鋁合金半固態(tài)觸變擠壓成形研究

東 棟 郭曉琳 蘇勝偉 王勝龍 周小京 劉 奇 王志敏 吳 凱

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鋁合金半固態(tài)觸變擠壓成形研究

東 棟 郭曉琳 蘇勝偉 王勝龍 周小京 劉 奇 王志敏 吳 凱

（北京航星機器制造有限公司，北京 100013）

研究了2A12鋁合金半固態(tài)觸變擠壓成形的溫度區(qū)間，以及坯料的微觀組織、內(nèi)部質(zhì)量和表面形貌，再通過有限元軟件模擬鋁合金半固態(tài)觸變擠壓成形的坯料形狀、成形過程中的等效應力、溫度場變化等影響因素對半固態(tài)觸變擠壓成形的影響，最后對制得的零件進行表征與分析。

鋁合金；半固態(tài)；觸變擠壓成形

1 引言

在鋁合金的制造方法中，鑄造工藝簡單，可以成形復雜零件，但性能偏低；鍛造性能滿足要求，但加工成本較高，且工藝流程長，零件也不能太復雜。美國麻省理工學院M.C.Fleming教授[1～3]于上世紀后期提出的半固態(tài)成形技術恰好填補了兩者的空隙，其既具備鍛造的高性能、高精度，又可以滿足鑄造的快速成形復雜結構[4～7]。

本文通過模擬仿真半固態(tài)觸變擠壓成形坯料的微觀組織和內(nèi)部質(zhì)量，分析坯料表面形貌，針對不同形狀半固態(tài)坯料、不同半固態(tài)坯料溫度以及不同凸模壓下量等因素模擬成形樣件的應力場和溫度場的影響規(guī)律，并對制得的零件進行了表征與分析。

2 試驗

2.1 半固態(tài)觸變擠壓坯料制備

2.1.1 半固態(tài)觸變擠壓變形溫度范圍

圖1 2A12鋁合金DSC曲線

首先利用示差掃描量熱分析方法研究了2A12鋁合金固相線溫度和液相線溫度，以確定2A12鋁合金的半固態(tài)溫度區(qū)間，便于制定半固態(tài)等溫處理工藝制度。圖1是2A12鋁合金的DSC曲線。由圖1可以看出，2A12鋁合金的半固態(tài)溫度區(qū)間分別為543～641℃。

2.1.2 坯料微觀組織演變

圖2是2A12鋁合金在半固態(tài)等溫處理溫度為580℃和620℃時的微觀組織。在580℃時（圖2a），固相晶粒尺寸差別較大，非常不均勻。此外，液相分數(shù)較少，沒有完全包裹固相周圍。在620℃時（圖2b），固相晶粒尺寸差別已經(jīng)不大，晶粒球化效果非常好。近球狀的固相晶粒被液相包裹著。這說明此時的半固態(tài)等溫處理溫度已經(jīng)是非常適合該合金坯料半固態(tài)成形的溫度。所以，半固態(tài)等溫處理溫度選為620℃。

圖2 2A12鋁合金半固態(tài)坯料的微觀組織

2.1.3 坯料質(zhì)量分析

圖3是利用影響分析軟件計算的2A12鋁合金半固態(tài)坯料的微觀組織中固相晶粒尺寸和球化程度的定量分析。其中固相平均晶粒尺寸采用式（1）計算，球化程度利用形狀系數(shù)R表示，具體計算見式（2）。

（2）

在式（1）和式（2）中，A、和C分別為固相晶粒的面積、固相晶粒的數(shù)量以及固相晶粒的周長。的數(shù)值越趨近于1，表示固相晶粒越接近理想球狀。如圖3所示，當溫度由580℃升高至620℃時，固相晶粒的平均晶粒尺寸由59.5μm增加至89.6μm。當溫度繼續(xù)增加至625℃時，固相晶粒的平均晶粒尺寸又稍有減小，減小至85.1μm。由此可見，隨著溫度的升高，半固態(tài)坯料中固相的晶粒尺寸先增加后降低。當溫度由580℃升高至620℃時，固相晶粒的形狀系數(shù)由1.72減小至1.36，這說明固相晶粒的球化程度逐漸提高。當溫度繼續(xù)增加至625℃時，固相晶粒的形狀系數(shù)又增加至1.39，這說明半固態(tài)等溫處理過高對固相晶粒的球化效果不利。

2.1.4 坯料表面形貌

圖4 半固態(tài)制備2A12鋁合金半固態(tài)坯料的微觀組織掃描電鏡照片

圖4是2A12鋁合金半固態(tài)坯料的微觀組織掃描電鏡照片?？梢钥闯?A12鋁合金半固態(tài)坯料的微觀組織由近球狀的固相晶粒和圍繞其周圍的液相組成。

2.2 成形過程仿真分析

2.2.1 坯料的形狀尺寸

經(jīng)過有限元軟件模擬仿真分析，圖5是2A12鋁合金長方體坯料半固態(tài)觸變擠壓充填過程結果。采用長方體坯料充填過程中會出現(xiàn)局部排氣困難的情況，如圖中所示部位。如果此處卷入氣體，成形過程中坯料會先充填上部，此處被局部封閉，導致氣體無法排除。

圖5 長方體坯料半固態(tài)觸變成形充填過程分析

圖6是2A12鋁合金梯形截面坯料半固態(tài)擠壓過程充填過程結果。采用梯形截面坯料，半固態(tài)觸變擠壓過程充填比較順利，沒有形成局部封閉空間，所以不會出現(xiàn)氣體排不出去的情況。因此確定下料尺寸為倒置的梯形。

圖6 梯形截面坯料半固態(tài)觸變成形充填過程分析

2.2.2 半固態(tài)觸變擠壓充填過程等效應力分析

圖7是采用梯形截面2A12鋁合金坯料在不同凸模位移條件下等效應力。當凸模壓下量為5mm時，與凸模接觸的深腔部分和與凹模接觸的底部等效應力增加明顯，其最大值約為27MPa。隨著凸模壓下量的增加，成形件的等效應力也隨之增加。當凸模壓下量較小時，等效應力最大值出現(xiàn)在成形件的底部以及與凸模接觸的深腔部位。當凸模達到位移為23.216mm時，整個零件成形完畢。此時的最大等效應力才為106MPa，說明半固態(tài)觸變擠壓過程材料變形抗力非常小，非常適合復雜零件的精密成形。

圖7 坯料溫度580℃時不同凸模位移量下材料的等效應力場

2.2.3 半固態(tài)觸變擠壓充填過程溫度場變化

圖8 坯料溫度600℃時不同凸模位移量下材料的溫度場

圖8是半固態(tài)坯料為600℃時，隨著凸模不同壓下量半固態(tài)觸變成形件中溫度場分布。隨著凸模壓下量的增加，半固態(tài)坯料溫度開始明顯下降。當凸模壓下量為5mm時，半固態(tài)坯料與凸模接觸部分和坯料與凹模接觸部分溫度下降較快，最低溫度已經(jīng)到達570℃左右。其余部分為溫度基本分布在577～600℃之間。當凸模壓下量為23.216mm時，半固態(tài)坯料與凸模接觸部分溫度下降到440℃左右。其余部分溫度基本分布在440～519℃之間。其最高溫度519℃已經(jīng)低于2A12鋁合金材料的固相溫度543℃。這充分說明，成形過程中保證在半固態(tài)溫度，成形最終能夠保證整個坯料都完成凝固過程，低于材料的固相線溫度。

2.3 半固態(tài)觸變成形試驗

采用高頻瓷管配合電阻絲加熱方式保證凹模模具溫度為430～450℃，利用置入凹模輻射加熱和安裝環(huán)形加熱帶的方式保證凸模溫度為350～360℃。使用5000kN液壓機進行2A12鋁合金繼電器盒構件半固態(tài)觸變擠壓成形。

3 結果與分析

圖9是利用半固態(tài)觸變擠壓成形技術制造的2A12鋁合金繼電器盒結構件，表面質(zhì)量良好，充填完整。采用半固態(tài)觸變擠壓成形制備的復雜薄壁結構繼電器盒，材料利用率較鑄造提高了50%以上，性能提高了30%以上，尺寸精度達到精鍛水平，內(nèi)腔加強筋和深腔上表面與兩側肩部上表面機械加工余量僅有2mm，內(nèi)腔加強筋側壁機械加工余量為0，保持成形狀態(tài)，具有極高的近凈成形技術特點。

圖9 半固態(tài)觸變擠壓成形的2A12鋁合金繼電器盒零件

3.1 組織分析

圖10是半固態(tài)觸變擠壓成形的2A12鋁合金繼電器盒的微觀組織形貌。如圖所示，經(jīng)過半固態(tài)觸變擠壓成形的繼電器盒構件的微觀組織非常致密，無縮孔、縮松等鑄造缺陷。此外，可以明顯看出在其微觀組織中固相晶粒具有明顯的形變組織特征。這兩方面都對成形件力學性能的提升有益。

圖11是半固態(tài)觸變擠壓成形的繼電器盒構件位置拉伸試件拉伸斷口形貌，拉伸斷口形貌具有明顯的韌性斷裂的特征。圖11a中50倍的低倍斷口形貌中能發(fā)現(xiàn)明顯的撕裂棱特征，而且沒有發(fā)現(xiàn)由于缺陷導致的裂紋源，低倍斷口形貌比較有層次感，不是非常平坦，沒有發(fā)現(xiàn)解理面和河流花樣。這說明斷裂發(fā)生的比較緩慢，不是突然發(fā)生的，具有韌性斷裂形貌特征。當放大倍數(shù)增大至500倍時（圖11b），在掃描電鏡照片中能發(fā)現(xiàn)明顯尺寸較小的韌窩形貌，這是韌性斷裂最有力的證據(jù)，而且此時的撕裂棱更易被觀察到。

圖11 半固態(tài)觸變擠壓成形的繼電器盒構件拉伸試件拉伸斷口形貌

3.2 性能分析

半固態(tài)觸變擠壓成形的2A12鋁合金繼電器盒室溫抗拉強度數(shù)值在432～448.1MPa之間分布，延伸率分布在21.9%～27.4%，已經(jīng)達到鍛態(tài)水平。力學性能高的原因是半固態(tài)成形溫度處于2A12鋁合金半固態(tài)溫度區(qū)間較低位置，固相分數(shù)較高，半固態(tài)坯料的變形主要依賴于固相晶粒本身的變形。固相晶粒產(chǎn)生了較大程度的塑性變形，產(chǎn)生了較多的位錯塞積，形變強化明顯，力學性能較高。

4 結束語

結合有限元軟件模擬分析鋁合金半固態(tài)觸變擠壓成形坯料的微觀組織演變規(guī)律、質(zhì)量分析、成分分布以及形狀尺寸，針對不同形狀半固態(tài)坯料、不同凸模壓下量等因素對成形件的應力場和溫度場的影響規(guī)律進行了模擬分析。最終成形了結構復雜的高性能零件。抗拉強度達到448.1MPa，延伸率達到27.4%。該成形方法成本低、效率高、性能好。

1 Spencer D B. Rheology of liquid-solid mixtures of lead-tin [D]. USA: MIT, 1971

2 Spencer D B, Mehrabian R, Flemings M C. Rheological behavior of Sn-15 pct Pb in the crystallization range[J]. Metall Trans B 1972, 3: 1925～1932

3 Flemings M C. Behavior of metal alloys in the semisolid state[J]. Metall Trans B 1991, 22A: 957～981

4 Jiang Jufu, Wang Ying, Nie Xi, et al. Microstructure evolution of semisolid billet of nano-sized SiCp/7075 aluminum matrix composite during partial remelting process[J]. Materials & Design, 2016, 96: 36～43

5 Jiang Jufu, Wang Ying. Microstructure and mechanical properties of the rheoformed cylindrical part of 7075 aluminum matrix composite reinforced with nano-sized SiC particles[J]. Materials & Design, 2015, 79:32～41

6 Kiuchi M, Kopp R. Mushy/Semi-Solid Metal Forming Technology-Present and Future[J]. CIRP Ann Manuf Techn 2002, 51:653～70

7 康永林，毛衛(wèi)民，胡壯麒. 金屬材料半固態(tài)加工理論與技術[M]. 北京：科學出版社，2004

Semi-solid Thixo-extrusion Research onAluminum Alloy

Dong Dong Guo Xiaolin Su Shengwei Wang Shenglong Zhou Xiaojing Liu Qi Wang Zhimin Wu Kai

(Beijing Hangxing Machinery Manufacturing Co. Ltd., Beijing 100013)

The semi-solid thixotropic extrusion forming temperature range of 2A12 aluminum alloy was studied in the first place. The microstructure, quality and appearance of the billet were then analyzed. The influences of the semi-solid billet shape, effective stress and temperature field were identified through finite element software simulation. Finally, the mechanical property and structure morphology of product by semi-solid thixo-extrusion was characterized and analyzed.

aluminum alloy；semi-solid；thixo-extrusion

2018-11-06

東棟（1984），博士，材料科學專業(yè)；研究方向：新材料新工藝的研究與開發(fā)。