擠壓及半固態(tài)等溫處理對Al-30%Si合金組織的影響

孫 虎

(宿遷學(xué)院三系， 江蘇 宿遷 223800)

0 引言

作為發(fā)動(dòng)機(jī)的心臟零件，活塞的質(zhì)量將直接影響發(fā)動(dòng)機(jī)的性能.隨著發(fā)動(dòng)機(jī)向著高轉(zhuǎn)速、低油耗、低噪音的發(fā)展，活塞材料被提出了更高的要求，更低的線脹系數(shù)、更好的尺寸穩(wěn)定性以及更高的耐磨性，傳統(tǒng)的共晶型鋁硅合金已經(jīng)越來越難以滿足現(xiàn)在的應(yīng)用需求.而高硅鋁合金雖然能滿足這些要求，但高硅鋁合金中存在著粗大的初生硅相，嚴(yán)重割裂了基體，引起應(yīng)力集中，合金容易沿著晶粒的邊界處開裂，惡化了材料的力學(xué)性能和切削加工性能，限制了其工業(yè)應(yīng)用[1-3].因此采用各種工藝和方法來改善初生硅顆粒的形態(tài)是目前高硅鋁合金研究的關(guān)鍵問題[4,5].半固態(tài)SIMA法是利用大變形量的擠壓變形來破碎晶粒并儲(chǔ)存變形能，然后通過半固態(tài)等溫處理來獲得非枝晶的觸變成形方法.SIMA法工藝簡單，易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化，已應(yīng)用于變形鋁合金、銅合金、黑色金屬等半固態(tài)坯料制備[6].本文借鑒了SIMA法的工藝路線，通過對未變質(zhì)的高硅鋁合金進(jìn)行擠壓變形來破碎初生硅相，然后半固態(tài)等溫處理來獲得細(xì)小圓整的初生硅顆粒，以探求一種廉價(jià)易行、適合工業(yè)生產(chǎn)的初生硅形態(tài)控制方法.

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)采用材料為自制的硅含量為30%的過共晶鋁硅二元合金.在經(jīng)C2Cl6精煉后澆入金屬型.將完成凝固的試樣在YA32-63液壓機(jī)上進(jìn)行擠壓，擠壓溫度為430 ℃，擠壓比為5.4.在擠壓后試樣上取10 mg左右的小塊樣品在綜合熱分析儀STA449C上進(jìn)行差熱分析，得到試樣DSC放熱曲線.將試樣切割成 的小塊放入箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行半固態(tài)等溫處理，加熱溫度控制在620 ℃，640 ℃，660 ℃，分別保溫5 min，10 min，15 min.試樣的保溫時(shí)間以放入爐腔內(nèi)算起，經(jīng)保溫時(shí)間加熱后迅速取出水淬.

試樣磨光拋光后，用0.5%的HF腐蝕后進(jìn)行金相觀察.運(yùn)用Media Cybernetics公司的Image Pro Plus 專業(yè)圖像分析軟件進(jìn)行初生硅形狀、平均直徑等參數(shù)的定量分析.初生硅的平均直徑用每個(gè)初生硅顆粒中穿過質(zhì)點(diǎn)每隔2°測量一次直徑，旋轉(zhuǎn)360°后所得的直徑的數(shù)學(xué)平均值與比例尺的乘積來表示.初生硅形態(tài)用形狀因子K[7]這個(gè)參數(shù)，K被定義為

其中L為初生硅相的周長，為初生硅相輪廓線上的像素?cái)?shù)與比例尺的乘積；A為初生硅相的面積，為初生硅相輪廓內(nèi)所有像素的總數(shù)與比例尺平方的乘積.

2 結(jié)果與討論

2.1 擠壓變形對初生硅顆粒的形態(tài)的影響

對高硅鋁合金進(jìn)行擠壓變形，區(qū)別于SIMA法中的大變形量的預(yù)變形，其目的并不是為了細(xì)化碎化樹枝晶，而是為了碎化初生硅相.對合金在430 ℃進(jìn)行擠壓，并對比擠壓前后的合金組織，如圖1所示.

圖1(a)為鑄態(tài)的合金組織，初生硅的分布很不均勻，形狀多為粗大的多邊形狀，棱角明銳.圖1(b)為擠壓后的合金組織，可見經(jīng)過擠壓變形后初生硅顆粒明顯破碎，分布較均勻，以小塊狀為主.初生硅為脆性相，在擠壓時(shí)首先發(fā)生解理斷裂，沿解理面被剪斷后錯(cuò)動(dòng)分開，在外力作用下不斷脆裂和碎化.隨變形的進(jìn)行，初生硅嚴(yán)重破碎并逐漸彼此分離.Al-30%Si合金由于硅含量較高，初生硅的尺寸較大且形態(tài)較差，擠壓變形時(shí)易碎裂，粗大的初生硅破裂成小塊，初生硅尺寸迅速減小，其平均直徑由110μm降至47μm.但其形態(tài)仍然較差，尖角較多.通過金相分析后發(fā)現(xiàn)，形狀因子變化較小，由0.15升至0.19.

2.2 半固態(tài)等溫處理溫度參數(shù)的確定

根據(jù)Al-Si二元相圖理論計(jì)算可知，Al-30%Si合金的理論固相線溫度為577 ℃，液相線溫度為818 ℃.但熔煉及擠壓過程中的成分損耗，會(huì)使得其液固兩相區(qū)的范圍有所變化.實(shí)驗(yàn)利用所測的DSC曲線，使用熱涵法[8,9]來確定液固兩相區(qū)，半固態(tài)等溫處理的溫度參數(shù)選定應(yīng)以此為依據(jù).熱涵法需要準(zhǔn)確判斷相變點(diǎn)，才能得到比較可靠的結(jié)果.熱涵法是根據(jù)凝固潛熱釋放的多少來確定相變的數(shù)量，即凝固潛熱的釋放量與固相凝固量成正比.因此，可用DSC放熱曲線的面積比來確定合金的液固相比[10].

由熱涵法測知Al-30%Si合金的固相線溫度為565 ℃，液相線溫度為809 ℃，并繪出合金的液相率隨溫度變化曲線，如圖2所示.可以看出合金的液固兩相區(qū)高達(dá)244 ℃，因此半固態(tài)等溫處理可以在較寬的溫度范圍內(nèi)來選擇合適的加熱溫度，Al-30%Si合金的半固態(tài)等溫處理的工藝性極佳.

圖2 液相率與溫度關(guān)系曲線

2.3 半固態(tài)等溫處理保溫時(shí)間的影響

在640 ℃對合金進(jìn)行半固態(tài)等溫處理，其隨保溫時(shí)間延長組織變化，如圖3所示.

在保溫5 min時(shí)，初生硅周圍的共晶體首先發(fā)生熔化，但共晶硅并未全部轉(zhuǎn)變?yōu)橐合?，而是首先發(fā)生粒狀化，分布在液相中，此時(shí)初生硅的形態(tài)并沒有明顯變化.在保溫10 min時(shí)，粒狀化的共晶硅逐漸與α相反應(yīng)形成新的液相，液相率逐漸提高，此時(shí)初生硅相發(fā)生了顯著的球化.這是因?yàn)橛胁糠忠合啻嬖冢诮缑媲屎徒缑婺艿淖饔孟?，小的初生硅?huì)逐漸熔化，而大的初生硅顆粒不斷長大，且變得更加圓整，使得系統(tǒng)中的液固界面縮小，并降低系統(tǒng)能量.初生硅的長大過程需要Si原子的長距離擴(kuò)散，在半固態(tài)狀態(tài)不存在液相對流，擴(kuò)散是一個(gè)較緩慢的過程，因此初生硅的有一定長大，但不明顯.而當(dāng)保溫15 min時(shí)，部分初生硅相又再次長出尖角，這說明二次加熱過程中不僅有初生硅的溶解球化，也存在長大過程.同時(shí)部分初生硅顆粒發(fā)生了凝并現(xiàn)象，凝并能降低初生硅相的界面能，使系統(tǒng)趨于穩(wěn)定，因此應(yīng)避免長時(shí)間保溫.

通過金相分析，發(fā)現(xiàn)在640 ℃保溫10 min時(shí)其球化效果最好，形狀因子0.59.而平均直徑增至50μm，初生硅顆粒有一定的長大，但并不明顯.

圖3 640 ℃加熱不同保溫時(shí)間的金相組織

2.4 半固態(tài)等溫加熱溫度的影響

對于半固態(tài)等溫處理，不同的加熱溫度對應(yīng)著不同的液相體積分?jǐn)?shù)，不僅會(huì)影響合金組織演變過程，同時(shí)也會(huì)影響合金的組織形態(tài).對比Al-30%Si合金在不同半固態(tài)等溫處理溫度下保溫10 min組織形態(tài)變化，如圖4所示.

圖4 不同加熱溫度保溫10 min的金相組織

圖4a為620 ℃下保溫10 min的合金組織，可以看出此時(shí)的液相成分較低，α相與硅相已發(fā)生分離，在初生硅和α相的周圍并沒有完全充滿低熔點(diǎn)的共晶液相，此時(shí)合金的擴(kuò)散較慢且界面能驅(qū)動(dòng)力較低，初生硅形態(tài)相對于等溫處理前并沒有發(fā)生明顯變化.當(dāng)?shù)葴販囟忍岣叩揭欢ǔ潭葧r(shí)，合金處于高液相率狀態(tài)，部分α相開始熔化，液相體積分?jǐn)?shù)越來越多，液相相互連接包圍了初生硅相.而處于液相包圍中的初生硅相，受到固液界面的表面張力和曲率過熱的影響，開始粗化和球化.但是當(dāng)加熱溫度升至660 ℃時(shí)，在球化的初生硅相邊界上又長出新的尖角，形態(tài)反而有些惡化，這是因?yàn)闇囟忍嵘斐沙跎柙俅伍L大的結(jié)果.通過金相分析后發(fā)現(xiàn)，620 ℃保溫10 min后初生硅的形狀因子為0.37，而660 ℃保溫10 min后的形狀因子為0.41，可見半固態(tài)等溫處理溫度在640 ℃時(shí)的球化效果更好.

3 結(jié)論

(1)擠壓變形能有效的細(xì)化初生硅顆粒，使其平均直徑有明顯減小，由110μm降至47μm，但其形狀因子變化不大.

(2)使用熱涵法測知Al-30%Si合金的固相線溫度為565 ℃，液相線溫度為809 ℃，并可繪出合金的液相率隨溫度變化曲線，可為制定半固態(tài)等溫處理工藝參數(shù)提供依據(jù).

(3)半固態(tài)等溫處理過程中，初生硅不僅會(huì)熔化也有長大過程，因此半固態(tài)等溫處理應(yīng)選擇合理的工藝參數(shù)，在640 ℃保溫10 min后的初生硅球化效果較好，其形狀因子可達(dá)0.59.

[1] 許長林,方建儒,楊亞峰,等.變質(zhì)及熱處理對過共晶鋁硅合金組織與滑動(dòng)磨損性能的影響[J].金屬加工(熱加工) ，2009，60(15):23-25.

[2] 胥 鍇,劉徽平,袁幫誼,等.過共晶鋁硅合金變質(zhì)處理的研究進(jìn)展[J].熱加工工藝，2009，38(3):32-35.

[3] 肖黎明,張勵(lì)忠,邢書明,等.半固態(tài)金屬成形件的組織和性能研究進(jìn)展[J].鑄造，2006，55(5):433-438.

[4] 印 飛,王亦新,洪慎章,等.半固態(tài)鑄造鋁合金材料的研究現(xiàn)狀[J].特種鑄造及有色合金，2000，38(3):44-46.

[5] 毛衛(wèi)民,李樹索,趙愛民,等.電磁攪拌對過共晶Al-Si合金初生Si分布的影響[J].金屬學(xué)報(bào)，2001，37(7):781-784.

[6] 毛為民.半固態(tài)金屬成形技術(shù)[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社,2004.

[7] 李元東,郝 遠(yuǎn),閻峰云,等.金屬半固態(tài)組織顯微圖像分析及實(shí)現(xiàn)[J].蘭州理工大學(xué)學(xué)報(bào)，2005，31(6):17-20.

[8] Kim W T,Zhang D L,Canter B.Nucleation of solidification in liquid droplets[J]. Metall Trans, 1991, 22A:24-87.

[9] Chayong S,Kapranos P,Atkinson H V.Semi-solid processing of aluminum 7075[A]. Proceedings of the 6th International Conference on Semi-Solid of Alloys and Composites[C].Turin, Italy: Edimet Spa-Via Corfu , 2000. 649-654.

[10]路貴民,任棲鋒,董 杰,等.7075Al合金LSC鑄錠二次加熱中的液固相體積分?jǐn)?shù)[J].東北大學(xué)學(xué)報(bào),2002,23(9):876-879.