目的 研究攪拌速度和時(shí)間ACSR 工藝制備的 7075 鋁合金半固體漿料組織的影響，研究和比較了傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄 7075 鋁合金的組織和性能。方法通過改變攪拌速度和攪拌時(shí)間制備 7075 鋁合金半固體漿料，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、通用試驗(yàn)機(jī)研究樣品微觀組織、拉伸性能和斷裂形狀，探索 7075 合金半固體漿料組織的攪拌速度和攪拌時(shí)間，研究和比較傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄 7075 鋁合金的組織性能。因此， 在一定范圍內(nèi)提高攪拌速度和時(shí)間有利于 α 1 -Al與傳統(tǒng)壓鑄 7075 鋁合金相比，流變壓鑄合金具有更好的機(jī)械性能，T6 熱處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為 547 MPa、494 MPa 和 3.2%。結(jié)論 ACSR該工藝可制備出組織細(xì)小圓整的 7075 鋁合金半固料，流變壓鑄可提高 7075 鋁合金的力學(xué)性能。
關(guān)鍵詞：7075 鋁合金；半固體漿料；ACSR 工藝；流變壓鑄；組織性能
高強(qiáng)度 7075 變形鋁合金被認(rèn)為是實(shí)現(xiàn)鋁代替鋼的重要材料之一。高強(qiáng)度鋁合金的開發(fā)和應(yīng)用有利于汽車、機(jī)械、軍事等領(lǐng)域的輕量化，但 7075鋁合金由于合金元素含量高，在凝固過程中容易產(chǎn)生組織厚度和成分不均勻，采用普通鑄造方法難以直接鑄造完整的鑄件，特別是傳統(tǒng)的壓鑄工藝。壓鑄作為一種高效、低成本的近凈成型工藝，廣泛應(yīng)用于鋁合金鑄件制備領(lǐng)域，但傳統(tǒng)的壓鑄工藝容易造成縮孔、孔、夾雜缺陷，因此7075鋁合金鑄造特性和傳統(tǒng)壓鑄工藝缺陷極大地限制了合金在更多領(lǐng)域的工程應(yīng)用。
與傳統(tǒng)液體成形相比，半固體成形溫度較低，漿料中含有一定體積分?jǐn)?shù)的非枝晶球形或近球形初生固相，可顯著改善成形件的組織和鑄造缺陷，大大提高成形件的性能；此外，與固體鍛造相比，由于漿料具有良好的流動(dòng)性，具有成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的能力，大大降低了成形過程中的模具損耗，延長了模具的使用壽命。因此，半固體成形技術(shù)受到許多企業(yè)的青睞和關(guān)注。特別是近年來，半固態(tài)漿料制備與壓鑄工藝相結(jié)合形成的流變壓鑄工藝具有巨大的成本優(yōu)勢、性能優(yōu)勢和效率優(yōu)勢，廣泛應(yīng)用于鋁合金結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)領(lǐng)域。氣冷攪拌桿（Air-cooledstirringrod，ACSR）該工藝是一種先進(jìn)高效的鋁合金半固體漿料制備工藝。該工藝采用機(jī)械攪拌和通風(fēng)強(qiáng)冷攪拌桿，使鋁合金熔體快速冷卻至半固體溫度范圍，促進(jìn)形核[8-10]Al-Si-Fe、Al-Si-Cu 等鑄造鋁合金流變壓鑄工業(yè)化，但該工藝針對 7 Al-Zn-Mg-Cu 高強(qiáng)度鋁合金的研究和應(yīng)用仍然空白。
文中采用ACSR對 7075 鋁合金半固態(tài)漿料制備及流變壓鑄進(jìn)行了研究ACSR工藝參數(shù)（攪拌速度和攪拌時(shí)間）對7075鋁合金半固體漿料的組織影響，結(jié)合拉伸樣品壓鑄模具，研究和比較流變壓鑄和傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金的組織和拉伸性能。
1 實(shí)驗(yàn)
1.1 材料
實(shí)驗(yàn)材料為商用7075變形鋁合金，化學(xué)成分如表1所示。采用 SETARAM TGA-92 高溫綜合熱分析儀對 7075 合金進(jìn)行差熱分析（DSC）7075合金的液體和固相線分別為639 ℃和476 ℃。
ACSR半固態(tài)漿料裝置工藝制備示意圖如圖1所示。具體工藝流程如下:首先，將7075鋁合金鑄錠放入井式電阻爐中，加熱至720 ℃熔體溫度調(diào)整到 660 ，直到完全熔化，精煉、除氣和剝渣℃；然后，勺子從電阻爐中舀出7075鋁合金熔體，攪拌棒深入勺子，開始對 7075 鋁合金熔體進(jìn)行強(qiáng)冷凝，具體 ACSR 處理步驟見文獻(xiàn)，文中 ACSR熔體溫度為660 ℃，攪拌速度為200-800 r/min，氣體流量為4L/s，攪拌時(shí)間為15-40s；制漿后，從漿料中取樣水淬，觀察半固態(tài)組織；將剩余的半固態(tài)漿料倒入壓鑄機(jī)壓室進(jìn)行流變壓鑄，流變壓鑄采用力DCC400 冷室壓鑄機(jī)具體壓鑄工藝參數(shù)為鑄造壓力60MPa，慢壓速度為 0.2m/s，快速壓射速度為3.0 m/s，模具溫度為180℃，如圖2所示。為了比較，傳統(tǒng)液壓鑄造的熔體澆注溫度為660 ℃，壓鑄工藝參數(shù)與流變壓鑄一致。
1.3 組織觀察和拉伸性能測試
7075鋁合金、細(xì)磨、拋光鋁合金樣品keller試劑侵蝕，采用 Neophot 21 型金相顯微鏡觀察樣品組織，拉伸棒斷口形狀為 ZEISS-SUPRA40 型掃描電鏡用于觀察Image-Pro Plus 軟件對初生晶粒 α 1 -Al 的平均直徑 D 形狀因子 F 計(jì)算見式(1)和式(2)。
式中：A 為晶粒面積；P 晶粒界面周長。形狀因子 F平均值越接近 1，初生晶粒越圓。拉伸試樣如圖 2 箭頭所示，拉伸試樣為 MTS810 電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)應(yīng)變速率為 1 mm/min，用 5 根拉伸試樣測試?yán)旖Y(jié)果的平均值。
2 結(jié)果與討論
2.1 混合速度對 7075 鋁合金半固體漿料組織的影響
澆注溫度為660℃，空氣流量為4L/s，攪拌時(shí)間為25s， 攪拌速度200~800 r/min 7075 鋁合金半固態(tài)漿料顯微組織見圖3。圖4統(tǒng)計(jì)了混合速度對7075鋁合金半固體漿料組織特性的影響。200r/min 提高到800r/min，α1 -Al 晶粒尺寸由97μm 細(xì)化到51μm，形狀因子由0.51 提升到0.83。這是因?yàn)閿嚢杷俣鹊拇笮￡P(guān)系到 7075 鋁合金熔體的對流強(qiáng)度，影響半固態(tài)漿料制備過程中各物理場的變化，攪拌速度增大，合金熔體的對流換熱作用增強(qiáng)，熔體內(nèi)熱量和物質(zhì)混合越充分，熔體內(nèi)部溫度差和濃度差減小，晶粒在短時(shí)間內(nèi)處于一個(gè)各向溫度差和濃度差較小的范圍，抑制其擇優(yōu)生長，有利于初生晶粒各個(gè)方向均勻生長，但攪拌速度也不是越高越好，過高的攪拌速度會(huì)導(dǎo)致漿料內(nèi)部過多卷氣，因此在保證漿料內(nèi)部卷氣量少的情況下，提高攪拌速度對半固態(tài)漿料組織的改善是有利的。
2.2 7075 鋁合金半固態(tài)漿料組的攪拌時(shí)間
澆注溫度度的影響為660℃，空氣流量為4L/s，攪拌速度為800 r/min，攪拌時(shí)間為15~40 s 7075 鋁合金半固態(tài)漿料顯微組織見圖5。圖6統(tǒng)計(jì)了不同攪拌時(shí)間下 7075 鋁合金半固體漿料的組織特性。可以看出，隨著攪拌時(shí)間的推移，15s增加到25s，α1-Al 平均晶粒尺寸減小，圓整度增加；隨著攪拌時(shí)間的延長，α1-Al 晶粒尺寸增大，圓整度基本不變。這是因?yàn)樵谝欢ǚ秶鷥?nèi)延長攪拌時(shí)間。（15~25 s）它可以提高熔體核率。混合引起的強(qiáng)制對流促使晶體核更多地分散在整個(gè)熔體中。熔體的溫度場和成分場越均勻，新生晶粒的各向等軸生長，機(jī)械攪拌和碰撞摩擦晶粒的概率增加，有利于晶粒的磨圓和球化，但在ACSR在制漿過程中，熔體內(nèi)的主要晶核來源是舀勺內(nèi)壁和攪拌桿外壁產(chǎn)生的大量晶核和氣冷攪拌產(chǎn)生的晶粒增殖。當(dāng)攪拌時(shí)間超過時(shí)25s之后，晶體核的數(shù)量和分散程度以及半固體漿料中成分場和溫度場的均勻性難以繼續(xù)提高。隨著攪拌時(shí)間的延長，合金熔體不斷冷卻凝固，初生會(huì)有一定程度的增長。
2.3與傳統(tǒng)壓鑄 7075 鋁合金相比，
如圖7所示，傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金的金相組織，可見傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金組織α-Al 是粗枝晶，如圖 7a 所示；流變壓鑄合金中有大量細(xì)球形 α1-Al，如圖 7b 顯示。對于傳統(tǒng)的壓鑄，由于局部過冷，熔體首先在壓力室內(nèi)壁上形成核，隨著熔體流動(dòng)，晶體核進(jìn)入熔體，部分被過熱熔體熔化，另一部分存活并逐漸生長，受過冷梯度的影響，晶體核生長為分支晶體，分布不均勻。
對于ACSR流變壓鑄工藝、機(jī)械攪拌和氣體強(qiáng)冷的協(xié)同作用，使熔體迅速冷卻到液相線溫度以下。以勺子內(nèi)壁和攪拌桿外壁為基礎(chǔ)的不均勻核所需的穩(wěn)定核較小，容易產(chǎn)生大量穩(wěn)定的晶體核。由于混合作用，這些晶體核不能形成穩(wěn)定的凝固殼，在沖刷作用下游離到熔體內(nèi)部，為熔體晶體的小圓形非分支晶體的初始生長準(zhǔn)備條件。根據(jù)生長動(dòng)力學(xué)計(jì)算，初始晶粒球的生長條件為 ：
式中：Rг以球形形式為初生晶粒生長的臨界半徑；λS和λL固相和液相合金的熱導(dǎo)率；R*是初生晶粒的臨界半徑。在過冷的熔體中，一些晶核會(huì)以勺子內(nèi)壁和攪拌桿上樹枝晶體的形式生長；ACSR處理后的合金熔體處于動(dòng)態(tài)凝固狀態(tài)，具有局部相對均勻的成分場和濃度場，從而抑制枝晶的最佳生長；此外，在表面能量的作用下，游離枝晶逐漸趨于球形 ，以減少表面積的趨勢生長。
傳統(tǒng)的7075鋁合金壓鑄和流變壓鑄 SEM圖8顯示了傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金中的強(qiáng)化相T（AlZnMgCu）分布狀態(tài)差異很大。（AlZnMgCu）相是 7075 鋁合金熔體凝固時(shí)在晶界處沉淀，T晶界分布較多，因?yàn)閭鹘y(tǒng)的壓鑄晶粒是粗大的枝晶，所以枝晶臂之間也有一些T此外，成型過程中的壓力作用會(huì)導(dǎo)致部分枝晶有一定的方向性，進(jìn)而導(dǎo)致枝晶臂之間的壓力作用T相分布有一定的方向性，對鑄件的性能影響很大 。對于流變壓鑄，由于漿料中的初生固相細(xì)化圓整，其凝固方向均勻，因此T最后在晶界處均勻沉淀，形成網(wǎng)狀骨架，加強(qiáng)鋁合金基體。
2.4 流變壓鑄和傳統(tǒng)壓鑄 7075 鋁合金拉伸性能
表2為鑄態(tài)與T6熱處理后，傳統(tǒng)壓鑄與流變壓鑄7075鋁合金的力學(xué)性能進(jìn)行了比較?？梢钥闯觯瑐鹘y(tǒng)壓鑄 7075鋁合金是否通過 T6熱處理不如流變壓鑄7075鋁合金。鑄造7075鋁合金ACSR 流變壓鑄試樣抗拉強(qiáng)度為351MPa，屈服強(qiáng)度為254MPa 和伸長率為3.9%，經(jīng)過T6熱處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率可達(dá)547 MPa、494MPa和3.2%，伸長率降低，但抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著提高，表明 ACSR 流變壓鑄工藝制備的流變壓鑄合金可通過后續(xù)熱處理大大提高其機(jī)械性能。此外，與傳統(tǒng)液壓鑄7075鋁合金相比，鑄態(tài)下流變壓鑄合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別提高了20%、10%和117%，T6下流變壓鑄合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別提高了10%、7%和113%，因此可以得出結(jié)論ACSR流變壓鑄成形 7075 鋁合金相比于傳統(tǒng)壓鑄成形有著明顯的優(yōu)勢。
傳統(tǒng)壓鑄與流變壓鑄7075鋁合金在拉伸性能上的巨大差異主要由鑄件的顯微組織結(jié)構(gòu)形狀決定，其組織結(jié)構(gòu)形狀的差異主要是由于凝固和結(jié)晶方式的不同造成的。首先，傳統(tǒng)壓鑄合金的顆粒尺寸遠(yuǎn)大于流變壓鑄合金；其次，澆筑溫度高會(huì)導(dǎo)致金屬熔體湍流充電、縮孔等缺陷，增加7075鋁合金的熱裂紋傾向；此外，流變壓鑄7075鋁合金T（AlZnMgCu）均勻分布α-Al 晶粒的晶界，并連接形成網(wǎng)狀，加強(qiáng)基體，從而提高7075鋁合金的力學(xué)性能。
圖9為T6傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金熱處理后的拉伸斷口形狀。傳統(tǒng)壓鑄斷口出現(xiàn)微裂紋和孔隙缺陷，解理面較多，韌窩的存在很難觀察到(見圖 9a），表現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征。流變壓鑄斷口含有大量的撕裂棱角和少量的解理面，局部有大量的小韌窩(見圖 9b），局部塑性斷裂是其斷裂模式。
3 結(jié)論
1）對于 ACSR工藝制備7075鋁合金半固體漿料，提高攪拌速度有利于 α1-Al晶粒細(xì)化和球化，攪拌速度為800r/min時(shí)，α1-Al 的平均尺寸和形狀因子分別為51μm和0.83。
2）隨著ACSR制漿工藝攪拌時(shí)間 延長，α1-Al的平均晶粒尺寸先減小后增大，形狀因子先逐漸增大后基本保持不變。
3）與傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金相比，ACSR流變壓鑄合金組織細(xì)小、圓整且均勻；同時(shí)，ACSR流變壓鑄合金具有更高的拉伸性能，T6熱處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為547MPa、494MPa和 3.2%。
（文章來源：第一鑄造）
會(huì)議預(yù)告
