.3 澆注溫度對鑄件組織及力學性能的影響

 

圖6為Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件在壓射速度為0.3 m/s、壓力為280 MPa，不同澆注溫度（575、595、615 ℃）時的金相組織及其變化曲線。可以看出，在不同的澆注溫度下主要由尺寸較大的非枝晶狀初生晶、細小的二次凝固相以及剩余液相組成。隨著澆注溫度降低，薔薇晶逐漸減少，球狀晶增多。當澆注溫度為615 ℃時，晶粒的尺寸均值為50.2 μm，平均形狀因子為0.5，多呈粗大的薔薇狀晶粒，見圖6a；當澆注溫度降低至595 ℃時，薔薇狀晶粒明顯減少，逐漸出現(xiàn)少量球狀晶，平均晶粒尺寸和平均形狀因子為48.6 μm和0.7，見圖6b；隨著澆注溫度進一步降低至575 ℃，薔薇狀晶粒基本消失，球狀晶明顯增多，平均晶粒尺寸降低至43.6 μm，平均形狀因子達到0.8，見圖6c。

 

 

圖6 不同澆注溫度下流變擠壓鑄造Al-Si-Mg鋁合金的本體金相組織及其變化曲線

 

圖7為澆注溫度對流變擠壓鑄造Al-Si-Mg鋁合金鑄件力學性能的影響。可以看出，澆注溫度的降低使得屈服強度由180 MPa上升至201 MPa，抗拉強度由328 MPa上升至365 MPa，伸長率由4.4%上升至6.6%。在澆注溫度為615 ℃時，溫度接近液相線，此時獲得的晶粒尺寸較大且圓整度較差，因此力學性能較低。隨著澆注溫度降低，剩余液相中形成的晶核不會被重熔，有效晶核數(shù)量增多，晶粒尺寸減小，且薔薇晶逐漸演變?yōu)榍驙罹В虼肆W性能得到提高。

 

 

圖7 澆注溫度對Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學性能的影響

 

澆注溫度直接決定了漿料進入模具型腔時所含的熱量，澆注溫度越高，漿料中所含固相晶粒越少，同時也會直接影響漿料在模具中的凝固速率，最終影響合金的本體組織。在澆注溫度為615 ℃時，由于漿料溫度接近液相線（615.8 ℃），因此，進入模具前不會有固相晶粒的析出，只會在模具充型的過程中少量析出。另外，剩余液相由于在模具中散熱較慢，因此大部分會凝固成為枝晶狀或者薔薇狀。當澆注溫度為595 ℃時，漿料中所含的熱量一定程度的減少，漿料進入模具前就會生成一定量的初生晶。剩余液相所含熱量也隨之減少，因此組織晶粒基本為薔薇狀或球狀晶粒；當澆注溫度為575 ℃時，此時的漿料溫度較低，所含熱量較少，在充型前漿料中會存在大量的初生晶。充型的過程中，漿料中不斷析出新的晶粒，同時伴隨著漿料的自攪拌行為，晶粒趨于細化和圓整化，并在漿料中均勻分布，因此組織中的晶粒基本呈球狀，且固相率較高。綜上，當澆注溫度為575~615 ℃時，隨著澆注溫度降低，剩余液相中形成的晶核不會被重熔，漿料中的初生晶數(shù)量增多，固相率升高，并且在充型的過程中晶粒變得細小圓整且分布均勻。

 

2.4 壓力對鑄件組織及力學性能的影響

 

圖8為Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件在壓射速度為0.3 m/s、澆注溫度為595 ℃，不同壓力（240、260、280 MPa）條件下的金相組織及其變化，見圖8。研究表明，增大壓力對球狀晶的形成有促進作用[13]。可以看出，隨著壓力增加，薔薇狀晶粒逐漸被球狀晶所替代。當壓力為240 MPa時，平均晶粒尺寸為47.7 μm，平均形狀因子為0.6，晶粒主要呈薔薇狀；當壓力提升至260 MPa時，部分薔薇晶演變?yōu)榍驙罹В揖Я３叽缑黠@減小，平均晶粒尺寸和平均形狀因子分別為47.4 μm和0.6；當壓射速度提升至280 MPa，球狀晶明顯增多，平均晶粒尺寸和平均形狀因子達到47.2 μm和0.8。

 

一方面，根據(jù)熱力學理論，壓力的變化會導致合金平衡凝固溫度的變化，兩者之間的函數(shù)關系滿足Clausius-Clapeyron方程：

 

 

式中，P為合金所受壓力；Tf 為合金的平衡凝固溫度；Vl 、Vs分別為合金在液態(tài)和固態(tài)的比體積；?Hf 為比熱容

 

由式（3）可知，平衡凝固溫度隨壓力的升高而升高。平衡凝固溫度的升高意味著當合金熔體在壓力下凝固時，其過冷度會隨之升高。過冷度的升高能夠有效促進合金熔體形核，促進鑄態(tài)組織的細化。

 

另一方面，在壓力作用下，熔體可以始終與模具內(nèi)壁和壓頭保持密切接觸，從而能始終保持漿料與模具之間的高效傳熱。并且隨著壓力增大，漿料與型壁的貼合度更高，凝固速度更快，有利于晶粒細化。因此隨著壓力增大，鑄件組織由粗大的薔薇晶轉變?yōu)榧毿〉那驙罹А＞C上，當壓力在240~280 MPa范圍內(nèi)，隨著壓力升高，熔體的過冷度增加，傳熱效率變高，凝固速度加快，組織趨于細小圓整。

 

 

圖8 不同壓力下流變擠壓鑄造Al-Si-Mg鋁合金的本體金相組織及其變化曲線

 

圖9為壓力對Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學性能的影響。可以看出，隨著壓力提升，鑄件的力學性能穩(wěn)步提升。當壓力為240 MPa時，鑄件的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別是188 MPa、335 MPa和5.8%；當壓力升高至260 MPa時，鑄件的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別達到189 MPa、346 MPa和5.8%；當壓力繼續(xù)升高至280 MPa，屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為195 MPa、349 MPa和6.2%。可見，在半固態(tài)流變壓鑄成形過程中，壓力對本體的強度和塑性有輕微的影響，除了與晶粒尺寸和形狀因子的變化有關外，壓力的增大限制了晶粒片狀組織和共晶組織的生長，同時還能在一定程度上增加構件的密度，提升力學性能。

 

 

圖9 壓力對Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學性能的影響

 

03結論

 

（1）采用電磁攪拌方式制備出大體積Al-Si-Mg鋁合金半固態(tài)漿料，采用流變壓鑄成形的方式成功制備出變壁厚艙體類構件。

 

(2）通過正交試驗設計法，研究了工藝參數(shù)對組織與力學性能的影響。在試驗條件下，工藝參數(shù)對本體組織和力學性能影響的重要性順序為：壓射速度>澆注溫度>壓力；優(yōu)化的成形工藝，壓射速度為0.3 m/s，澆注溫度為575 ℃，壓力為260 MPa。

 

(3）隨著壓射速度由0.2 m/s升高至0.3 m/s，組織由粗大的薔薇晶逐漸演變?yōu)榧毿〉那驙罹ВW性能提升，壓射速度為0.3 m/s時達到最大值；隨著澆注溫度由615℃降低至575℃，組織由片狀及針狀演變?yōu)榧毿【鶆虻念w粒狀，澆注溫度為575℃時達到最大值；隨著壓力由240 MPa提升至280 MPa，晶粒趨于細小圓整，力學性能提升，壓力為280 MPa時達到最大值。

 

作者

 

龐松 季松 陳風 姜濤 王煜燁 龔政軒 華溪如

鄒文兵 王小冬 肖旅 武麗麗 游輝輝

上海航天精密機械研究所

許泉

上海機電工程研究所

本文來自：《特種鑄造及有色合金》雜志