复合工艺制备流变铸造半固态铝合金浆料


半 固态合金浆料的制备是半固态成形技术的基础和关键,它要求浆料原始组织为均匀细小的球形非枝晶组织。为了降低制备半固态浆铝枝晶向着蔷薇状形貌转变,由蔷薇状和球状晶体的混合物组成;在接近铸锭中心位置时蔷薇状晶体的数量减少,显微组织完全由球状颗粒组成。对于这类组织形貌不均匀的问题,目前还没有很好的解决办法。

因此,如果利用单纯的低温浇注技术所获得的半固态浆料若直接用于流变成形,尚不能满足流变成形的要求,还须严格控制初生相的形貌。为了获得符合流变成形要求的半固态浆料,人们采取了严格控制液态合金的浇注温度和冷却速度或者使液态合金在固液相区停留保温[5]等措施来保证初生相形貌。这样虽然可保证获得形貌良好的初生相颗粒,但操作变得困难,成本亦会提高。作者在已开发出低过热度浇注和弱电磁搅拌工艺的基础上,将研究把局部激冷技术应用到低过热度浇注和弱电磁搅拌工艺中,形成新的工艺制备半固态A356合金浆料, 实现控制组织形貌、降低生产成本的目的。

图1为复合工艺制备的半固态A356合金铸锭不同部位心部的组织形貌。由图可见,在铸锭的心部,无论其位置高低,其半固态组织形貌基本都是由颗粒状或球状的初生α相构成,而且尺寸较常规的低过热度浇注和弱电磁搅拌所制备的初生α相更细小。沿着铸锭的高度方向上,初生相的形貌没有明显的变化。说明复合工艺制备的半固态A356铝合金浆料,可以保证铸锭心部的组织由颗粒状或球状的初生相组成,且尺寸细小。

图2为复合工艺制备的半固态A356合金铸锭不同部位边缘的组织形貌。由图可见,边缘的组织形貌较心部的组织和过渡区域的组织稍有变化,但不明显。该部位的组织随着铸锭高度由上而下,发生了一些变化。上部的边缘组织是由颗粒状的初生相和极少量蔷薇状的初生相构成,如图2a所示;而中部边缘的组织中,蔷薇状初生相稍有增加,组织中细小的颗粒状α相应是树枝晶上脱落下来的二次臂所致,见图2b所示;靠近铸锭底部,其边缘的组织仍由颗粒状初生相和蔷薇状初生相组成,见图2c所示。另外,在组织中未观察到未完全转变成蔷薇状初生相的树枝状晶,或树枝状晶。

对于铸锭中同一高度沿径向的组织形貌的分布来看,上部的组织形貌沿径向基本上无变化,其组织是由颗粒状或球状的初生α相构成,见图1a和2a所示。中部的组织形貌沿径向的变化也很小,由心部和过渡区域的颗粒状或球状的初生α相向着边缘部位的以颗粒状或球状的初生α相为主,伴有少量蔷薇状初生相的混合组织转变,见图1b和2b所示。底部的组织形貌沿径向尚有一些变化,由心部的颗粒状或球状的初生α相向过渡区域的以颗粒状或球状的初生α相为主,伴有少量蔷薇状初生相的混合组织转变,直至边缘部位的颗粒状初生相和蔷薇状初生相组成的混合组织,见图1c和2c所示。

图3是研究中按照相同的工艺参数,利用低过热度浇注和弱电磁搅拌技术制备半固态A356合金浆料的对比实验结果。由图3可见,采用低过热度浇注和弱电磁搅拌技术制备的半固态A356合金浆料,其铸锭组织的形貌沿径向有明显的变化,呈现典型的三个组织区域。铸锭心部的初生α相呈颗粒状或球状,尺寸较细小,但是比新工艺所获得的初生α相的尺寸略大一些,见图3a;而在过渡区域,初生α相的形貌则由颗粒状或球状向着蔷薇状转变,间或还伴有少量未完全转变成蔷薇状初生相的树枝状晶,且尺寸较粗大,见图3b;铸锭的边缘部位,则是由未完全转变成蔷薇状初生相的树枝状晶组成,见图3c所示。

由图4a可见,复合工艺制备的半固态A356合金铸锭心部的初生相颗粒平均尺寸为68.8μm,过渡区的平均尺寸为77.6μm,而边缘的平均尺寸为84.7μm,可以说整个铸锭的截面上初生相晶粒较细小,分布较均匀。而A356合金经低过热度浇注和弱电磁搅拌后(见图3),其心部的初生相颗粒的平均尺寸为85.6μm,而过渡区由较多的蔷薇状初生相所组成,其等积圆的平均尺寸达到了112.6μm,但边缘的初生相主要由细小的树枝晶构成,这种初生相形貌是不能满足流变成形的需要,故未测算此区域初生相的平均尺寸。这说明复合工艺对于细化初生相的晶粒尺寸效果显著,尤其是对于铸锭边缘的尺寸影响较大。复合工艺制备的A356半固态铸锭心部、过渡区和边缘部位的初生相晶粒的形状因子分别是0.83,0.77和0.59;而低过热度浇注和弱电磁搅拌制备的半固态A356铸锭心部、过渡区和边缘部位的初生相晶粒的形状因子分别是为0.78, 0.54和0.28,见图4b所示。不同工艺制备的半固态A356铸锭各部位初生相形貌的形状因子计算结果与该部位观察到的初生相形貌是一致的。图4的结果表明复合工艺可以有效地改善半固态A356铸锭不同部位的初生相的尺寸大小和组织形貌。

以往的研究表明,利用低过热度浇注和弱电磁搅拌技术可以制备出初生α-Al的形状呈球状和颗粒状、尺寸较细小的A356合金半固态浆料;但是,浇注温度(过热度)对A356合金的初生α-Al的晶粒形貌和尺寸有重要影响;浇注温度高(过热度大),初生α-Al的形状呈蔷薇状,尺寸较粗大;而浇注温度低(过热度小),初生α-Al的形状呈球状和颗粒状,尺寸细小。在对比实验中,由于浇注温度偏高,达650 ℃,即使弱电磁搅拌的功率达到354 W,只能保证铸锭心部的组织形貌为颗粒状或球状,且铸锭中三个区域明显。如果在低过热度浇注和弱电磁搅拌制备A356合金半固态浆料的过程中,利用紫铜棒加强液态合金的局部激冷,即使浇注温度高达650 ℃,半固态浆料中的颗粒状或球状初生α相的数量也大大增加,尺寸更加细小。铸锭中的过渡区域也基本消失,组织形貌的均匀性显著增加,可保证流变成形对半固态浆料形貌的要求。另外,在复合工艺中,浇注温度达650 ℃,这意味着适当地提高浇注温度,亦可保证流变成形所需半固态浆料对初生相形貌的要求。这在实际生产中,对于方便操作具有非常现实的意义。

结论

应用复合工艺制备半固态A356合金浆料是可行的,浇注温度可适当提高,便于实际操作。

复合工艺可有效地细化初生α-Al相的晶粒;半固态铸锭组织主要由颗粒或球状初生α-Al相组成,且组织的均匀性大大提高;复合工艺可比常规低过热度浇注和弱电磁搅拌工艺制备出形貌更圆整、尺寸更细小的初生α-Al相。

在复合工艺中,紫铜棒可在液态合金中产生强烈的激冷效应,在其表面形成由细小的团球状颗粒构成的凝固层;在熔体强制对流的作用下,这些晶粒易从棒体表面游离,进入熔体中成为合金凝固时非自发生核的晶核来源。

复合工艺中,晶粒细化的机理可能与紫铜棒在液态合金中加速了熔体中心温度下降,或许在熔体中形成自搅拌筒壁向液心逐步降低的温度场有关。在该温度场中,因搅拌和局部激冷所产生的晶核存活率更高,如同增加了晶核数量;另外,紫铜棒可使熔体中的热量迅速散去,相当于增加了熔体的局部冷却速度,使得作为结晶核心的晶体在较短时间内不能长大,结果形成了更为细小的晶粒。 ■