等溫條件下zl205a鋁合金微觀組織演變規(guī)律

等溫條件下zl205a鋁合金微觀組織演變規(guī)律

1半固體金屬漿料制備自20世紀(jì)70年代flemas等人發(fā)現(xiàn)金屬接觸特征以來(lái)，半固體技術(shù)迅速發(fā)展。目前,在美國(guó)、日本和意大利等國(guó)家,半固態(tài)加工技術(shù)得到較快發(fā)展,并且在汽車、通訊、航空航天和醫(yī)療器械等領(lǐng)域得到應(yīng)用。與過(guò)熱的液態(tài)金屬相比,半固態(tài)金屬成型工藝有利于獲得均勻細(xì)晶組織、提高構(gòu)件性能、縮短加工周期、以及節(jié)約能源等。與傳統(tǒng)的鑄造、鍛造和軋制等熱加工方法相比,半固態(tài)加工在理論和技術(shù)上還不成熟。半固態(tài)金屬漿料制備是半固態(tài)成型的基礎(chǔ),目前主要采用電磁攪拌方法制備,但由于專利技術(shù)的限制,在一定程度上限制了半固態(tài)技術(shù)的推廣和應(yīng)用。所以,目前各國(guó)依然投入較大的精力開展半固態(tài)坯料制備新方法的探索。20世紀(jì)90年代初出現(xiàn)的半固態(tài)等溫?zé)崽幚矸?Semi-SolidIsothermalHeat-Treatment,SSIT)得到發(fā)展,該方法采用鑄錠晶粒細(xì)化法制備晶粒細(xì)小的合金坯料,然后將合金坯料直接加熱至兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行適當(dāng)時(shí)間的保溫,由此獲得球狀晶半固態(tài)組織。該方法的優(yōu)勢(shì)在于無(wú)需復(fù)雜的工藝和設(shè)備就能獲得較為完好的球狀半固態(tài)組織。目前這種方法仍然有許多基礎(chǔ)問(wèn)題需要研究,尚未進(jìn)入實(shí)際應(yīng)用。目前在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用較為廣泛的ZL205A鋁合金屬Al-Cu-Mn系高強(qiáng)度鑄造鋁合金。該合金以高純鋁為原材料,加入Cu,Mn,Ti,Cd,V,Zr,V和B等合金化元素,并進(jìn)而通過(guò)熱處理強(qiáng)化而獲得高強(qiáng)度。但該合金的熱裂和疏松傾向較大,主要用于砂型鑄造。如果采用半固態(tài)方法成型,可望降低熱裂和疏松傾向。而且該合金組織晶粒細(xì)小(<100μm),凝固溫度范圍較寬,比較符合SSIT工藝的基本條件。本研究將嘗試該合金的SSIT工藝。2實(shí)驗(yàn)2.1鑄造工藝規(guī)范采用購(gòu)置的ZLD205A預(yù)制錠作為實(shí)驗(yàn)合金原材料。熔煉在10kg電阻坩堝爐中進(jìn)行,熔煉工藝采用ZL205A鋁合金常規(guī)工藝規(guī)范。合金在740℃精煉完畢后,靜置6~10min,然后降溫至700℃,并連續(xù)攪拌5min,最后澆入預(yù)熱至150~200℃的金屬型中,澆鑄成φ12mm×180mm試樣,備用。所制備試樣的化學(xué)成分見(jiàn)表1。2.2金相組織的觀察試驗(yàn)合金的半固態(tài)等溫實(shí)驗(yàn)過(guò)程為,將φ12mm×180mm合金試樣加工成需量的φ10mm×15mm小試樣,放入升溫至預(yù)定溫度的管式電阻爐中進(jìn)行等溫保溫,到預(yù)定的等溫時(shí)間后,迅速拿出試樣淬入水中。管式電阻爐工作區(qū)溫度均勻性偏差±2℃,測(cè)溫精度±1℃。金相試樣用0.5%HF水溶液腐蝕15~18s,在OlympusPM-G3金相顯微鏡上觀察組織變化。合金成分分析采用ICP-AES(InductiveCoupledPlasmaAtomicEmissionSpectroscopyMethod)分析方法,合金的熔化溫度范圍用DSC(DifferentialScanningCalorimetry)方法在UniversalV4.1DTA差示量熱分析儀上進(jìn)行,升溫速度為10℃/min。3結(jié)果3.1u3000ds-tga分析圖1是試驗(yàn)合金鑄態(tài)顯微組織,為近等軸狀晶,晶粒平均尺寸為72μm。由資料可知,試驗(yàn)合金中有7個(gè)合金化元素,在鑄態(tài)下可能形成的相有:α(Al)基體,CuAl2,Al12Mn2Cu,TiAl3,ZrAl3,VAl7,TiB2和Cd相。圖2是試驗(yàn)合金的DSC-TGA分析曲線。可知,試驗(yàn)合金的熔化溫度區(qū)間為549.69~633.68℃。為了保證試驗(yàn)合金在等溫過(guò)程中各種次生相都能夠熔化,在確定試驗(yàn)合金的等溫溫度時(shí)使其能夠盡量靠近基體的開始熔化溫度,即液相線溫度附近。對(duì)于具有多種次生相組織的ZL205A鋁合金來(lái)說(shuō),該溫度利于組織控制。實(shí)驗(yàn)證明,在液相線附近的反復(fù)溫度擾動(dòng)而造成的適量過(guò)冷有利于球狀晶的形成。為此,經(jīng)過(guò)前期試驗(yàn),將試驗(yàn)合金等溫溫度分別定為631℃和622℃。3.2等溫溫度對(duì)合金組織的影響圖3和圖4分別是試驗(yàn)合金在622℃和631℃下保溫不同時(shí)間的組織演變情況。試驗(yàn)合金622℃等溫3min時(shí)的組織見(jiàn)圖3a。α(Al)晶界匯合處發(fā)生了多邊化溶匯,晶界明顯變粗,晶間次生相開始熔化,晶內(nèi)出現(xiàn)點(diǎn)狀液滴,但晶粒尺寸變化不大。當(dāng)?shù)葴氐?min時(shí),晶界上的液相開始連貫,并最終促使α(Al)基體熔化,球化處于開始階段。隨著等溫時(shí)間的進(jìn)一步增大,溶質(zhì)擴(kuò)散加強(qiáng),并在液固界面張力的作用下,α(Al)固相晶粒開始向六邊化轉(zhuǎn)變,并逐步粗化。隨著六邊化進(jìn)程的進(jìn)行,一些位相不利的小晶粒受到位相較好的大晶粒的“蠶食”,二者之間的晶界消失。進(jìn)而晶間液相增加,晶界液膜加厚。到60min時(shí),合金組織基本轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為均勻的近球狀或近六邊形等軸晶組織。隨著等溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng),液固兩相間的擴(kuò)散更為充分,組織中液相比率增加,在液固界面張力的進(jìn)一步作用下,α(Al)晶粒發(fā)生球狀熟化長(zhǎng)大,其熟化轉(zhuǎn)變的動(dòng)力來(lái)自于系統(tǒng)中總的液固界面面積的減少,小的α(Al)晶粒逐步消失,大的α(Al)晶粒不斷球化長(zhǎng)大,系統(tǒng)自由能降低,如圖3e。等溫溫度提高使組織演變速度明顯加快,如圖4。當(dāng)?shù)葴販囟认鄬?duì)較低時(shí),溶質(zhì)擴(kuò)散不充分,部分重熔不徹底,而提高等溫溫度會(huì)使得溶質(zhì)擴(kuò)散加速,界面溶質(zhì)比低溫時(shí)更趨于平衡。同時(shí),在液固界面張力的作用下,固相顆粒逐漸球化,其外表面趨于光滑,從而降低表面能而穩(wěn)定化。因此,等溫溫度提高有利于加速α(Al)晶粒球化過(guò)程,獲得均勻的球狀等軸固相顆粒。固相體積分?jǐn)?shù)也隨著等溫溫度的提高而降低。3.3等積園尺寸尺寸不均勻性圖5是兩種等溫溫度下保溫25min和90min時(shí)各組織對(duì)應(yīng)的等積圓直徑分布。由圖5a可見(jiàn),在622℃等溫25min時(shí),60%以上的固相等積圓直徑在70~170μm之間,固相的外表面圓整度較差,固相顆粒尺寸不均勻。在631℃等溫25min時(shí),固相顆粒圓度明顯提高,液相比率提高,等積園直徑在70~170μm間的顆粒數(shù)量增加到70%以上,大尺寸顆粒增加,固相顆粒尺寸均勻性提高。由圖5b可見(jiàn),在622℃等溫90min時(shí),α(Al)顆粒尺寸不均勻性明顯增加,等積園直徑分布范圍在50~240μm之間,顆粒圓度較622℃等溫30min時(shí)增加。而在631℃等溫90min時(shí),等積園直徑尺寸范圍較631℃等溫30min時(shí)明顯縮小,尺寸分布主要在100~230μm之間,說(shuō)明α(Al)顆粒尺寸均勻性良好,同時(shí)α(Al)顆粒圓度也進(jìn)一步改善。圖6是α(Al)晶粒平均半徑r與晶粒初始半徑0r和保溫時(shí)間t的關(guān)系?；貧w分析得出,該關(guān)系滿足當(dāng)保溫溫度分別為622℃和631℃時(shí),k′分別為4.288×10-10m3/s和5.962×10-10m3/s可以看出,在保溫前期,α(Al)長(zhǎng)大速度較快,隨著等溫時(shí)間的加長(zhǎng),α(Al)長(zhǎng)大速度放慢。同時(shí),等溫溫度提高,α(Al)顆粒長(zhǎng)大速度加快。4半固體等溫過(guò)程過(guò)程從ZL205A鋁合金在兩個(gè)溫度條件下的等溫組織轉(zhuǎn)變過(guò)程可以看出,試驗(yàn)合金在半固態(tài)區(qū)域等溫組織為在晶界碰撞的具有晶界液膜的顆?；蚯驙罹ЫM織結(jié)構(gòu)。而組織形態(tài)的形成主要源于液相中溶質(zhì)成分(Xl)和固相中溶質(zhì)成分(Xs)之間的成分差別所造成的溶質(zhì)原子擴(kuò)散以及界面張力的共同作用[9~11]。在ZL205A鋁合金等溫半固態(tài)組織轉(zhuǎn)變開始階段,溶質(zhì)擴(kuò)散起主要作用,由于晶界處能量較高,原子處于不穩(wěn)定狀態(tài),在半固態(tài)溫度區(qū)域等溫會(huì)導(dǎo)致晶界原子獲得足夠的能量,進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散,向晶內(nèi)遷移。同時(shí),半固態(tài)等溫也會(huì)使固相顆粒內(nèi)部空位濃度增高,使得晶界原子可以按空位機(jī)制向晶內(nèi)深處長(zhǎng)程擴(kuò)散。合金組織在高溫?cái)U(kuò)散時(shí),空位擴(kuò)散機(jī)制居主導(dǎo)地位,此時(shí)晶內(nèi)擴(kuò)散系數(shù)D可用下式表示:式中,f為擴(kuò)散相關(guān)系數(shù),和晶體結(jié)構(gòu)有關(guān);α為躍遷距離;z為原子配位數(shù);v為原子振動(dòng)頻率;Sm和Sf分別為原子激活熵和空位形成熵;Q為擴(kuò)散激活能;k為波爾茲曼常數(shù)。對(duì)于ZL205A鋁基合金為fcc結(jié)構(gòu),則f=0.84,α=α′(α′是與晶格常數(shù)有關(guān)的系數(shù)),z=12。由(2)式有:式中,擴(kuò)散系數(shù)D僅與溫度T有關(guān),其它參數(shù)對(duì)于一定晶體結(jié)構(gòu)來(lái)說(shuō)是一定的。因此,試驗(yàn)合金在半固態(tài)等溫過(guò)程中,隨著等溫溫度的提高,晶內(nèi)擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)方式增長(zhǎng),而溶質(zhì)擴(kuò)散速度的提高則會(huì)導(dǎo)致合金等溫半固態(tài)轉(zhuǎn)變過(guò)程進(jìn)程加快。隨著等溫時(shí)間加長(zhǎng),溶質(zhì)梯度(Xl-Xs)和空位梯度在減小,擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力減弱,溶質(zhì)和傳輸擴(kuò)散尤其是空位擴(kuò)散不再占主導(dǎo)地位。組織轉(zhuǎn)變的中后期,界面張力作用逐步占主導(dǎo)地位。ZL205A鋁合金鑄造組織為近等軸狀晶,在等溫過(guò)程的開始階段,晶間第二相組織和少量α(Al)固相顆粒前沿發(fā)生熔化,此時(shí)固相顆粒表面不同部位的曲率半徑不同。在界面張力的作用下,曲率不同的界面具有不同的固相平衡熔點(diǎn),由凝固熱力學(xué)可知,合金的平衡熔點(diǎn)Tm與固相界面的曲率間有如下關(guān)系:式中,?Tr=Tm–T,Tp為固液界面為平面時(shí)固相的熔點(diǎn),Hm為液固轉(zhuǎn)變潛熱。由(4)式可知,當(dāng)曲率ρ為正值時(shí),即液固界面固相凹進(jìn)處,則Tr為正值,平衡熔點(diǎn)下降。因此在中、后期,此時(shí),凹進(jìn)部分比突起部分更容易熔化,而突起部分則正好相反,易于長(zhǎng)大。其結(jié)果是小晶粒逐步消失,而大晶粒逐步長(zhǎng)大。總之,在ZL205A鋁合金等溫半固態(tài)組織轉(zhuǎn)變開始階段溶質(zhì)擴(kuò)散起主要作用,隨著溫度升高,合金等溫半固態(tài)轉(zhuǎn)變過(guò)程進(jìn)程加快。隨著等溫時(shí)間的加長(zhǎng),界面張力作用逐步占主導(dǎo)地位,細(xì)小顆粒消失或相互吞并長(zhǎng)大,固相顆粒度逐漸趨于均勻,同時(shí),各固相顆粒在表面張力作用下會(huì)逐步發(fā)生球化,以降低表面能,界面就會(huì)更趨光滑。5u2004等溫穩(wěn)定性1)ZL205A