中国有色金属学报 2003,(04),956-962 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.04.027
ZL112Y铝合金半固态压铸过程微观组织的演变
重庆大学制造系统工程重庆市重点实验室,重庆大学机械工程学院,重庆大学职业技术学院,重庆大学机械工程学院 重庆400044 ,重庆400044 ,重庆400044 ,重庆400044
摘 要：
研究了ZL112Y压铸铝合金在半固态压铸成形过程中的组织演变过程。观察了原始料坯、半固态重熔后快速水淬的料坯、压铸机压室内的冲头料坯以及压铸模内的内浇口和半固态压铸零件中不同部位的固相α组织的形貌,同时采用定量金相的方法分析了这些部位的固相α组织的圆形度、粒子平均直径和单位面积粒子个数等参数。结果表明:半固态重熔过程使原始料坯中的α枝晶组织变成节杆状和球团状组织,转变的原因是枝晶熔断机制;重熔后料坯在压室内的运动过程使半固态料坯中的α粒子尺寸的不均匀性得以消除,同时使残留的枝晶得以进一步的分离细化;α相均匀化和细化了的半固态浆料进入铸型后液相更容易到达铸件远端,液相和固相充型是2个不同的过程,液相的充型速率要大于固相。
关键词：
中图分类号： TG292
作者简介：王开(1976),男,硕士研究生.;刘昌明,教授;电话:02365111670;Email:cdcmliu@x263.net;
收稿日期：2003-01-20
Structural evolutions of ZL112Y alloy in procedures of semi-solid die-casting
Abstract：
Structural evolutions of ZL112Y die cast alloy in procedures of semisolid diecasting were investigated. The structures of solid α phase of original billet, semisolid remelting billet after quenching in water, pierce block in the chamber of diecasting machine, ingate block in die cast mould and specimens at different locations in a semisolid die cast component were observed. Meanwhile, the circularity of α particles, mean equivalent diameter of α particle, volume fraction of α solid phase, numbers of α particles were measured by the quantity analysis of metallography. The results show that, 1)dendritical colonies of α phase in original billet change into isolated grains with forms of nodules and granule, owing to the dendrite fusingoff mechanism of alloys at heating up to semisolid temperatures, and the semisolid billet has a thixotropy property and can be used to form component in die casting; 2)the motion of the billet in squeezing chamber in die cast machine minimizes heterogeneity of sizes of α particles and refines dendrites further that are remained during semisolid remelting; and 3)liquid phase more easily arrives at the end of the component than solid α particle as homogenized and refined semisolid slurry enters the cavity of diecasting mould, therefore, in the location in a component far from ingate the number of solid α particles is less than that near ingate.
Keyword：
structural evolution; semi-solid die-casting; ZL112Y die cast aluminium alloy;
Received： 2003-01-20
半固态成形技术首先是20世纪70年代由美国麻省理工学院Flemings等人提出来的
本文作者对在摩托车零件半固态成形工艺条件下成形前的料坯、 重熔水淬后的半固态料坯、 压铸机压室内的冲头料坯以及压铸模内的内浇口和成形后的半固态压铸零件各部位进行了组织分析, 研究了半固态组织的变化情况, 并分析了引起这种从枝晶组织到非枝晶组织演变的因素, 从而为该工艺在生产过程中的进一步完善奠定了理论基础。
1 实验
ZL112Y合金中各元素的体积分数分别为硅8%, 铜2.5%, 其余为铝。 先将金属液浇入金属模形成原始棒料, 再将棒料加工成适合在生产中使用的具有一定尺寸和质量的半固态重熔料坯待用, 然后将料坯放在自制的感应加热设备中加热至半固态重熔温度并保温一段时间, 最后迅速将料坯放入压室之中, 用2.5 kN压铸机将其挤压成JH70型摩托车发电机支架零件(见图1)。
原始料坯取样按图2所示方法: 将料坯切成两节, 在接近底部一节上用两个互相垂直的纵切面切成4块, 选用其中一块。 观察部位如图2中a, b,c, d所示。
半固态重熔后的料坯试样制备方法: 先将原始料坯放入高频加热设备中加热到半固态重熔温度, 然后从中取出用刀切成两节后立即水淬其中一节, 最后用与原始料坯取样相同的方法取出其中一块。 观察部位如图2中a, b, c, d所示;
将压铸成形后的零件和内浇口、 压头(如图1所示)沿A—A′剖切线切开, 然后分别在压室的冲头料坯(图1中J)、 压铸模内浇口(图1中K)以及铸件的近端(图1中L)、 铸件中部(图1中M)和远端(图1中N)等部位分别取样。 分别将试样磨样、 抛光、 腐蚀后在光学显微镜下观察显微组织。 为了描述成形过程中半固态组织的变化, 利用MAS金相分析系统对各个位置的组织的α (Al)相的百分比、 平均粒径、 圆形度等参数进行定量分析。
2 实验结果
2.1液态浇注棒料的组织观察
图3所示为液态浇注的原始料坯上4个位置的微观组织。 这几个试样中的初生α 相(白亮色)均以枝晶形态分布在共晶基底上, 而且还有明显的初生硅相; 边部的初生相, 不论是α 固相还是硅相明显比中间部位的α 固相和硅相更细小。 浇注完毕后, 由于原始料坯边缘部位冷却速度快, 过冷度大, 晶核得不到充分长大, 致使原始棒料晶粒组织细小, 而原始棒料中心部位温度梯度小, 过冷度小, 晶核数目少, 晶核能够充分长大。
2.2 半固态重熔料坯的组织观察
图4所示为半固态重熔料坯A淬火后的4个位置上的微观组织形态。 白色的α 相组织为半固态组织中的固相组织, 灰黑色的组织为半固态组织中的共晶液相组织(在直方图中用Aa, Ab, Ac, Ad表示这几个位置)。 该料坯具有这样的特征: 几个部位的初生α 固相(白亮色)均以非枝晶的节杆状组织以及少量的球状组织分布在共晶基底上, 只有极少的硅相还可见。 同时也看到: 边部试样的初生α 固相明显比中间部位试样的初生α 固相更细小、 更分散, 料坯中心部位的α 固相个数更少, 其中的α固相很多都是团块形状, 甚至还有明显的枝晶。 主要是由于原始料坯边部较小的枝晶组织与中心较大的枝晶组织保留下来的缘故。 这充分说明原始料坯的组织形态对料坯的非枝晶组织的形成具有很大的影响。 由此表明在相同工艺条件下, 液态料坯的枝晶组织越细小, 那么半固态重熔后的α 固相颗粒就越细小、 越均匀。
2.3 冲头及内浇口的微观组织的观察
图5和图6所示分别为冲头和内浇口位置处的微观组织形态(在直方图上分别用J, K表示这两个位置)。 在图4所示的不同部位、 大小不同的α 固相颗粒在冲头部位得以均匀混合, 并没有呈现出一部分区域组织细小, 而另一部分区域组织粗大的现象。 同时枝晶组织的数量大大减少, 这主要是由于半固态料坯在压室内的挤压过程中枝晶或者杆状组织在剪切力的作用下枝晶臂断裂, 使得晶粒细化。 这表明半固态铝合金在压室内的运动过程起到了均匀半固态重熔料坯组织和进一步打碎残留枝晶组织的作用。
另外, 图5所示的冲头料坯的α 固相的量相对图4所示的半固态重熔料坯中的α 固相的量和图6所示的内浇口料坯中的α 固相的量要高一些, 这表明在挤压末期, α 固相进入铸件的速率小于液相进入铸件的速率。
2.4 铸件内的不同部位微观组织
图7所示为铸件内部从靠近内浇口的位置到远离内浇口位置的微观组织(在直方图中分别用L,M, N表示这几个位置)。 这几个试样中的初生α 固相(白亮色)均以杆节状和球团状组织形态分布在共晶基底上。 从铸件近端部位(图7(a))到铸件远端部位, 相对细小的α 固相颗粒越来越少, 尤其是在铸件远端(图7(c))细小α 固相颗粒的数量明显减少。 从铸件近端部位到铸件远端部位α 固相的数量也呈现出逐渐减少的现象。 这主要是因为在挤压成形通过内浇口的过程中, 固相会受到很大的剪切力作用。 这样一方面可以打断枝晶组织起到细化晶粒的积极作用, 另一方面对固相充型也有阻碍作用, 使充型的速度减小。 而由剪切力打断的α 固相小颗粒所获得的向前充型速度更加小。 因此α 固相小颗粒容易在冲头到铸件近端部位这段位置上聚集, 而铸件远端的固相较少, 且这些基本上是没有或者受到很小剪切力的阻力作用的α 固相颗粒。 这说明在充型过程中固相和液相是两个不一致的充型过程, 固相的充型能力较液相差一些。
2.5 半固态组织的定量分析
α 固相颗粒的主要特征参数为单位体积中的晶粒数和它们的形状, 使用MAS金相分析系统软件定量分析了半固态重熔料坯、 冲头、 内浇口和铸件内部不同部位的α 固相(半固态时的固相)的等效直径、 圆形度、 长宽比、 体积分数和单位面积的α 固相颗粒个数等参数。
2.5.1 等效直径和圆形度的定量分析结果
图8所示为α 固相组织颗粒等效直径直方图。 由图中可以看出: 半固态料坯的心部(Ab、 Ad) α 固相颗粒的等效直径要大于半固态料坯边部(Aa、 Ac)α 固相颗粒的等效直径, 同时在从冲头部位到铸件远端晶粒呈现出逐渐增大的趋势。 结合图7不难发现从铸件的近端到远端直径相对较小的粒子大量减少, 同时大的固相颗粒也有相对的减少, 从而使得α 固相颗粒的等效直径不断增大。 从冲头部位到铸件远端, α 固相颗粒的平均等效直径从58 μm增长到77 μm, 增长了33%。
在对组织进行定量分析时, 选取了如下公式计算形体形状系数的圆形度
式中 A—晶粒的截面积, Lp—晶粒的周长。 圆形度SF在0到1之间变化, 0表示一个拉长的横截面, 而1表示的是一个圆形的横截面。
图9所示为根据式(1)计算出的α 固相组织颗粒圆形度直方图。 由图中可以看出半固态料坯心部的α 相颗粒圆形度要小于其边部的α 固相颗粒, 即在料坯中边部、 心部组织的圆形度不同, 而各个部位的α 固相颗粒圆形度在0.34～0.42这个较小的区间内变化。
2.5.2 α 固相体积分数和单位面积α 粒子平均个数的定量分析结果
图10和图11所示分别为α 固相体积分数和单位面积α 固相颗粒个数直方图。 由图10可以看出料坯的心部和边部α 固相体积分数比较接近。 在半固态料坯不同部位, α 固相体积分数在32%到36%之间变化, 在冲头部位为35%, 从冲头部位到铸件远端呈现出下降趋势, 到达铸件远端时α 固相体积分数大约只有26%。 从图11可看出半固态料坯中心部位的α 固相颗粒个数明显少于其边部的α 固相颗粒个数。 同时从冲头部位一直到铸件远端, α 固相颗粒个数也逐渐下降。 半固态料坯中在α 固相体积分数变化不大的情况下料坯边部同心部α 固相颗粒个数的差别很大, 表明心部的α 固相粒子比边部的α 固相粒子更加粗大。 从冲头部位到铸件远端α 固相体积分数不断减少, 表明在高压充型的过程中α 固相的充型能力要低于液相的充型能力。 另一方面, 冲头、 内浇口和铸件中各部位的平均α 固相颗粒个数比料坯处的α 固相颗粒平均个数高出约70%, 这表明料坯在由压铸机挤压成形的过程中, 料坯中没有完全断开的枝晶组织或者尺寸较大的α 固相颗粒被打碎, 起到了细化晶粒的作用。
3 分析与讨论
3.1半固态重熔过程固相α粒子的形成过程
本研究是在液态浇注的原始料坯基础上进行半固态重熔, 与崔成林等
3.2半固态压铸成形过程固相α粒子的演变过程
从液态浇注料坯到半固态料坯重熔, 再到被挤压成零件, 在这个过程中, 料坯的组织相应地发生了一系列变化。 原始棒料的枝晶组织, 经过半固态重熔之后, 由于枝晶熔断机制的作用转变为杆节状和球状组织。 料坯的心部和边部的α 固相组织分布不均匀, 但是经过半固态挤压成形后, 由于枝晶形变机制使得料坯中残余的枝晶组织和大的节杆状组织被打断, 晶粒被进一步细化。 同时在冲头和内浇口处所受的阻力较大, 使得料坯中的这种分布不均匀的颗粒得以均匀混合, 而且发生了粒子的聚集, 最后进入铸件内。 由于固相的充型能力较低, 固相较难到达铸件远端。 在铸件内部靠近内浇口的近端的固相组织较致密、 固相体积分数较高, 而远端组织较疏松、 固相体积分数较低; 近端固相α 粒子的细小颗粒较多、 平均粒径小, 而远端细小颗粒稀少、 平均粒径大。
3.3液态浇注的半固态料坯与电磁搅拌连续铸造的半固态料坯的组织
毛卫民等
4 结论
1)采用铝合金液态浇注原始料坯, 合金的枝晶组织在重熔时由于枝晶熔断机制转变成粒状α 固相组织。 原始料坯的枝晶组织越细小, 则半固态重熔料坯的α 相颗粒就越细小, 由于原始料坯内外枝晶组织不均匀造成了半固态重熔料坯中心部位的α 固相组织比边缘部分的α 固相组织更粗大。 因此, 采用半固态压铸工艺进行生产时, 浇注料坯时获得均匀的细枝晶是关键。 感应加热的重熔过程使原始料坯的枝晶组织演变成了单个独立的节杆状和球团状组织, 得到了较为理想的半固态组织。
2)半固态重熔料坯在压铸机压室的运动过程中, 料坯不同部位的大小不一的粒子发生了混合, 同时重熔料坯中的较大粒子和未完全分离的游离枝晶得到进一步细化, 且粒子个数增加。
3)半固态浆料从内浇口进入铸型后, 固相一方面受到内浇口枝晶打断的阻力, 另一方面会受到液相的拖拽阻力, 因而固相的充型速率要低于液相, 铸件远端的固相率相对较低。
4)采用半固态压铸成形的固相α 粒子的圆形度比较小, 但已经完全成为独立的节杆状或球团状组织, 半固态料坯具有良好的触变性能, 可以实现半固态压铸成形。
参考文献
[1] FlemingsMC.Behaviorofmetalalloysinthesemi solidstate[J].MetallMaterTransA,1991,22A:957981.
