原標(biāo)題：固溶時(shí)間對(duì)半固態(tài)壓鑄 Al-Si-Fe-Mg 合金組織與性能的影響

Al-Si合金具有高比強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性、耐磨性和鑄造性能，在汽車、航空航天和通信領(lǐng)域中應(yīng)用廣泛。在眾多成形技術(shù)中，高壓壓鑄成形是Al-Si合金最有效的加工方式之一。然而，高壓壓鑄件中常存在粗大的枝晶組織和氣孔缺陷，降低了鑄件的力學(xué)性能和導(dǎo)熱性能。由于氣孔缺陷的存在，高壓壓鑄件無法通過熱處理來進(jìn)一步提高性能。與高壓壓鑄技術(shù)相比，半固態(tài)壓鑄技術(shù)在解決上述問題上具有一定優(yōu)勢(shì)。半固態(tài)壓鑄技術(shù)的關(guān)鍵在于能制備良好球狀晶的半固態(tài)漿料。目前，半固態(tài)漿料的制備方法主要有機(jī)械攪拌法、電磁攪拌法、分流匯合澆道法和蛇形流道澆注法等。這些方法均可以制備具有球狀初生固相的半固態(tài)漿料，但粘料和制漿效率低等問題限制了其在工業(yè)領(lǐng)域上的應(yīng)用。研究表明，在激冷和流動(dòng)剪切作用下，傾斜板法在解決粘料問題的同時(shí)，還可高效地制備出半固態(tài)漿料。為進(jìn)一步提高半固態(tài)漿料的質(zhì)量，自主設(shè)計(jì)了剪切、振動(dòng)耦合亞快速凝固制漿裝置，其中包括冷卻流道和振動(dòng)系統(tǒng)。冷卻流道內(nèi)部通有冷卻循環(huán)水，可以提供激冷作用，有利于異質(zhì)形核發(fā)生。振動(dòng)系統(tǒng)提供剪切作用力，不僅可以解決粘料問題，還會(huì)促進(jìn)溶質(zhì)擴(kuò)散，導(dǎo)致冷卻板表面晶核游離、增殖，進(jìn)而提高晶粒的圓整度、改善晶粒大小。

隨汽車、航空航天和通訊領(lǐng)域的發(fā)展，對(duì)Al-Si合金鑄件綜合性能的要求增加。熱處理是提高合金性能的常用方法。研究者研究了固溶溫度對(duì)半固態(tài)壓鑄AlSi9Mg合金組織性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著固溶溫度增加，初生α-Al晶粒直徑先減小后增加，合金的強(qiáng)度先提高后降低。當(dāng)固溶溫度為535 ℃時(shí)，合金的力學(xué)性能理想，其抗拉強(qiáng)度為277 MPa，伸長率為3.9%。CHEN Z Z等研究了T6熱處理對(duì)半固態(tài)壓鑄A356合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)與鑄態(tài)相比，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度提高了約30%。還有研究者研究了T6熱處理對(duì)半固態(tài)壓鑄Al-30Si合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過T6熱處理，合金的抗拉強(qiáng)度從234 MPa提高至278 MPa。然而，固溶時(shí)間對(duì)剪切、振動(dòng)耦合亞快速凝固半固態(tài)壓鑄Al-Si合金組織與力學(xué)性能影響的研究報(bào)道很少。

因此，本研究以Al-Si-Fe-Mg合金為對(duì)象，采用剪切、振動(dòng)耦合亞快速凝固制漿與壓鑄技術(shù)，制備半固態(tài)壓鑄拉伸試樣，并研究固溶時(shí)間對(duì)其組織和力學(xué)性能的影響，進(jìn)而獲得優(yōu)化的固溶處理參數(shù)，為空天、汽車、通信領(lǐng)域高性能鑄件的制備提供參考。

圖文結(jié)果

原材料采用Al-Si-Fe-Mg合金。通過化學(xué)分析方法測(cè)試合金的實(shí)際成分，結(jié)果見表1。首先，將合金在CEM-150型工業(yè)熔煉爐中加熱至700 ℃；當(dāng)熔體完全熔化后，降低熔體溫度至670 ℃，然后對(duì)熔體進(jìn)行除氣、除渣處理，保溫30 min。通過給湯勺將熔體澆注到剪切、振動(dòng)耦合亞快速凝固制漿裝置的錐型流道上，熔體沿著錐型流道流入壓鑄機(jī)壓室，壓射壓力為35 MPa，壓射速度為2.8 m/s，完成壓鑄成形，獲得半固態(tài)壓鑄拉伸試樣（?10 mm×170 mm）。對(duì)拉伸試樣進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為535 ℃，固溶時(shí)間分別為0.5、1、2和4 h，并對(duì)固溶處理后的拉伸試樣進(jìn)行水淬。

表1 Al-Si-Fe-Mg合金的實(shí)際成分(%)

圖1為半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的顯微組織、EDS分析、EPMA組織及Fe含量。

圖2為不同固溶時(shí)間處理的半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的EBSD組織。可以看出，不同固溶時(shí)間處理的合金組織中的α-Al晶粒均由大尺寸的初生α1-Al晶粒和小尺寸的二次凝固α2-Al晶粒組成。基于EBSD結(jié)果，對(duì)初生α1-Al晶粒和二次凝固α2-Al晶粒的直徑和形狀因子進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，見圖3。

圖1 半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的顯微組織、EDS分析EPMA和Fe含量

圖2 不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的EBSD結(jié)果

圖3 固溶時(shí)間對(duì)半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金顯微組織的影響

圖4為固溶處理后半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的SEM組織。可以看出，當(dāng)固溶時(shí)間為0.5 h時(shí)，共晶Si相由短棒狀以及顆粒狀共晶Si相組成，共晶Si相出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象，頸縮的共晶Si相發(fā)生溶斷并破碎成小的共晶Si相，見圖4a。當(dāng)固溶時(shí)間增加至1 h時(shí)，共晶Si相為顆粒狀形貌，見圖4b。隨著固溶時(shí)間繼續(xù)增加，顆粒狀共晶Si相長大，見圖4c和圖4d。對(duì)比共晶Si相的等效直徑和形狀因子發(fā)現(xiàn)，當(dāng)固溶時(shí)間從0.5 h增加至4 h時(shí)，共晶Si相的等效直徑先減小后增加，形狀因子持續(xù)增大，見圖5。

圖4 不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的SEM組織

圖5 不同固溶時(shí)間處理對(duì)合金中共晶Si相的等效直徑和形狀因子的影響

圖6為不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的EPMA組織。基體中溶質(zhì)原子的固溶度分析結(jié)果見表2。結(jié)果表明，當(dāng)固溶時(shí)間為0.5 h時(shí)，部分Si和Mg元素溶于基體，Cu元素幾乎完全溶于基體。隨著固溶時(shí)間延長至1 h時(shí)，Si和Mg元素在基體中的固溶度增加。隨著固溶時(shí)間繼續(xù)延長，Si和Mg元素在基體中的固溶度保持不變。

圖7為不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。可以發(fā)現(xiàn)，隨著固溶時(shí)間從0 h延長至4 h，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率均先增加后降低。當(dāng)固溶時(shí)間為1 h時(shí)，合金的力學(xué)性能最優(yōu)，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為320.1 MPa、224.2 MPa和13.3%。

圖6 不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的EMPA組織

表2 Si、Mg和Cu元素在基體中的固溶度

圖7 不同固溶時(shí)間下半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

結(jié)論

（1）剪切、振動(dòng)耦合亞快速凝固制漿技術(shù)與壓鑄技術(shù)進(jìn)行一體化銜接形成半固態(tài)壓鑄技術(shù)。半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金拉伸試樣的組織由球狀形貌的初生α1-Al晶粒和二次凝固α2-Al晶粒、共晶Si相和β-Al5FeSi相組成。

（2）隨著固溶時(shí)間從0 h延長4 h，初生α1-Al晶粒的平均晶粒直徑從26.98 μm增至31.96 μm，二次凝固α2-Al晶粒的平均晶粒直徑從6.54 μm增至7.71 μm。同時(shí)，溶于基體的Si和Mg固溶原子濃度先增大后保持穩(wěn)定，共晶Si相先后發(fā)生頸縮、斷裂、球化和粗化。

（3）當(dāng)固溶時(shí)間從0 h延長至4 h時(shí)，半固態(tài)壓鑄Al-Si-Fe-Mg合金的力學(xué)性能先增加后降低。當(dāng)固溶時(shí)間為1 h時(shí)，合金力學(xué)性能最佳，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為320.1 MPa、224.2 MPa和13.3%，這主要與固溶原子的固溶度增加和顆粒狀共晶Si相形成有關(guān)。

《固溶時(shí)間對(duì)半固態(tài)壓鑄 Al-Si-Fe-Mg 合金組織與性能的影響》

劉巖1 陳宗濤1 高民強(qiáng)2 何建冬1 管仁國2

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本文轉(zhuǎn)載自：《特種鑄造及有色合金》