近液相線擠壓鑄造工藝對ADC12鋁合金 支架顯微組織和力學(xué)性能的影響

王紹著，趙 密，胡茂良，吉澤升，李 欣，王云龍，Sumio SUGIYAMA,Jun YANAGIMOTO

(1. 哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150040； 2. 哈爾濱吉星機(jī)械工程有限公司，哈爾濱 150069； 3. 東京大學(xué) 生產(chǎn)技術(shù)研究所，東京153-8505)

擠壓鑄造是一種金屬液在機(jī)械壓力作用下結(jié)晶凝固的先進(jìn)成型技術(shù)[1-3]，擠壓鑄造具有慢速充型及壓力下凝固兩個特點[4-5]。在壓力作用下，金屬液在整個凝固過程中與模具緊密接觸，增加了金屬液的熱傳遞系數(shù)及冷卻率，使顯微組織更加細(xì)小，獲得的制品表面粗糙度較低及尺寸精度較高，同時，提高了制品的密度和力學(xué)性能。壓力在凝固過程中為補(bǔ)縮提供動力，大大減小制品中的縮孔縮松以及氣孔等缺陷。擠壓鑄造制品還可進(jìn)行焊接及熱處理[6-8]。間接擠壓鑄造靠澆注系統(tǒng)將壓力傳遞給制品，易成形復(fù)雜形狀的制品。同時，間接擠壓鑄造設(shè)備發(fā)展迅速，已實現(xiàn)擠壓鑄造的自動化和工業(yè)化生產(chǎn)。因此，間接擠壓鑄造被廣泛的應(yīng)用于汽車及航空工業(yè)，尤其是高強(qiáng)度、高密封性以及耐磨的零件。但與直接擠壓鑄造相比，采用擠壓鑄造機(jī)的間接擠壓鑄造的相關(guān)研究卻很少。

由于擠壓鑄造充型速度比較慢，同時，還需保證壓力更好地傳遞，因此，傳統(tǒng)的擠壓鑄造均選用較高的澆注溫度。YOUN等[9]選擇在700 ℃的澆注溫度來模擬擠壓鑄造A356 的金屬液流動及凝固過程，該合金的液相線溫度為615 ℃。GOH等[10]在澆注溫度為700~ 800 ℃下研究AZ91-Ca 鎂合金擠壓鑄造參數(shù)與力學(xué)性能的關(guān)系，該合金的液相線溫度為595 ℃。半固態(tài)擠壓鑄造選用液相線與固相線之間的澆注溫度。DAO等[11]研究了AlSi9Mg連桿半固態(tài)擠壓鑄造工藝對組織及性能的影響，其澆注溫度為570~580 ℃，該合金的液相線溫度為595 ℃。在間接擠壓鑄造中，澆注溫度在近液相線附近的研究仍然是個空白。在本研究中稱之為近液相線擠壓鑄造。近液相線擠壓鑄造的優(yōu)勢在于無需準(zhǔn)備半固態(tài)坯料的情況下就可獲得球狀組織，同時，獲得的零件具有較高的力學(xué)性能。因此，研究近液相線擠壓鑄造在汽車承力件上的應(yīng)用具有深遠(yuǎn)意義。

鋁合金支架是用于汽車的高承力零件，對內(nèi)部質(zhì)量及力學(xué)性能要求很高，其零件簡圖如圖1所示。本文作者采用近液相線擠壓鑄造制取鋁合金支架，并研究澆注溫度、壓強(qiáng)、保壓時間對鋁合金支架組織及力學(xué)性能的影響，并獲取最佳工藝，從而為提高鋁合金支架組織及性能提供實驗依據(jù)。

1 實驗

本研究采用的ADC12鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為Si 10.56%、Cu 1.91%、Mg 0.21%、 Mn 0.28%、Zn 0.55%、 Fe 0.85%，其余為Al。通過DTA測得試驗用ADC12鋁合金的液相線溫度及固相線溫度為592和539 ℃。ADC12鋁合金在中頻爐中升溫至720 ℃，加入鋁液質(zhì)量1.5%的精煉劑及除渣劑，攪拌5 min，靜置5 min，待其完全反應(yīng)后除渣，并轉(zhuǎn)運到保溫爐中使用。實驗在SCH-350A型間接擠壓鑄造機(jī)上進(jìn)行。模具溫度為250~300 ℃，澆注速度為0.1 m/s。

拉伸試樣從鋁合金支架底端割取，并加工成厚度為3 mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣。圖1所示為試樣的選取位置。拉伸試驗在WDW-200型萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，采用掃描電鏡觀察斷口形貌。將斷口進(jìn)行研磨拋光，用1%HF(質(zhì)量分?jǐn)?shù))進(jìn)行腐蝕，在光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行顯微組織觀察。采用圖片處理軟件Image-Pro Plus計算球狀晶的晶粒尺寸d及球狀系數(shù)μ。計算公式如式(1)和(2)所示[12-13]：

式中：S為球狀晶的截面積；C球狀晶的界面周長；μ的變化范圍為0~1，數(shù)值越接近1，球狀晶越圓整。

圖1 鋁合金支架示意圖及拉伸試樣的選取位置 Fig.1 Schematic diagram(a) and specimen locations(b) of aluminium differential support (Unit: mm)

2 實驗結(jié)果

2.1 澆注溫度對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響

圖2所示為澆注溫度為595、605、615 和625 ℃(壓強(qiáng)p為180 MPa，保壓時間t為20 s)下鋁合金支架的顯微組織。從圖2(a)中可以看出，在近液相線擠壓鑄造下可以獲得均勻細(xì)小的球狀組織。從圖2(b)中可以看出，球狀晶開始長大，并呈現(xiàn)一定的方向性。從圖2(c)中可以看出，組織多為孿生的薔薇狀晶，且許多的薔薇狀晶破碎成小的球狀晶。在圖2(d)中存在尺寸較大的樹枝晶，且呈現(xiàn)孿生的痕跡，許多樹枝晶也發(fā)生破碎，小球狀晶的分布仍能看出樹枝晶的痕跡。隨著澆注溫度的增加，球狀晶相繼長大成薔薇狀晶以及樹枝晶。

圖2 不同澆注溫度下NLSC制備的鋁合金支架的顯微組織 Fig.2 Microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC process at different pouring temperatures: (a) 595 ℃; (b) 605 ℃; (c) 615 ℃; (d) 625 ℃

圖3 澆注溫度對鋁合金支架平均晶粒尺寸、平均球狀系數(shù)及力學(xué)性能的影響 Fig.3 Effect of pouring temperature on average grain size and average globular coefficient(a) and mechanical properties(b) of aluminium differential support

圖3 所示為澆注溫度對鋁合金支架晶粒尺寸、球狀系數(shù)和力學(xué)性能的影響。從圖3(a)中可以看出，隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架組織的晶粒尺寸由20.5 μm增大到68.7 μm；球狀系數(shù)由0.73 下降到0.37。當(dāng)澆注溫度為595 ℃時，鋁液澆入到料筒及澆道時，鋁液的溫度就已經(jīng)低于液相線溫度。在模具壁以及硬質(zhì)點上發(fā)生異質(zhì)形核，球狀晶開始形成并被澆入到型腔內(nèi)。在充型過程中，鋁液產(chǎn)生自攪拌作用， 使得球狀晶更加圓整。在壓力作用下，鋁液的冷卻率大大提高，鋁液在更短的時間內(nèi)凝固。同時，壓力會提高鋁液的熔點，因此，使得液固相線溫度差減小，從而鋁液更易達(dá)到固相線溫度[14]。因此，球狀晶沒有足夠的時間長大，以球狀系數(shù)較高的球狀晶存在于零件中。隨著澆注溫度的增加，鋁液的凝固時間及長大時間延長，球狀晶開始長大成薔薇狀晶和樹枝晶。由于自攪拌作用，長大的薔薇狀晶及樹枝晶在鋁液流動作用下發(fā)生破碎，成為新的球狀晶，有的未被帶走，留在附近形成了樹枝晶的輪廓。從圖3(b)中可以看出，隨著澆注溫度的升高，零件的抗拉強(qiáng)度由295 MPa下降到 230 MPa，伸長率由2.4%下降到 1.1%。由Hall-Petch公式可知，晶粒尺寸的升高會降低其力學(xué)性能。球狀系數(shù)的降低和組織圓整度差，容易引起應(yīng)力集中，從而降低零件的力學(xué)性能。

圖4所示為不同澆注溫度下鋁合金支架的斷口形貌。近液相線擠壓鑄造擠壓鑄造的斷裂形式為解理斷裂，其斷口形貌包括韌窩、解理平面及撕裂棱。在圖4(a)中含有少量的解理平面及大量韌窩，隨著澆注溫度的增加，韌窩的數(shù)量不斷減少，而解理平面的數(shù)量逐漸增多(見圖4(b)~(d))。在圖4(d)中除大量的解理平面以及極少量的韌窩外，韌性部分以撕裂棱的形式存在。近液相線擠壓鑄造獲得的鋁合金支架的斷裂為穿晶斷裂，是介于韌性斷裂及脆性斷裂中間的斷裂形式。因此，隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架韌性及強(qiáng)度降低，說明抗拉強(qiáng)度及伸長率隨著澆注溫度的升高而降低。

2.2 壓力對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的 影響

圖5所示為在壓強(qiáng)為90、120、150和180 MPa (θ=595 ℃,t=20 s)作用下鋁合金支架的顯微組織。從圖5(a)中可以看出，孿生的薔薇狀晶大量的存在于基體中。隨著壓強(qiáng)的增加，薔薇狀晶消失，逐漸被球狀晶所替代。當(dāng)壓強(qiáng)增加到150 MPa時，顯微組織為細(xì)小的球狀晶，與圖5(d)中壓強(qiáng)為180 MPa的顯微組織相同。150 MPa已達(dá)到形成球狀晶所需的壓強(qiáng)。

圖6(a)所示為壓強(qiáng)與晶粒尺寸及球狀系數(shù)的關(guān)系曲線。從圖6(a)中可以看出，隨著壓強(qiáng)的升高，晶粒尺寸由60.5 μm 細(xì)化到21.2 μm，球狀系數(shù)由0.41增加到0.7。而在壓強(qiáng)為150 MPa時，其晶粒尺寸與球狀系數(shù)分別為22.4 μm與0.68。當(dāng)壓強(qiáng)超過150 MPa時，壓強(qiáng)對晶粒尺寸及球狀系數(shù)的影響不大。圖6(b)所示為壓強(qiáng)與抗拉強(qiáng)度和伸長率的關(guān)系曲線。隨著壓強(qiáng)的升高，抗拉強(qiáng)度與伸長率分別由238 MPa和1.5%增加到291 MPa和2.3%。當(dāng)壓強(qiáng)超過150 MPa時，壓強(qiáng)對抗拉強(qiáng)度與伸長率有輕微的影響。除與晶粒尺寸與球狀系數(shù)的變化外，壓強(qiáng)還增加了零件密度，使得材料的力學(xué)性能有所增加。

圖4 不同澆注溫度下NLSC制備的鋁合金支架的斷口形貌 Fig.4 Fracture microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC process at different pouring temperatures: (a) 595 ℃; (b) 605 ℃; (c) 615 ℃; (d) 625℃

近液相線擠壓鑄造球狀晶的生長時間t可以表示為

式中：pθ為澆注溫度；sθ為固相線溫度；va為平均的凝固速度。壓強(qiáng)提高金屬液的融化溫度，即提高金屬液的固相線溫度。因此，在澆注溫度不變時，壓強(qiáng)增 大，sθ升高。由文獻(xiàn)[15]可知，壓強(qiáng)為150 MPa時，sθ升高9 ℃。在壓強(qiáng)作用下冷卻率得到提高，冷卻速度增大，va升高。由式(3)可知，隨著壓強(qiáng)的升高，球狀晶的生長時間減少，球狀晶沒有足夠的時間超過其臨界半徑長大成薔薇狀晶，因此，以球狀晶的形式保留了下來。同時，壓強(qiáng)能提高金屬液的過冷度，為球狀晶的形核提供動力，因此，在壓強(qiáng)為180 MPa的顯微組織中，有更多的球狀晶的存在(見圖5)。

圖5 不同壓力下NLSC制備的鋁合金支架的顯微組織 Fig.5 Microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC at different pressures: (a) 90 MPa; (b) 120 MPa; (c) 150 MPa; (d) 180 MPa

圖6 壓強(qiáng)對NLSC制備的鋁合金支架的平均晶粒尺寸、平均球狀系數(shù)力學(xué)性能的影響 Fig.6 Effect of pressure on average grain size and average globular coefficient(a) and mechanical property(b) of aluminium differential support prepared by NLSC

2.3 保壓時間對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響

圖7 所示為保壓時間對NLSC制備的鋁合金支架抗拉強(qiáng)度及伸長率的關(guān)系。從圖7中可以看出，隨著保壓時間由10 s延長到25 s，抗拉強(qiáng)度由271 MPa增加到 293 MPa，伸長率由1.95%增加到 2.35%。近液相線擠壓鑄造中金屬液凝固迅速，在保壓時間為10 s到25 s時，保壓時間對顯微組織無明顯影響，但隨著保壓時間的延長，零件在壓力作用下發(fā)生一定的高溫塑性變形，促使顯微組織更加致密，提高零件的致 密性。

圖7 保壓時間對NLSC制備的鋁合金支架抗拉強(qiáng)度與伸長率的影響 Fig.7 Effect of holding time on tensile strength and elongation of aluminium differential support prepared by NLSC

3 分析與討論

在澆注溫度為595 ℃時，近液相線擠壓鑄造獲得的鋁合金支架可獲得細(xì)小均勻的球狀組織及較高的力學(xué)性能。隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架的力學(xué)性能下降。但在不大于液相線溫度時，鋁液黏度較高易粘在料勺上造成澆注困難，同時，易造成零件內(nèi)部產(chǎn)生冷隔導(dǎo)致零件力學(xué)性能降低。因此，近液相線擠壓鑄造最佳的澆注溫度應(yīng)高于液相線10 ℃，故605 ℃是最佳的澆注溫度；當(dāng)壓強(qiáng)到達(dá)150 MPa時，力學(xué)性能變化較小，較大的壓強(qiáng)會造成能源的浪費及減少設(shè)備的使用壽命，因此，150 MPa為最佳的壓強(qiáng)參數(shù)。隨著保壓時間的延長，力學(xué)性能有所上升，當(dāng)保壓時間延長到20 s時，力學(xué)性能達(dá)到穩(wěn)定數(shù)值。保壓時間過長不僅會造成能源的浪費而且會影響零件的生產(chǎn)效率，因此，20 s為最佳的保壓時間。綜上所述，采用近液相線擠壓鑄造生產(chǎn)鋁合金支架的最佳工藝為：澆注溫度為605 ℃、壓強(qiáng)為150 MPa、保壓時間為20 s。

在近液相線擠壓鑄造中，澆注溫度為近液相線溫度，當(dāng)鋁液從料筒壓射到澆道時，鋁液溫度低于液相線溫度。在過冷的鋁液及模具壁上開始形核，球狀晶以正常形式以及吞并小球狀晶的形式長大。當(dāng)球狀晶的直徑超過臨界半徑時，球狀晶開始長大成薔薇狀 晶[16-17]。當(dāng)該長大過程發(fā)生在充型過程時，孿生薔薇狀晶產(chǎn)生并保留在基體中。圖8所示為近液相線擠壓鑄造中孿生薔薇狀晶的長大過程。從圖8(c)可見，當(dāng)球狀晶開始長大時，晶臂突出到鋁液中，如果晶臂與鋁液流動方向的夾角大于90°，晶臂會受到鋁液的沖擊而折斷，折斷后的晶臂成為新的球狀晶。如果晶臂與鋁液的方向小于90°，在鋁液沖擊作用下，晶臂與流動方向的夾角不斷減小，最終形成具有一定方向性的球狀晶，如圖4(b)中的顯微組織。上下兩個晶臂單獨繼續(xù)長大，最終形成了孿生的薔薇狀晶(見圖8(d))。

圖8 近液相線擠壓鑄造中孿生薔薇狀晶形成過程示意圖Fig.8 Schematic diagram of evolution of twin rosette crystal during NLSC: (a) Nucleus; (b) Globular crystal; (c) Rosette crystal; (d) Fractured rosette crystal; (e) Twin rosette crystal

4 結(jié)論

1) 近液相線擠壓鑄造可獲得細(xì)小均勻的球狀晶，其晶粒尺寸及球狀系數(shù)分別為20.5 μm與0.73。隨著澆注溫度的升高，球狀晶逐漸長大成薔薇狀晶以及樹枝晶，晶粒尺寸增加，球狀系數(shù)下降，力學(xué)性能也隨著下降。在斷口分析中，隨著澆注溫度升高，韌窩數(shù)量減少，解理面數(shù)量增多。

2) 隨著壓強(qiáng)的升高，薔薇狀晶減少，球狀晶增多，晶粒尺寸減小，球狀系數(shù)增加，力學(xué)性能升高。當(dāng)壓強(qiáng)高于150 MPa時，壓強(qiáng)對顯微組織及力學(xué)性能無明顯影響。壓強(qiáng)提高固相線溫度及增加零件的凝固速度，導(dǎo)致球狀晶生長時間減少，球狀晶無足夠時間長大成薔薇狀晶。

3) 隨著保壓時間的延長，力學(xué)性能有所升高，當(dāng)保壓時間延長到20 s時，保壓時間對力學(xué)性能無影響。

4) 鋁合金支架近液相線擠壓鑄造最佳的工藝參數(shù)為：澆注溫度為605 ℃、壓強(qiáng)為150 MPa、保壓時間為20 s。在鋁液流動的作用下，球狀晶易形成孿生薔薇狀晶。

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