高壓流變擠壓鑄造對過共晶Al-Si合金組織和力學(xué)性能的影響

林 沖，朱文波，何毅斌

(武漢工程大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，湖北 武漢，430205)

過共晶Al-Si合金因具有比強(qiáng)度高、耐熱和耐磨性能好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于制造汽車發(fā)動(dòng)機(jī)活塞、缸體等零件[1]。隨著汽車發(fā)動(dòng)機(jī)功率的提高，傳統(tǒng)鑄造鋁合金的高溫強(qiáng)度和耐熱性能已臨近極限狀態(tài)，不能滿足發(fā)展需求，因此，近年來高強(qiáng)耐熱鋁合金材料的研發(fā)備受關(guān)注[2]。

針對耐熱Al-Si合金的研究，一般傾向于向合金中添加在鋁基體中平衡固溶度小、擴(kuò)散速率低的元素，如過渡族金屬元素Fe、Ni、Cr等，所形成的高溫穩(wěn)定析出相可以提高合金的耐熱性能[3]。傳統(tǒng)鑄造工藝下，含F(xiàn)e鋁合金中的富鐵相呈粗大針片狀，嚴(yán)重降低合金的室溫力學(xué)性能。為此，研究人員在快速凝固的基礎(chǔ)上，開發(fā)了平流鑄造、粉末冶金和噴射沉積等技術(shù)，但這些方法制備工藝復(fù)雜，成品尺寸有限，在工業(yè)應(yīng)用上受到一定限制[4]。對含F(xiàn)e鋁合金熔體進(jìn)行超聲處理是一種新型的綠色無污染技術(shù)，具有工藝簡單、成本低等特點(diǎn)[5]，然而，單獨(dú)對高Fe含量(w(Fe)>1%)的Al-Si合金熔體施以一定時(shí)間的超聲處理后，所得合金組織中富鐵相仍較為粗大，且存在一定量無法消除的長針狀富鐵相[6]。除合金成分、熔體處理方式和冷卻速率外，壓力亦對凝固組織有著重要影響[7]。常規(guī)壓力(100 MPa以下)擠壓鑄造可以細(xì)化低Fe含量鋁合金中的富鐵相，降低鐵對合金室溫性能的不利影響[8]，但此條件下鑄造高Fe鋁合金的凝固組織中仍不可避免地存在一定量的長針狀富鐵相[9]。高壓條件下制備普通合金材料會(huì)獲得常規(guī)擠壓力下得不到的組織結(jié)構(gòu)與性能，但目前關(guān)于高Fe含量Al-Si合金在高壓下凝固行為的研究還報(bào)道較少。

為此，本文設(shè)計(jì)了兩組不同F(xiàn)e含量的Al-Si合金，研究了超聲高壓流變擠壓鑄造工藝對合金富鐵相和力學(xué)性能的影響，重點(diǎn)討論了富鐵相的細(xì)化機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用合金的名義成分如表1所示，制備原料為：Al-24.45%Si(質(zhì)量百分?jǐn)?shù)，下同)中間合金、純Al(99.8%)、純Fe(99.9%)、純Ni(99.99%)、純Cu(99.99%)和純Mg(99.9%)。

從流變擠壓成形試樣上端取長度為10 mm的一段樣品，經(jīng)鑲嵌，打磨、拋光后用5%NaOH溶液腐蝕，采用附帶能譜儀(EDX)的Quanta 200型掃描電鏡(SEM)對合金組織及相成分進(jìn)行分析。利用本課題組開發(fā)的金相分析軟件計(jì)算富鐵相的晶粒尺寸，每組試樣在同一放大倍數(shù)下于不同區(qū)域拍攝10張照片，對照片中物相尺寸進(jìn)行分析并求取尺寸平均值。對另一半流變擠壓成形試樣進(jìn)行T6熱處理(510 ℃固溶7 h，190 ℃人工時(shí)效10 h)，并將其加工成如圖2所示的室溫拉伸試樣，在AG-IC100KN島津萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min。同一條件測試3組試樣，并求取平均值。

表1 合金的名義成分(wB/%)Table 1 Nominal composition of alloys

1—電爐溫度控制柜；2—超聲發(fā)生控制器；3—換能器；4—工具頭； 5—熱電偶；6—電爐；7—樣杯；8—合金熔體圖1 超聲振動(dòng)裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic vibration device

圖2 室溫拉伸試樣(單位：mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 無超聲液態(tài)擠壓鑄造合金的顯微組織

圖3和圖4分別為無超聲液態(tài)擠壓鑄造A1和A2合金鑄態(tài)試樣顯微組織的SEM照片，可以看出，無超聲處理且不施加擠壓力時(shí)，鑄態(tài)合金顯微組織主要包括Al基體、初晶Si、粗大針片狀初生富鐵相以及由共晶Si、Al2Cu和AlCuNi相等構(gòu)成的共晶組織。由圖3可見，不施加擠壓力時(shí)，A1合金組織中富鐵相主要為白色長針狀β相，平均長度為120±41 μm，有擠壓力作用時(shí)針狀β相長度明顯減小，且隨著擠壓力的增大，針狀β相長度逐漸減小，在100、200、300 MPa擠壓力下，A1合金鑄態(tài)組織中β相長度分別為86±28、67±23、62±19 μm。

(a)無擠壓力

(b) 100 MPa

(c) 200 MPa

(d) 300 MPa

從圖4可以看出，無擠壓力作用時(shí)，A2合金組織中的富鐵相除了長針狀β相外，還有板條狀的δ相，其EDX分析結(jié)果如表2所示。在0、100、200、300 MPa擠壓力作用下，A2合金中β相長度分別為171±69、103±35、98±31、90±26 μm，δ相長度分別為169±60、154±48、125±37、107±33 μm，即隨著擠壓力的增大，富鐵相的長度均逐漸減小。

對比圖3和圖4可知，在相同擠壓力下，A2合金中β相長度均長于A1合金的β相，這是由于A2合金中Fe含量較高所致。

(a)無擠壓力 (b) 100 MPa

(c) 200 MPa (d) 300 MPa

表2 無超聲液態(tài)擠壓鑄造A2合金試樣中富鐵相的EDX分析 (xB/%)

2.2 超聲流變擠壓鑄造合金的顯微組織

圖5和圖6分別為超聲流變擠壓鑄造A1和A2合金鑄態(tài)試樣顯微組織的SEM照片。對比圖5(a)和圖3(a)可以發(fā)現(xiàn)，在僅有超聲處理且無擠壓力作用時(shí)，A1合金組織中出現(xiàn)了白色塊狀富鐵相，EDX分析結(jié)果顯示，該塊狀相的成分(原子百分比)為：x(Al)=52.08%、x(Si)=31.9%、x(Fe)=16.02%，表明該塊狀相為δ相。

(a)無擠壓力 (b) 100 MPa

(c) 200 MPa (d) 300 MPa

表3 超聲流變擠壓鑄造A1合金試樣中富鐵相尺寸Table 3 Size of iron-rich phases in A1 alloy by rheo-squeeze casting with ultrasonic vibration treatment

對比圖4和圖6可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過超聲處理后，A2合金中富鐵相明顯細(xì)化，即δ相變?yōu)樾K狀，針狀β相長度變短。由圖6可知，隨著擠壓力的增大，塊狀δ相尺寸逐漸減小，在0、100、200、300 MPa擠壓力作用下，A2合金中δ相長度依次為41±7、34±5、29±4、23±2 μm，并且針狀β相數(shù)量也隨之逐漸減少。

與Al-17Si-1Fe合金的情況類似，在Al-17Si-2Fe合金的平衡凝固過程中，Si相最先析出，接著析出δ相(Al4FeSi2)，然后在597 ℃先析出的δ相和剩余液相發(fā)生包共晶反應(yīng)而形成β相，這一反應(yīng)過程一直持續(xù)到于576 ℃下發(fā)生三元共晶反應(yīng)[10]。但由于Al-17Si-2Fe合金中Fe含量相對較高，δ相析出溫度比Al-17Si-1Fe合金高，因而所生成的δ相較多且更粗大，故在597 ℃溫度下進(jìn)行的包晶反應(yīng)中，一部分粗大的δ相沒有反應(yīng)而得以保留，于是在圖4(a)所示的A2合金組織中，富鐵相由粗大板條狀δ相和針狀β相共同組成。經(jīng)超聲處理后，超聲的空化和聲流效應(yīng)使δ相顯著細(xì)化，變?yōu)槎虠l狀，針狀β相也變?yōu)槎提槧?，如圖6(a)所示。

(a)無擠壓力 (b) 100 MPa

(c) 200 MPa (d) 300 MPa

當(dāng)超聲處理完畢后，合金熔體澆入擠壓機(jī)模具型腔，在壓力下凝固又使得富鐵相進(jìn)一步得到細(xì)化。這是因?yàn)橐环矫骐S著凝固壓力的增加，合金與鑄型之間的熱交換系數(shù)也相應(yīng)增加，合金冷卻速率提高，晶粒尺寸因而減??；另一方面，根據(jù)Clausius-Clapeyron方程：ΔTm/ΔP=Tm(VL-VS)/ΔH(式中：ΔTm為高壓下金屬液熔點(diǎn)變化；Tm為金屬液平衡條件下的熔點(diǎn)，Tm=933.3 K；VL為金屬液態(tài)時(shí)的比體積，VL=0.42 m3/kg；VS為金屬固態(tài)時(shí)的比體積，VS=0.37 m3/kg；ΔH為金屬凝固過程焓變，ΔH=0.397×106J/kg；ΔP為壓力變化值，ΔP=106Pa)，計(jì)算得到純鋁在100 MPa壓力下凝固時(shí)，熔點(diǎn)升高(ΔTm)了11.7 K。由此可見，高壓會(huì)導(dǎo)致合金熔體的熔點(diǎn)顯著升高，使得固液界面前沿熔體過冷度增加，形核率提高，合金凝固組織得到細(xì)化。此外，高壓下原子的擴(kuò)散受到抑制，擴(kuò)散激活能增大，因而降低了晶體的生長速率，故在高壓凝固條件下晶體生長速度會(huì)下降[12]，這也會(huì)導(dǎo)致第二相尺寸減小。因此，當(dāng)擠壓力逐漸增至300 MPa時(shí)，圖5和圖6中的富鐵相塊狀δ相和針狀β相的尺寸逐漸減小。上述晶粒細(xì)化原理同樣可以解釋圖3和圖4所示的現(xiàn)象，即無超聲液態(tài)擠壓鑄造合金的組織隨擠壓力的增大而變得細(xì)小。

2.3 合金的力學(xué)性能

A1和A2合金在不同工藝下的室溫抗拉強(qiáng)度和伸長率如圖7所示。由圖7可見，對于同種成分的合金而言，在相同擠壓力作用下，超聲流變擠壓鑄造合金試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率均高于未經(jīng)超聲處理的試樣，且A2合金(2%Fe)抗拉強(qiáng)度的提高幅度要高于A1合金(1%Fe)。其次，無論是否經(jīng)過超聲處理，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率均隨著擠壓力的增加而增大。結(jié)合圖3和圖4可知，對于未經(jīng)超聲處理的合金，未施加擠壓力時(shí)，合金中富鐵相主要呈粗大針狀或板條狀，隨著擠壓力的增大，板條狀δ相和長針狀β相尺寸減小，合金強(qiáng)度和伸長率均得以提升；經(jīng)超聲處理后，即使未施加擠壓力，合金中富鐵相明顯細(xì)化，隨著擠壓力的增大，塊狀δ相和針狀β相尺寸進(jìn)一步減小，且細(xì)化效果隨著擠壓力的增大而增強(qiáng)，因此，同等擠壓力條件下，超聲處理后合金的室溫力學(xué)性能更高。

由圖7還可以看出，當(dāng)成形工藝相同時(shí)，A1合金(1%Fe)的室溫抗拉強(qiáng)度和伸長率均高于A2合金(2%Fe)。在實(shí)驗(yàn)擠壓力范圍內(nèi)，無超聲液態(tài)擠壓鑄造A1合金的抗拉強(qiáng)度比A2合金高16.3%～19.0%，這是因?yàn)锳2合金中針片狀富鐵相比A1合金中更粗大，對基體的割裂作用更嚴(yán)重。而超聲流變擠壓鑄造A2合金的抗拉強(qiáng)度比A1合金略低，這是因?yàn)樵诔暳髯償D壓鑄造工藝下，A2合金組織中的富鐵相主要以短條狀δ相為主，針狀β相較少，而A1合金中雖然存在一部分塊狀δ相，但富鐵相仍還是以針狀β相為主，故兩種合金的強(qiáng)度值比較接近。

(a)抗拉強(qiáng)度

(b)伸長率

3 結(jié)論

(1)無超聲液態(tài)擠壓鑄造工藝下，當(dāng)施加擠壓力為0時(shí)，Al-17Si-1Fe合金中富鐵相僅含長針狀β相，Al-17Si-2Fe合金除了針狀β相外，還含有板條狀δ相。隨著擠壓力的增大，兩種合金中富鐵相長度逐漸減小。

(2)超聲流變擠壓鑄造工藝下，Al-17Si-1Fe和Al-17Si-2Fe合金中的富鐵相均主要由針狀β相和細(xì)小塊狀δ相組成，且隨著擠壓力的增大，富鐵相尺寸逐漸減小。這是因?yàn)槌暤目栈?yīng)和聲流效應(yīng)促進(jìn)了合金中細(xì)小塊狀δ相的生成，當(dāng)超聲處理完畢后，合金熔體在壓力下的凝固又促使富鐵相進(jìn)一步細(xì)化。

(3)當(dāng)合金成分相同時(shí)，同等擠壓力作用下，經(jīng)超聲處理后合金試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率均高于無超聲處理的合金試樣，且合金的力學(xué)性能均隨著擠壓力的增大而增大。

(4)無超聲處理時(shí)，在0～300 MPa范圍擠壓力下，Al-17Si-1Fe合金的抗拉強(qiáng)度比Al-17Si-2Fe合金高出16.3%～19.0%；當(dāng)有超聲處理時(shí)，同等擠壓力下，Al-17Si-2Fe合金的抗拉強(qiáng)度比Al-17Si-1Fe合金略低。