摘要:本文分析了永磁攪拌對ZL101A合金樹枝晶碎(細)化和形成圓整初晶的影響,研究了化學成分、組織形貌與力學性能的關系.采用永磁攪拌結合水平半連續(xù)鑄造制備出直徑為Φ80 mm的半固態(tài)ZL101A連鑄坯.其組織中α(Al)呈現(xiàn)玫瑰花狀和橢球狀的混合形態(tài),(Al+Si)共晶組織呈細小點狀.連鑄坯由表及里的平均性能為σb=251.25 MPa,δ=16.10%,接近已發(fā)表文獻中的最佳值.
關鍵詞:永磁攪拌;非樹枝晶組織;水平連鑄
關鍵詞:永磁攪拌;非樹枝晶組織;水平連鑄
由于半固態(tài)成型技術與傳統(tǒng)的固態(tài)成型(如:鍛造)和液態(tài)成型(如:鑄造)相比,具有顯著的優(yōu)點,因此,被專家們稱為21世紀新一代的金屬成型技術［1］.目前,國內(nèi)外在此領域研究的熱點主要是:非樹枝晶合金的制備技術、半固態(tài)金屬的流變學基礎理論、半固態(tài)金屬的成型工藝、設備和工業(yè)應用等方面.少數(shù)發(fā)達國家已開始在汽車、軍事、航天等領域運用這一新興技術［2］.
國內(nèi)在此領域的研究主要圍繞著半固態(tài)合金流變學、半固態(tài)合金微觀組織等開展［3］.由于受到多種因素的制約,對于半固態(tài)成型技術的基礎——非樹枝晶原材料制備的研究仍停留在實驗室階段,而且大多采用機械攪拌等便于在實驗室實現(xiàn)而很難應用于工業(yè)生產(chǎn)的制備手段［4］;同時,對具有非樹枝晶組織的合金的機械性能研究較少,其指標未見報道.沒有成熟的原材料的制備技術已成為半固態(tài)成型技術在我國發(fā)展比較緩慢的主要原因［5］.
本文用適于大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)永磁攪拌結合水平連鑄方法,制備ZL101A非樹枝晶合金鑄坯,研究合金成分、顯微組織與力學性能關系.
國內(nèi)在此領域的研究主要圍繞著半固態(tài)合金流變學、半固態(tài)合金微觀組織等開展［3］.由于受到多種因素的制約,對于半固態(tài)成型技術的基礎——非樹枝晶原材料制備的研究仍停留在實驗室階段,而且大多采用機械攪拌等便于在實驗室實現(xiàn)而很難應用于工業(yè)生產(chǎn)的制備手段［4］;同時,對具有非樹枝晶組織的合金的機械性能研究較少,其指標未見報道.沒有成熟的原材料的制備技術已成為半固態(tài)成型技術在我國發(fā)展比較緩慢的主要原因［5］.
本文用適于大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)永磁攪拌結合水平連鑄方法,制備ZL101A非樹枝晶合金鑄坯,研究合金成分、顯微組織與力學性能關系.
1 實驗方案
1.1 永磁行波磁場
1.1 永磁行波磁場
利用永磁行波磁場對液態(tài)金屬感應產(chǎn)生一個振蕩磁場B和電流密度場J,由此產(chǎn)生一個洛倫茲(Lorentz)力場F=J×B.因其相位關系,所產(chǎn)生的不是一個純振蕩,而是一個使金屬液體產(chǎn)生旋轉的力場.合金組織在磁場作用下凝固時,由于強烈的攪拌作用,使晶體在各個方向上的長大速度快而均勻,從而形成橢球狀的非樹枝晶組織.
本實驗采用自制的永磁行波裝置,該裝置為垂直式,即感應線圈垂直于鑄型的軸線方向.能在結晶器內(nèi)產(chǎn)生大于25×10-2 T的磁場.
1.2 非樹枝晶鋁合金的制備
選用工業(yè)上廣泛應用的ZL101A(Al-Si7.0-Mg0.3)合金為研究對象,在自行設計制作的磁場+水平半連續(xù)連鑄平臺上制備非樹枝晶鑄坯.其工藝過程為:熔煉(包括常規(guī)除氣處理、打渣精煉處理及細化處理)—安裝永磁攪拌裝置和結晶器并調整引錠頭位置—開澆—噴水冷卻—拉坯—啟動永磁行波磁場,繼續(xù)拉坯—關閉永磁行波磁場,停澆.連鑄坯直徑為Φ80 mm,長約4000 mm.
1.3 化學成分、組織形貌和力學性能分析
在喇曼光譜儀上分析鑄錠不同部分的化學成分;從連鑄坯不同截面上取樣,經(jīng)仔細打磨、拋光及腐蝕處理,在光學顯微鏡上分析組織形貌和針孔度;沿徑向由表及里取樣,線切割加工成小試樣,經(jīng)打磨后,在MTS-810萬能力學性能測試系統(tǒng)上測量其抗拉強度及延伸率.為了便于比對分析,取美國Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金為對比試樣,采用同樣的分析方法分析其化學成分和力學性能,使實驗結果具有可比性.
本實驗采用自制的永磁行波裝置,該裝置為垂直式,即感應線圈垂直于鑄型的軸線方向.能在結晶器內(nèi)產(chǎn)生大于25×10-2 T的磁場.
1.2 非樹枝晶鋁合金的制備
選用工業(yè)上廣泛應用的ZL101A(Al-Si7.0-Mg0.3)合金為研究對象,在自行設計制作的磁場+水平半連續(xù)連鑄平臺上制備非樹枝晶鑄坯.其工藝過程為:熔煉(包括常規(guī)除氣處理、打渣精煉處理及細化處理)—安裝永磁攪拌裝置和結晶器并調整引錠頭位置—開澆—噴水冷卻—拉坯—啟動永磁行波磁場,繼續(xù)拉坯—關閉永磁行波磁場,停澆.連鑄坯直徑為Φ80 mm,長約4000 mm.
1.3 化學成分、組織形貌和力學性能分析
在喇曼光譜儀上分析鑄錠不同部分的化學成分;從連鑄坯不同截面上取樣,經(jīng)仔細打磨、拋光及腐蝕處理,在光學顯微鏡上分析組織形貌和針孔度;沿徑向由表及里取樣,線切割加工成小試樣,經(jīng)打磨后,在MTS-810萬能力學性能測試系統(tǒng)上測量其抗拉強度及延伸率.為了便于比對分析,取美國Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金為對比試樣,采用同樣的分析方法分析其化學成分和力學性能,使實驗結果具有可比性.
2 實驗結果與討論
2.1 化學成分分析
實驗用的ZL101A購自鋁材市場,其化學成分與國標GB1173相比,Fe元素含量超標,細化晶粒元素Ti偏低,見表1.因所購合金采用Sr變質處理,故含有少量Sr元素,雜質總量在國標允許范圍之內(nèi),心部和邊緣部分的成分基本一致.經(jīng)對比可見:美國A356合金中Mg含量較高,Fe含量很低,雜質少、合金純度較高.
2.1 化學成分分析
實驗用的ZL101A購自鋁材市場,其化學成分與國標GB1173相比,Fe元素含量超標,細化晶粒元素Ti偏低,見表1.因所購合金采用Sr變質處理,故含有少量Sr元素,雜質總量在國標允許范圍之內(nèi),心部和邊緣部分的成分基本一致.經(jīng)對比可見:美國A356合金中Mg含量較高,Fe含量很低,雜質少、合金純度較高.
表1 ZL101A與A356化學成分對比
Tab.1 Compare chemical composition of ZL101A with A356
|
樣 品
|
Al
|
Si
|
Mg
|
Fe
|
Cu
|
Sr
|
Ti
|
Zn
|
Mn
|
雜質
總和 |
|
ZL101A
(GB1173) |
余量
|
6.5～7.5
|
0.25～0.45
|
<0.2
|
0.1
|
—
|
0.08～0.2
|
0.1
|
0.1
|
0.6
|
|
A356
(Alumax) |
93.32
|
5.99
|
0.658
|
<0.145
|
<0.085
|
—
|
<0.2
|
—
|
<0.033
|
—
|
|
ZL101A
(鑄錠中心) |
余量
|
7.01
|
0.48
|
0.23
|
0.080
|
0.022
|
0.070
|
0.056
|
0.013
|
—
|
|
ZL101A
(鑄錠邊緣) |
余量
|
6.82
|
0.45
|
0.22
|
0.075
|
0.021
|
0.067
|
0.056
|
0.013
|
—
|
2.2 組織形貌分析
圖1為ZL101A在無EMS作用、拉速為6.3 mm/s條件下連鑄得到的Φ80 mm鑄坯邊緣和中心部分的金相組織.圖中白色部分是α(Al),呈典型的樹枝狀;黑色部分是(Al+Si)共晶組織,呈細小的點狀.在同樣的連鑄條件下,開啟EMS裝置,使鋁合金在強烈的攪拌作用下凝固,在拉速為9.0 cm/min得到的合金組織如圖2.其組織仍由α(Al)和(Al+Si)共晶組織組成,但其形貌發(fā)生了顯著變化.在邊緣部分仍有少量樹枝晶組織存在,而中心部分的白色α(Al)呈現(xiàn)出玫瑰花形和橢球形的混合形態(tài),樹枝晶已基本打碎,部分區(qū)域出現(xiàn)比較粗大的等軸晶組織.金相組織的變化規(guī)律與電磁攪拌作用下模鑄的情況基本一致［6］.
圖1為ZL101A在無EMS作用、拉速為6.3 mm/s條件下連鑄得到的Φ80 mm鑄坯邊緣和中心部分的金相組織.圖中白色部分是α(Al),呈典型的樹枝狀;黑色部分是(Al+Si)共晶組織,呈細小的點狀.在同樣的連鑄條件下,開啟EMS裝置,使鋁合金在強烈的攪拌作用下凝固,在拉速為9.0 cm/min得到的合金組織如圖2.其組織仍由α(Al)和(Al+Si)共晶組織組成,但其形貌發(fā)生了顯著變化.在邊緣部分仍有少量樹枝晶組織存在,而中心部分的白色α(Al)呈現(xiàn)出玫瑰花形和橢球形的混合形態(tài),樹枝晶已基本打碎,部分區(qū)域出現(xiàn)比較粗大的等軸晶組織.金相組織的變化規(guī)律與電磁攪拌作用下模鑄的情況基本一致［6］.
永磁攪拌作用下凝固的鋁合金組織有兩種變化:(1) 樹枝晶碎(細)化;(2) 一次固體晶體變得圓整.樹枝晶碎(細)化的機理主要是:在永磁攪拌作用下,由于液態(tài)金屬的流動,相當于在枝晶臂上施加了一個剪切力,從而使枝晶臂斷裂,并加速了枝晶根部的重熔;液體的流動作用同時改變或加速了溶質的擴散,使枝晶根部出現(xiàn)頸縮而造成枝晶斷裂,并把熔斷的枝晶帶離“母晶粒”,生長成新的晶粒;同時,熱對流時溫度的反復變化,也加速了枝晶頸縮而斷裂;多因素的共同作用造成了樹枝晶碎(細)化.一次固體晶體變圓整的主要原因在于:一次固態(tài)晶體之間以及它們與液體之間發(fā)生碰撞、摩擦和沖刷作用,使固相顆粒在各個方向上溫度均勻,沒有熱流的方向性;此外,在固-液界面處也沒有溶質富集現(xiàn)象,從而消除了“成分過冷”,使得晶體在各個方向上的長大速度快而均勻,最終形成圓整的顆粒狀組織.
不同拉速條件連鑄得到的合金,其組織形貌的區(qū)別在于等軸晶組分的變化.現(xiàn)有的大量實驗表明:在目前的實驗條件下,要在ZL101A合金中得到圓整、細小的完全等軸晶組織相當困難,必須進一步優(yōu)化工藝參數(shù),改進對合金凝固過程的控制,并輔之以適當?shù)暮罄m(xù)熱處理,如半固態(tài)保溫處理等來改善合金組織.工藝參數(shù)與等軸晶組分的定量關系需進一步試驗研究.
2.3 力學性能分析
從連鑄坯上由表及里取樣,在MTS-810萬能試驗系統(tǒng)上分析鋁合金力學性能,其結果列于表2.
由表2可見,連鑄坯由表及里的性能比較均勻,心部的性能稍好于表面,只是延伸率的區(qū)別略為明顯.對比其金相組織說明:樹枝晶組織越少,等軸晶組織越多,則合金的延伸率越好,并且能夠保持良好的抗拉強度.此合金鑄態(tài)的力學性能,已超過了國家標準中規(guī)定的ZL101A經(jīng)T4、T5(固溶+時效)熱處理后的性能要求,也優(yōu)于文獻報道的國外同類材料的性能水平［6,7］,見表3.接近目前世界最高水平美國Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金的性能指標:σb=252.0 MPa,δ=20.0%.性能差距集中反映在延伸率上,根本原因在于合金組織形貌的差異.Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金,其非樹枝狀組織更細小,顆粒更圓整［6］.
不同拉速條件連鑄得到的合金,其組織形貌的區(qū)別在于等軸晶組分的變化.現(xiàn)有的大量實驗表明:在目前的實驗條件下,要在ZL101A合金中得到圓整、細小的完全等軸晶組織相當困難,必須進一步優(yōu)化工藝參數(shù),改進對合金凝固過程的控制,并輔之以適當?shù)暮罄m(xù)熱處理,如半固態(tài)保溫處理等來改善合金組織.工藝參數(shù)與等軸晶組分的定量關系需進一步試驗研究.
2.3 力學性能分析
從連鑄坯上由表及里取樣,在MTS-810萬能試驗系統(tǒng)上分析鋁合金力學性能,其結果列于表2.
由表2可見,連鑄坯由表及里的性能比較均勻,心部的性能稍好于表面,只是延伸率的區(qū)別略為明顯.對比其金相組織說明:樹枝晶組織越少,等軸晶組織越多,則合金的延伸率越好,并且能夠保持良好的抗拉強度.此合金鑄態(tài)的力學性能,已超過了國家標準中規(guī)定的ZL101A經(jīng)T4、T5(固溶+時效)熱處理后的性能要求,也優(yōu)于文獻報道的國外同類材料的性能水平［6,7］,見表3.接近目前世界最高水平美國Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金的性能指標:σb=252.0 MPa,δ=20.0%.性能差距集中反映在延伸率上,根本原因在于合金組織形貌的差異.Alumax公司生產(chǎn)的半固態(tài)A356合金,其非樹枝狀組織更細小,顆粒更圓整［6］.
表2 具有非樹枝晶組織的ZL101A合金鑄態(tài)力學性能
Tab.2 The mechanical property of ZL101A ingot with nondendritic structure
Tab.2 The mechanical property of ZL101A ingot with nondendritic structure
|
樣 品
|
截面尺寸
(mm×mm) |
L0
(mm) |
L
(mm) |
Pb
(kN) |
σb
(MPa) |
δ
(%) |
|
表面1#
|
1.84×3.60
|
9.98
|
11.59
|
1.67
|
252.11
|
16.13
|
|
表面2#
|
1.88×3.54
|
10.05
|
11.56
|
1.66
|
249.43
|
15.02
|
|
表面平均
|
—
|
—
|
—
|
—
|
250.77
|
15.58
|
|
心部1#
|
1.88×3.54
|
9.95
|
11.59
|
1.68
|
252.43
|
16.48
|
|
心部2#
|
1.88×3.56
|
10.15
|
11.85
|
1.68
|
251.02
|
16.75
|
|
心部平均
|
—
|
—
|
—
|
—
|
251.73
|
16.62
|
|
總平均值
|
—
|
—
|
—
|
—
|
251.25
|
16.10
|
表3 不同鑄造鋁合金力學性能的比較
Tab.3 Compare mechanical property on different cast aluminum
|
合 金
|
鑄造方式
|
合金狀態(tài)
|
σb(MPa)
|
δ(%)
|
|
ZL101*
|
S,R,J
|
F(鑄態(tài))
|
153
|
2
|
|
ZL101A*
|
J,JB
|
T4
|
222
|
5
|
|
|
RB,KR
|
T5
|
231
|
4
|
|
A356［1］
|
SSM
|
F(鑄態(tài))
|
220
|
14
|
|
|
PM
|
T6
|
262
|
5
|
|
A356［2］
|
SSM
|
F(鑄態(tài))
|
221
|
9～11
|
注: 表中*摘自GB1173;SSM為半固態(tài)成形件;PM為永久型成形件
永磁攪拌與水平連鑄相結合制備半固態(tài)ZL101A合金具有明顯的優(yōu)點.連鑄使得合金針孔度等級提高,縮松減少,組織更致密;永磁攪拌工藝使得合金的化學成分更加均勻,各類偏析減少,枝晶碎化并形成圓整的等軸晶組織.兩者共同作用,使ZL101A合金的力學性能得到較大改善,尤其是延伸率成倍提高.更讓人們關注的是:具有非樹枝晶組織的合金的流變性能非常優(yōu)異,可用于先進的半固態(tài)成型.非樹枝晶鋁合金連鑄坯的制備成功,為半固態(tài)成型技術在我國的發(fā)展打下了良好的基礎.
3 結論
(1) 本文在自制的帶有永磁攪拌裝置的半連續(xù)水平連鑄平臺上,采用此工藝制備的非樹枝晶ZL101A合金具有良好的力學性能.合金連鑄坯由表及里的總平均性能為:σb=251.25 MPa,δ=16.10%,接近已發(fā)表文獻報道的最佳值.
(2) 用現(xiàn)行的工藝,要得到完全的橢球形非樹枝晶組織前景是樂觀的,在提高磁場行波的赫茲數(shù)的基礎上進一步優(yōu)化工藝參數(shù),并輔以適當?shù)暮罄m(xù)熱處理.
(3) 合金延伸率的提高有賴于合金中樹枝晶組織的減少和非樹枝晶組織更加細小、圓整.
(1) 本文在自制的帶有永磁攪拌裝置的半連續(xù)水平連鑄平臺上,采用此工藝制備的非樹枝晶ZL101A合金具有良好的力學性能.合金連鑄坯由表及里的總平均性能為:σb=251.25 MPa,δ=16.10%,接近已發(fā)表文獻報道的最佳值.
(2) 用現(xiàn)行的工藝,要得到完全的橢球形非樹枝晶組織前景是樂觀的,在提高磁場行波的赫茲數(shù)的基礎上進一步優(yōu)化工藝參數(shù),并輔以適當?shù)暮罄m(xù)熱處理.
(3) 合金延伸率的提高有賴于合金中樹枝晶組織的減少和非樹枝晶組織更加細小、圓整.
作者簡介：朱明原（1965～），男，浙江永康人，副研究員，博士生，主要從事金屬材料和稀土功能材料的研究。
作者單位：上海大學 材料科學與工程學院, 上海 200072
作者單位：上海大學 材料科學與工程學院, 上海 200072
