半固态加工范文

半固态加工范文（精选6篇）

半固态加工 第1篇

现在, 金属基复合材料的制备方法主要有常规铸造法、粉末烧结法和浸透法等, 这些方法虽然有着普遍的应用, 但是仍然存在着一些亟待解决的问题, 比如液态基体金属与非金属增强相之间润湿难、增强相分布不均匀, 容易聚集等等, 这样就阻碍了金属基复合材料的广泛应用。半固态金属在液固两相区具有良好的流动性, 相对于液态金属其粘度较大, 并且其粘度随搅拌强度的增加而减小。利用这些特点, 通过搅拌等方法, 就可以克服了大部分增强材料与金属母液不润湿而难以复合的缺点, 并能够阻止增强相的上浮、下沉以及聚集, 成功地制备出均匀的复合材料[3,4]。而将半固态成形技术用于复合材料的成形, 可以消除缺陷, 增加制件的致密度, 使增强相与基体界面结合得较为紧密, 得到性能优良的制件。

目前, 半固态技术在复合材料的制备以及成形中的应用是国内外研究人员研究的热点。

1 半固态技术在金属基复合材料制备中的应用

利用半固态技术制备金属基复合材料的方法主要有:半固态机械搅拌铸造法、电磁搅拌法, 半固态压力浸渗法、喷射沉积法、半固态压力复合法以及应力诱导熔化激活法[5~9]等, 下面介绍其中的四种方法。

1.1 半固态搅拌铸造法

搅拌铸造包括机械搅拌和电磁搅拌, 其原理是将基体金属熔体的温度控制在液相线与固相线之间, 同时对其施加搅拌。在搅拌过程中, 将增强物颗粒加入半固态熔体中, 加入的增强颗粒在半固态的铝合金熔体中与金属粒子相互碰撞、摩擦, 使得增强颗粒与基体金属熔体的润湿复合, 在搅拌的作用下逐步分散在半固态熔体中, 最终形成均匀的金属基复合材料。半固态搅拌铸造法主要用于制造颗粒细小的、含量较高的颗粒增强金属基复合材料。

1.2 半固态压力浸渗法

压力下浸参半固态致密制备复合材料的方法是在压力下液态浸渗制备基础上提出的一种新的复合材料制备方法, 其原理是首先使用压力液态浸渗法制备出复合材料, 然后对仍处于固液区间的复合材料继续施加大的压力, 进行半固态加压, 从而提高复合材料的致密度, 消除缺陷, 改善其组织和力学性能。哈工大的杜之明等在总结金属基复合材料各种制备方法的优缺点的基础上, 提出了压力下浸渗-半固态致密法制备金属基复合材料, 并成功地制备出混杂增强Al2O3sf·Si Cp/Al复合材料。该方法具有生产效率高、产品质量稳定、成本低等优点, 而且既可制备整体复合材料又可和常规的液态模锻 (挤压铸造) 工艺压铸工艺结合制备局部增强复合材料, 在国防工业和汽车行业中具有广阔的应用前景。

1.3 半固态压力复合法

该方法可以用于制备颗粒增强金属基复合材料和多层复合板状材料。制备颗粒增强金属基复合材料时, 先将需要复合的材料制备成粉末并均匀混合, 然后加热到一定的温度, 使其处于半固态温度区间, 在一定的压力下保温一段时间, 便可制得分布均匀、基体组织致密、界面结合良好的复合材料;用于制备多层复合板状材料, 首先将其中的一种或多种板料的表面进行清理并预热到一定温度, 然后将其它需要复合的材料制备成半固态浆料, 在压力下将这两种或多种材料焊合, 最终形成界面稳定、结合强度较高的复合材料。半固态压力复合的方法具有一定的应用。有人用粉末混合-半固态挤压方法成功地制备出Si Cp/2024Al复合材料, 其半固态挤压的成形力仅为固态挤压力的1/5~1/3, 所制备的复合材料基体合金相比力学性能得到很大改善, 屈服强度提高66~131M Pa, 抗拉强度提43~87M P a, 弹性模量提高18.3~36G Pa;也有人使用半固态压力复合的方法制备了钢-Q T i3.5-3.5石墨复合材料, 所得材料的初生固相颗粒与石墨颗粒分布非常均匀。钢板与Q T i3.5-3.5石墨覆层的交接处为复合界面, 接触得相当紧密, 而且不存在明显的缺陷。

1.4 喷射沉积法

喷射共沉积工艺的基本原理是:在喷射沉积过程中, 将具有一定动量的颗粒增强相强制喷入雾化液流中, 使熔融金属和颗粒增强相共同沉积到运动基体上, 制备近成形颗粒增强金属基复合材料沉积坯的一种方法。采用喷射共沉积法制备颗粒增强金属基复合材料具有如下优点:用该法制备的复合材料增强相颗粒分布均匀, 增强相与基体结合良好, 同时由于在雾化过程中液相存在的时间极短, 可以避免有害界面反应的发生, 氧含量及夹杂物污染均低, 材料具有优良的综合性能。在喷射共沉积过程中, 除惰性在喷射共沉积过程中, 除惰性气体能吸收大量热量, 提高熔体凝固速度, 抑制基体合金偏析和组织粗化外增强颗粒的加入也可增加基体冷速, 同时对晶界迁移产生拖曳力, 阻碍晶界迁移, 晶粒度明显减小。喷射共沉积工艺能制备难成形的材料, 如T i-Al、N i-Al等金属间化合物及各种非平衡态基体复合材料的接近最终形状的零部件。其特点是工序少、效率高, 能直接制备大尺寸近形坯, 成本较低。

2 半固态技术在金属基复合材料成形中的应用

金属基复合材料由于增强相的存在, 在压力下基体与增强相变形不协调, 导致其存在较高的局部应力。因而较之基体金属材料, 金属基复合材料的塑性较差, 室温下的延伸率一般都低于10%, 即使是在高温下, 采用普通的成形工艺其延伸率亦没有明显地提高, 这使得金属基复合材料加工成形比较困难, 成为阻碍金属基复合材料进一步开发应用的主要因素之一[10,11]。而使用半固态成形, 与固态和液态成形等成形相比, 具有诸多优点:

(1) 胚料在成形的时候处于液、固共存的温度区间, 所需的成形力较小, 材料变形更为容易, 大大消除了因基体与增强相的变形不协调导致的局部应力。

(2) 经过半固态成形后的制件组织为圆整的半固态组织, 性能较铸态的枝晶组织好;与固态成形相比, 半固态成形在成形过程中流动的液态金属弥补了增强相与基体金属间由于变形产生的微小空隙, 消除了裂纹源, 而对于纤维增强复合材料, 它对纤维的损伤较固态成形小, 提高了制件的性能。

目前, 金属基复合材料的半固态成形技术已经有了一定了应用, 如较多应用在Si C增强铝基复合材料;张广安等人采用M 40石墨纤维和L Y 12合金, 挤压浸渗后半固态下直接充填成形, 制备出了短碳纤维增强铝基复合材料[12~14]。

3 结语

30多年来, 国内外技术人员在金属基复合材料制备工艺方面作了很多研究, 已掌握了多种比较成熟的制备工艺, 在工业上已经有了一定的应用。但在金属基复合材料得加工成形方面, 由于它的塑性差, 难以加工成形, 阻碍了它在工业中的广泛运用。要突破这个瓶颈还需要进行大量的研究。将半固态技术应用在金属基复合材料的制备以及成形中是一项很有潜力的技术。特别是在加工成形中的应用, 如果能够进一步完善工艺, 半固态成形将成为金属基复合材料的一种重要的加工成形方法。

均值求得垂线平均流速。

2) 、即使在落水时有河流漂浮物的影响, 也不可能每一个装置都受漂浮物得影响。

3) 、由于该装置是悬挂在水体中, 即使有漂浮物缠绕, 也容易滑脱。

4) 、只是不利于航道的通畅, 需要留出通航的位置, 或采用其它方法吊起, 在测流时放下。

9 其它不确定因素分析

作者在开始考虑这一题目时, 出发点主要是想通过水流动力分析来确定一种在大水时更容易, 更方便, 更简洁的测流方法。现今水文测流除了水上作业外, 在大水期间水上测流不能操作时大都采用浮标法测流, 实测精度都不是太理想。

然而, 天然河道水流是一个多变的系统, 任何生产上的使用都必须通过理论研究作为指导, 再通过大量的实验来确定其合理性和实用性。

在本文所设计的理论和实际实验中还存在一些不太确定的因素, 归纳如下:

1) 、本设施在水中由于受力体在水流作用下的偏移, 低端不可能和河床接触, 那么低层的流量无法测得出来, 也会使受力体的偏移角度减小。只能通过实践来确定这部分流量。对于河床底部的层流的流速一般呈线性关系。

2) 、水流在遇到受力体时, 不会完全停止, 受力体两边还存在动能, 这部分能量会是受力体的偏移角度减小。和浮力的方向相反。

3) 、交的摩擦力没有计入, 有一部分

摘要：本文主要介绍了半固态金属基复合材料的制备和成形的研究应用现状。金属基复合材料的半固态制备方法主要有半固态机械搅拌铸造法、电磁搅拌法, 半固态压力浸渗法、喷射沉积法、半固态压力复合法以及应力诱导熔化激活法等等;金属基复合材料由于增强相的存在, 制备和成形比较困难, 阻碍其研究及运用。将半固态技术用于金属基复合材料的成形, 能够较好的解决变形困难, 容易出现缺陷等问题。半固态加工将成为金属基复合材料制备和成形的一种重要的方法。

一种半固态成型技术与应用 第2篇

关键词：铝合金轮毂,半固态挤压,工艺流程,关键技术

近年来,随着现代化水平的不断提高,我国制造业也在飞速发展,尤其汽车、机械等行业。目前,安全、舒适、节能已经成为汽车绿色产业发展的新趋势。铝合金具有其他材料无法替代的优良性能,密度约为钢铁的1/3,质轻,可降低油耗,有利于环保;铝合金添加有多种金属元素,具有较好的强度和硬度,抗冲击,更加安全;铝合金零件回收利用率高。这些特点使铝合金成为应用最为广泛的汽车工业轻量化材料,半固态成型的铝合金件已大量用于汽车零件上[1,2,3,4],铝合金轮毂挤压成型技术已成为轻量化的关键技术。

1 半固态挤压成型技术

在欧美国家,锻造铝合金车轮技术快速发展,得到越来越多的重视,生产出的车轮规格涵盖了所有车型,铝合金车轮逐步向批量化、大直径、宽轮辋和轻量化方向发展。而日韩已经有采用铸造挤压生产铝合金轮毂,工艺成本低,力学性能接近锻造工艺的轮毂,正快速占领汽车工业市场份额。半固态金属成型技术是基于美国麻省理工学院的Fleming教授在实验中发现的一个现象发展起来的[5,6],之后被世界各国广泛采用。现在日本丰田公司具有达到年产400万只高档汽车轮毂的生产能力。半固态挤压成型的优势体现在:一是重量轻,节约能耗;二是材料变形抗力小,塑性好,可成型形状复杂的零件,制品接近最终形状;三是制品无缩孔、缩松等缺陷,组织致密,力学性能和尺寸精度高。

2 半固态挤压成型工艺原理

半固态成型技术是利用半固态浆料的自然流变特性在重力作用下充填模型,并利用挤压机构对型腔内的半固态浆料施加压力直接获得制件或毛坯的一种新型金属成型技术。它具有液态金属利用率高、工序简单、制件质量稳定等优点,是一种节能型的、具有极大潜在应用前景的成型技术。目前,国内某些厂商已成功将半固态挤压成型技术应用到汽车轮毂的生产制造中,经济效益显著,极大地提高了产品市场竞争力。

该生产线结构先进、精度高,产品性能规格达到了国际领先水平。决定产品质量的关键取决于本体结构中的先进成型设备和工艺,其工艺过程见第97页图1。首先,定量保温炉通过溜槽摆动装置向模具中倾倒一定量的铝液,上模具快速下行,在到达预设定的快转慢位置后,上模具慢速下行;在往下到达设定位置1,即上模具刚接触铝液,开始保压;再慢速下行,到达设定的位置2后,快速加压;到达设定位置3,慢速加压;延时t0后,主缸开始泄压,延时t1后,下顶料缸大腔加压,延时t2后,上打料缸大腔加压;接下来下顶出缸上升,上模具回程,下顶出缸到达上限位,上模具回至上停止位;下顶出缸开始回程;上打料缸开始打料;铝合金轮毂毛坯成型。

国内现有的几条铝合金轮毂半固态挤压成型生产线中,除了锻造成型液压机本体外,还包括液压传动与控制系统、机械化辅助设备、自动检测和控制装置和电气控制系统等一整套设备。

3 铝合金轮毂挤压成型工艺主要设备

3.1 定量保温炉

铝合金轮毂挤压成型所需的加热炉为定量保温炉,国内至今尚无稳定成熟的产品,由国外某一热能设备有限公司提供。铝合金定量浇注炉为非坩埚炉,包括钢壳、耐火衬、安装单元、加料装置、清理门、底架和开关柜,为电阻加热,有定量系统。定量铝液通过深入铝液的升液管完成。定量软件采用压力与时间的函数曲线控制气体压力。

3.2 溜槽摆动装置

溜槽摆动装置用于将从定量保温炉排出的铝液输送流至模具中,由旋转电机、升降气缸和固定支架等组成。为满足生产工艺要求,溜槽初始位为远离模具中心。挤压成型过程中,为防止摆入挤压中心触碰模具外缘,溜槽必须由升降气缸带动提升到相应高度;待充液完成后伺服电机带动小齿轮旋转,啮合大齿轮带动固定支架使溜槽回到原位。考虑到注入模具的高温铝液,溜槽部分与铝液接触的材料选用RFMFS。

3.3 取料机器人

由于轮毂成型现场属于铸造环境,整体工况比较恶劣,属于高温、腐蚀气体环境,一些工艺步骤需要机器人代替。机器人外露线缆采用耐高温防护,机器人本体采用油漆耐腐蚀防护等一系列措施。取料机器人操作工序为:一是当压铸机开模后,机器人进入模内抓取工件,当夹爪夹紧工件后,压铸机顶杆顶出,推动产品脱模,机器人在整个过程中起到承接产品的作用;二是机器人抓取产品移出模内区域放在冷却槽中冷却,待工件冷却完毕后将工件放在暂存架上;三是机器人通过夹具自动快速更换去飞边夹具,然后再次抓取工件移动到去飞边系统去除飞边;四是待飞边去除后,机器人将夹具再次切换回取件夹具,回到机边待机。典型的铝合金轮毂成型生产线及主要设备见图2、图3。

4 铝合金轮毂挤压成型工艺关键技术

4.1 原料制备

半固态铝合金浆料的制备是整个技术的核心与基础。其流变性能决定流变成型的效果,同时也决定了半固态挤压成型的效果。半固态铝合金浆料的制备技术分为两类:液相过程和固相过程。在铝合金凝固过程中采用快速搅拌,破坏固相枝晶,得到非枝晶半固体金属浆料是比较实用的技术。

4.2 速度控制

在挤压成型生产中,控制挤压速度对铝合金轮毂成型及材料组织性能有着重要影响。挤压速度越大,在满足成型件强度性能条件下,材料变形抗力会增加。尽量降低挤压速度可提高模具寿命,降低生产成本。采用通过伺服阀精确调节可以实现压机主系统及各机构运行速度的预设、调整和控制。

4.3 温度控制

1)定量保温炉里铝合金浆液的温度,会影响成型轮毂的组织均匀化和致密性。实际生产过程中,铝合金铝液从保温炉流入模具中需要一段时间,因此,要避免氧化、过烧等缺陷的产生,定量保温炉设定的温度应稍高于挤压成型的开始温度。炉体上安装有温度控制装置,38 cm触摸屏可精确控制炉内温度精度≤±2℃。

2)挤压成型初始温度。温度越高,材料成型性能越好,变形抗力越小,故适当提高铝液初始温度,有利于工件成型,减少后续工序,节约成本。

5 结论与展望

1)半固态成型具有独特的优点:成型零件组织均匀,缺陷发生率低,生产效率高,模具寿命长,可适应多种材料的生产,且节约能源,被专家称为21世纪新兴的金属制造关键技术之一。目前,半固态成型工艺日趋产业化,汽车工业也越来越多地应用半固态成型技术生产零件,既满足车身强度和安全要求,又能实现节能环保及车身轻量化目标[7,8]。因此半固态挤压成型具有广阔的市场前景。

2)我国半固态挤压成型技术相对落后,因此开展多单位联合、政府资金大力资助,可以促进半固态挤压成型技术国产化,极大地提升国产汽车品牌的国际竞争力。

参考文献

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[7]江运喜,谢水声.半固态金属浆料制备新技术[J].锻压技术,2003(6):41-47.

镁合金半固态成形的现状及发展前景 第3篇

1 非枝晶坯料的制备

半固态金属成形方法采用的是具有特殊组织(非枝晶组织)的坯料。因此,如何获得具有非枝晶组织的坯料是半固态成形的前提。制备半固态镁合金非枝晶坯料目前普遍采用的是机械搅拌法、电磁搅拌法、应变诱发熔体激活法(SIMA)和半固态等温热处理法。

1.1 机械搅拌法

机械搅拌法是最早采用的一种半固态浆料制备方法,其原理是在金属液的冷却过程中施加强烈的机械搅拌,树枝晶因受到剪切力的作用而断裂。机械搅拌制备半固态金属浆料或坯料是目前实验室应用最广泛的方法,这是因为机械搅拌装置结构简单、造价低、操作方便。陈国香等采用自行设计的一套镁合金半固态机械搅拌装置,制备了AZ91D镁合金半固态浆料,研究了工艺参数对半固态镁合金流变性能的影响[2]。但机械搅拌法的主要缺点是生产效率低,搅拌棒和搅拌室的寿命短,并且搅拌棒和搅拌室容易污染半固态浆料,工艺参数难以控制,容易卷入气体,工艺重复性差,而且存在搅拌不到的死区,故机械搅拌法只适用于实验室的研究工作,无法制备高质量的半固态金属浆料或坯料,也无法满足商业生产的需要。

1.2 电磁搅拌法

电磁搅拌法是利用旋转电磁场在金属液中产生感应电流,金属液在洛伦兹力作用下产生运动,实现搅拌。但电磁搅拌法与机械搅拌法相比,电磁搅拌的突出优点是不用搅拌器,不会污染金属浆料,也不会卷入气体,生产效率高,且电磁搅拌参数控制方便灵活,是目前工业化生产中应用最为广泛的方法。但由于设备投资大,工艺复杂,该技术只适用于制备小直径的半固态金属坯料。

1.3 应变诱发熔体激活法(SIMA)

SIMA法是先将合金原材料进行足够的预变形,然后加热到固-液相线之间的某一温度,在加热过程中再结晶,然后部分熔化,使初生相转变为颗粒状,形成半固态组织。SIMA法工艺流程为:合金熔化浇注试棒加工加热变形试样切取半固态等温热处理水淬组织观察。

制备AZ61镁合金非枝晶组织的理想工艺参数为[3]:变形量22%、等温温度595℃、保温时间40min。此方法制备的半固态金属坯料纯净、生产效率较高,但需要很大的挤压变形量,因此,只能制备小直径的金属半固态坯料。

1.4 半固态等温热处理法

半固态等温热处理法的制浆原理是在熔融合金中加入变质元素进行常规铸造,然后再将浆料加热到固-液两相区进行保温处理而获得非枝晶组织,其工艺流程为:合金下料重熔浇注半固态等温热处理水淬组织观察。

半固态等温热处理法与机械搅拌法和电磁搅拌法相比,省去了专门制备非枝晶组织的工艺,可在半固态成形前的二次加热中实现非枝晶化。此设备简单、节约能源、工序简化,但是工艺参数难以控制。

2 坯料的二次重熔

在半固态触变成形之前,先要进行半固态重熔加热。首先根据加工零件大小切取相应质量或体积的坯料(具有非枝晶组织),再加热到半固态温度成形加工。其次是将有些工艺(如电磁搅拌等获得的细小枝晶碎片)进行球化处理,为触变成形创造有利条件。除了电磁感应加热外,半固态金属的重熔加热也可以采用电阻炉、盐浴炉加热,加热温度可以很精确,并且可以直接测温,但所需时间长,因而显微组织容易粗大、坯料表皮氧化严重。

通过研究SIMA法制备的AZ61半固态镁合金坯料,结果表明:二次加热初期半固态组织首先熔合合并,并随保温时间的延长,晶粒逐渐长大和球化,液相分数增加;保温温度越高,晶粒长大和球化速度加快;在592℃间加热,保温20~40 min,可以获得均匀圆整的半固态组织,晶粒大小为80~90μm,液相率为40%~42%;如高于597℃,试样重熔过程易发生严重变形[4]。

3 成形工艺

3.1 流变成形

流变成形是将半固态金属浆料在半固态温度条件下直接送往成形设备进行铸造或锻造成形的工艺方法。流变成形充型前,浆料已成半固态,虽然黏度较高,但具有良好的流动性,充型流态为层流,因此可以制造尺寸精确、形状复杂,没有内部空隙的高质量零部件。但由于流变成形工艺所用半固态金属浆料的保存和输送不方便,因而该技术的进展很缓慢。

3.2 触变成形

触变成形是将已制备的非枝晶坯料重新加热至固-液两相之间的温度区域,利用它的触变性进行压铸或锻造成形的工艺方法,其实质是一种近净成形工艺。由于坯料输送方便,易于实现自动化操作,因此触变成形是目前应用最广的半固态金属成形方法。

虽然半固态金属流变成形技术应用较少,但与触变成形相比,流变成形更节约能源、流程更短、设备更简单,因此,流变成形技术仍然是未来半固态金属成形技术的一个重要发展方向。

4 结束语

虽然我国有众多学者和单位(如北京有色金属研究总院、北京科技大学、清华大学、南昌大学等)从事半固态金属加工技术的科研工作,并自行设计了不同的实验设备,取得了可喜的成绩,但是由于我国工业发展起步较晚,在镁合金成形技术方面,特别是镁合金半固态成形技术与发达国家相比还有很大的差距。我国虽然是世界上最大的镁生产国,但大部分镁作为原材料出口,本国进行深度加工的量很小。随着我国经济的高速发展,汽车、电子等工业逐渐成为我国的支柱产业,镁合金的成形技术的研究、开发和应用迫在眉睫,它将对我国国民经济的发展产生重大影响。

摘要：镁合金以其独特的性能在许多领域得到广泛的应用,但由于镁的化学活性高,成形工艺较困难,在工程应用中受到一定的限制。从非枝晶坯料的制备、坯料的二次重熔、坯料的成形工艺三方面对镁合金半固态成形研究的工艺现状进行了具体分析和研究。

关键词：镁合金,半固态成形,坯料制备,二次重熔

参考文献

[1]Flemings M C.Behavior of MetalAlloy in the Semi2Sol2id State[J].MetalMater TransA,1991(22A):957-981.

[2]陈国香,徐晨,敖伟生.搅拌工艺参数对半固态AZ91D镁合金流变性能的影响[J].热加工工艺,2005(5):43-47.

[3]闫洪,张发云,揭小平,等.AZ61镁合金在形变诱导法中的组织演变[J].中国机械工程,2005,16(8):719-722.

半固态加工 第4篇

关键词：铝基复合材料,半固态加工,颗粒增强,机械性能

1引言:

铝合金及其复合材料是工程应用中最具竞争力的材料体系之一, 已广泛应用于航空航天、建筑、汽车、船舶、日用品等工业领域。目前已开发出8个系列几百种型号产品, 本论文积极展开了先进制备技术和高强铝基复合材料的研究开发工作, 通过增强颗粒组分的原始创新和制备技术的原始性创新获得了力学性能指标超过美国7075高强铝合金的铝基复合材料, 而且制造成本低, 进而通过进一步的开发及中试产业化研究可解决我国对该类材料的急需, 打破国外对我国高端铝合金材料的垄断和限制局面。

2实验方法:

颗粒增强铝基复合材料的制备方法

原料采用由机械合金化方法制备得到的W14Al86合金粉末[1]和商用等级的Al粉 (200mesh, Al>98wt.%) 。将W14Al86合金粉末和一定比例的Al粉在振动式高能球磨机上混合, 震动频率1470cpm, 混合数小时。球磨罐为不锈钢罐。为提高研磨效率, 采用不同直径 (￠10, 15mm) 大小的低碳钢球作为磨球, 球料比为12:1。同时加入一定量的无水乙醇作为过程控制剂, 以防止锻接, 通过机械制粉过程得到混合均匀的复合粉末。将混合均匀的粉末在700MPa压力下压制成40mm×10mm×5mm尺寸的坯体。采用半固态触变成形方法, 对坯体短时间加热, 炉温设定为所需触变成形温度, 加压至1000MPa得到尺寸为60mm×15mm×3mm的块状样品。

所得的块状样品经过研磨和抛光处理后进行分析和测试。密度由阿基米德排水法方法测得。显微硬度在Leitz-Wetzlar MiniloadⅡ上测量, 载荷为200g, 加载时间为15s。样品的拉伸强度在Nstron model 1125电子万能测试仪上进行, 拉伸试样为3mm厚哑铃型短试样, 平行长度l0为30mm, 加载速度为10mm/min。样品的物相分析在日本理学 (Rigaku) D/max-ⅡBX射线衍射仪 (Cu Kα, 入=0.154nm) 上进行, 电压40V, 电流20mA, 扫描速度为0.02deg/s。样品的断面微观结构在Philips XL30场发射扫描电子显微镜 (ESEM) 上观察并利用场发射扫描电子显微镜自带的能谱仪系统 (EDAX, Philips) 对样品成分进行分析。

3实验结果与讨论

图3-1是Al-W14Al865wt.%的粉末在不同的球磨时间下的形貌图。如图所示, 球磨1h时, 颗粒W14Al86与Al已经发生复合, 前期该阶段中球磨过程以冷焊接为主。随着球磨的进行, 当球磨达2h时, 由于应变能量的积累, 粉末逐渐的加工硬化, 破碎作用占据主要地位, 颗粒尺寸开始迅速减小。当球磨达3h和4h时, 粉末的颗粒大小几乎不发生变化, 表明在球磨过程中冷焊接和破碎作用达到一定的平衡态。

W14Al86和Al在球磨过程中均匀混合的过程与早期研究的ODS氧化物弥散强化的韧-脆性体系过程十分的类似[2]。在韧-脆性体系的MA过程中, 韧性组元在剧烈的塑性变形中被压扁, 并相互间发生冷焊形成层片结构;而脆性组元则发生破碎, 形成的微小脆性粒子嵌入韧性复合层片状的韧性组元中, 形成脆性颗粒嵌入复合层片状韧性组元基体的粉末粒子结构。继续球磨, 韧性组元基体将会由于加工硬化效应而发生破碎, 而后再次冷焊。随着MA的进行, 无论是韧性组元还是脆性组元其粒子尺寸都不断减小, 这些细小的韧、脆性粒子将在机械合金化过程中反复经历上述过程, 不断被破碎、焊合, 最后达到动态的平衡, 如图3-2所示。

图3-3是Al-W14Al865wt.%的样品在温度550℃, 预热3min后, 压力1000MPa下半固态触变加工产物的XRD图谱。从图上可以看出Al和W14Al86合金的特征峰均清晰可见, 并没有其他的结晶形态的峰存在, 可以认为得到的样品是以5wt.%W14Al86合金颗粒为增强相的铝基复合材料。

表3-1是不同混料时间下的Al-W14Al865wt.%样品的拉伸强度、屈服强度、延伸率及弹性模量。

从表中可以看出, 随着混料时间的增加强度先由低向高增加, 到3h时样品强度达到最大551MPa。再增加混料的时间, 样品的强度开始降低。相应的, 屈服强度也是随着混料时间先增加后降低。延伸率在混料3h的条件时达到最大, 而弹性模量随着混料时间延长增加并不明显。混料前3个小时, 主要是W14Al86和Al在防锻剂的作用下逐渐实现均匀弥散的过程, 3h时达到了理想的弥散程度, 强度等数据达到最大。高强高硬的W14Al86的细微颗粒属第二相弥散强化质点, 对位错起钉扎作用, 也阻止位错的滑移, 从而对Al基体产生明显的强化作用。如果保持增强相颗粒足够细小化, 就可以增加增强粒子的表面积, 减小增强粒子的颗粒间距, 使大量均匀弥散分布的增强颗粒起到钉扎位错的作用, 而且可以细化基体的晶粒, 因而可以表现更为优良的力学性能。

随着球磨过程的继续进行, 样品的强度反而降低。这主要是因为:一方面是由于球磨带入杂质的影响, 虽然XRD图谱并未显示有杂相峰存在, 但其表观现象是粉末颜色发黑;另一方面是由于混合粉末的颗粒不断的细化, 活性增强, 这样导致在粉体冷压成型的时候, 发生了明显的氧化, 其表观现象是冷压坯体氧化发热 (整个冷压和半固态操作过程都是在无任何保护的状况下进行的) 。这样导致的结果是颗粒间被杂质和氧化物夹杂着, 半固态得到的样品样品偏脆, 拉伸断裂为脆性断裂方式 (如图3-4d) , 得到的强度数据偏低。

图3-4是Al-W14Al865wt.%复合材料拉伸时的应力应变曲线图。混料1h, 2h时, 由于颗粒弥散没有完全均匀, 导致增强效果不是很明显。而混料3h是该组试验下的综合力学性能最佳的点, 相应的拉伸曲线有一个明显的屈服阶段并且断裂发生在屈服之后, 是一个典型的韧性材料的拉伸曲线。混料4h的样品由于夹杂了杂质和氧化物, 导致半固态加工后块体材料中颗粒之间结合力不牢固, 微观上有缺陷, 拉伸试验时在增强相颗粒的增强效果完全发挥之前就在缺陷处发生断裂。如图3-4d所示材料在弹性变形区就发生断裂。

图3-5是Al-W14Al865wt.%的显微硬度随球磨时间变化的曲线。如图所示, 随着球磨的时间增加样品的显微硬度不断增强, 同时不同测试点的相对误差范围逐渐减小, 这表明复合材料的混合程度逐渐的均匀化。当球磨时间增加到3h时硬度值达到140HV, 球磨4h时硬度值达到152HV。硬度的增加除了球磨过程中机械。

硬化作用之外, 添加第二相的脆硬W14Al86合金的是导致硬度比球磨纯铝样品的硬度要高的重要原因。关于该原因中南大学余琨等人已经作出了该方面的研究[3], 他们对喷射共沉积后经挤压的SiCp/6066铝基复合材料, 通过采用超微硬度法测量其微区的硬度变化, 结果表明:在Si C颗粒分布密集处, 基体超显微硬度值HV为143.2, 而在SiC颗粒分布稀疏处, 硬度值HV为107.2, 二者之间有明显差距。这主要由于分布密集的增强体SiCp周围局部基体应力场应力集中更剧烈而使超显微硬度值提高。理论上认为如果增强相在金属或者合金基体中能在微观尺度上充分均匀, 复合材料的整体硬度的分布会更接近平均值。

图3-6是Al-W14Al865wt.%的样品 (经球磨3h后) 在550?C, 1000MPa下半固态触变加工后产物的断面形貌图。从图中可以看出, 样品明显是存在两种物相, 一种是凸起的镶嵌在表面的圆形颗粒, 与之相对应的是同尺寸大小的凹进去的圆洞, 大小为1微米左右, 由EDAX分析看, 弥散在基体中的凸起颗粒的为钨铝合金颗粒。另外一种是连续的韧窝, 分析结果为纯铝基体。从断裂方式上看, 在拉伸过程中钨铝合金颗粒被整体从铝基体中拔出, 这主要是基体铝的强度大大低于增强相钨铝合金颗粒的强度, 界面两侧强度差值很大, 因此在应力加载过程中, 裂纹首先从结合处开始发生, 整体表现为沿晶断裂方式。

小结

通过MA与SS技术的复合, 使纯铝的性能得到了明显的提高。通过该方法获得的最佳纯铝的性能为:拉伸强度537MPa, 屈服强度503MPa, 延伸率10.8%, 硬度130HV。

通过MA与SS复合技术, 制备得到了不同含量的钨铝合金颗粒增强铝基复合材料。确定了W14Al86最优添加量为8wt.%, 得到的最佳性能为:拉伸强度573MPa, 屈服强度525MPa, 延伸率8%, 显微硬度为151HV。

获得Al-W14Al868wt.%最佳性能的制粉条件:0.16vol%防锻剂, 球料比12:1, 球磨时间3h;半固态条件:温度550?C, 保温时间3min, 压力1000MPa。主要是通过第二相粒子的均匀弥散增强来提高性能。

钨铝合金 (W14Al86) 是铝合金中一个较好的增强相材料。MA与SS的复合技术是可以实现均匀弥散和细晶组织结构获得高性能, 是一种铝基复合材料制备的好方法。

参考文献

[1]祝昌军, 钨铝合金的制备、性能及合成机理的研究, 中国科学院博士论文, 2005

[2]J.S.Benjamin, Sci.Am., 1976 (234) :40

半固态加工 第5篇

1 试验方法

对配制好的6063铝合金加热至液相线温度或液相线温度以上10℃的范围内保温20 min, 在半连续铸造机上经一次冷却及二次冷却铸造出直径Φ163 mm的铝合金圆柱铸坯, 见图1, 其铸造速度为120 mm/min, 冷却水流量0.05 m3/min;随后将铝合金圆柱铸坯经工频炉加热, 加热温度为液相线温度以下即618℃保温20 min, 再通过油压机上挤压出铝合金挤压坯, 压室温度为350℃。沿铝合金挤压坯轴向加工拉伸疲劳试样。同样, 对原6063铝合金以同样压缩比进行锻造, 并从6063铝合金锻造坯轴向取拉伸及疲劳试样, 所有试样均未经过热处理。

力学性能试验在10 t MST上完成。疲劳试验在室温下的高频疲劳试验机进行, 加载频率为90 Hz, 循环应力幅为R=0.1, 试验过程由计算机实时监测并记录, 加载模式为拉-拉模式, 载荷谱为正弦波。当载荷降低15%～30%或断裂时视为失效。N0定义为1107次, 当特征循环次数达到107次, 相应的应力定义为疲劳极限。6个应力水平被选择来测定P-S-N曲线, 并通过汽车材料及零部件快速疲劳试验方法进行计算, 得到50%、95%及99%存活率的P-S-N曲线。同时对半固态铝合金料圆柱坯从边缘到心部进行了显微组织观察, 取样位置见图1b。

2 结果

半固态触变圆柱铸坯的不同位置的显微组织见图2, 图2a～图2c分别表征了从触变铸坯边缘到心部的金相组织。从图2可见, 边缘部位 (图2a) 大多数晶粒为柱状晶;圆柱铸坯内部 (图2b) 晶粒均匀细小, 多为球状晶;只有心部的金相组织出现少部分树枝晶, 晶粒较粗大。从边缘到心部多数晶粒尺寸在75μm范围内。

半固态挤压试样和锻造试样的机械性能比较见表1, 试验数据均为3次试验的平均值。从表1可见, 半固态试样和锻造试样的力学性能类似, 半固态铝合金的力学性能基本上可以达到锻造铝合金的水平。

50%、95%及99%存活率的P-S-N曲线见图3。不同存活率下的P-S-N曲线主要通过公式σ=A log N+B得到。表2列出了不同存活率下的P-S-N曲线A和B的回归值。表3列出了相应的半固态试样和锻造试样的疲劳极限。

3 分析讨论

对于大尺寸半固态汽车零件成型来说, 触变铸坯的显微组织均匀性是十分重要的, 特别是对于汽车重要的底盘结构件的半固态制造。另外, 从图2a～图2c可见, 大多数晶粒为细小、均匀的等轴晶粒, 边缘由于半连铸过程激冷所导致的晶粒较细小, 且铸壁以柱状晶为主, 只有心部的金相组织出现少部分树枝晶。除心部外多数晶粒尺寸小于75μm。边缘到心部的晶粒尺寸也有一定的变化, 在边缘到心部以前晶粒尺寸变化不大, 接近心部时逐渐增大, 尤其是心部的部分树枝晶尺寸达到了100μm。但这种变化是可以接受的, 这是由于半连续铸造的激冷以及能量起伏所致, 可以得到进一步的控制。

从表1和表3可见, 半固态挤压试样和锻造试样的力学性能基本一致, 两者的疲劳性能类似, 锻造试样的疲劳极限略高于半固态挤压试样, 总的来说半固态铝合金挤压的力学性能和疲劳性能基本上可以达到锻造铝合金的水平。根据表3, 半固态试样和锻造试样的疲劳极限相近, 因而可以认为, 在理论上半固态铝合金车轮和锻造铝合金车轮有一样的汽车车轮轻量化潜力, 并且半固态铝合金车轮可以达到锻造铝合金车轮类似的减重效果。与传统的低压铸造车轮相比, 理论上, 半固态铝合金车轮可以比低压铸造车轮 (LPDC car-wheel) 减重20%, 但结构强度则大幅度提高。而如果利用半固态方法铸造出重型汽车或客车用的大尺寸半固态铝合金轮毂来代替国内使用的钢轮毂, 其减重效果更是不言而喻。汽车的质量减轻直接关系到油耗和排放。以5万辆每年行驶6万km的载货汽车为例, 如果将钢质车轮替换成半固态铝合金车轮, 每辆车的油耗可在原来的基础上降低3%, 则每年可节约478.8万L燃油, 且CO2排放可减少达8 618.4 t。除了半固态车轮质量减轻所带来的节能减排效果以外, 汽车车轮作为非簧载质量部件, 其轻量化可减轻汽车的非簧载质量, 此时簧载质量与非簧载质量比提高, 因而汽车行驶的振动将明显降低, 即汽车的NVH性能以及平顺性将提高。

注:测试速度为1.310-4 m/s;所有试样均未经过热处理。

从性能角度来说, 半固态铝合金车轮由于有与锻造铝合金车轮相媲美的高结构强度, 且具有无缩孔、缩松的组织, 与低压铸造车轮相比, 半固态铝合金车轮将有更高的使用寿命和抗冲击、挤压性能, 因而能大大提高汽车安全性能。

4 半固态铝合金车轮制备方案

由于本方案应用LSC制浆技术和挤压铸造技术, 因而可保证半固态铝合金车轮较低的成本。简单计算可以发现, 半固态铝合金车轮成本略高于低压铸造车轮, 但远低于锻造铝合金车轮, 但其性能则远高于低压铸造车轮, 可接近锻造铝合金车轮水平, 因而半固态铝合金车轮有较高的性价比。

目前, 制浆的方法主要有机械搅拌法、电磁搅拌法、应变诱发熔化激活技术、紊流效应、粉末冶金、喷射成型、超声波和液相线铸造法等不同的方法。从目前的技术水平来看, 常用的机械搅拌和电磁搅拌所制的半固态铸坯均难以达到大尺寸浆料的制备, 而液相线铸造方法已经过多年研究, 技术日益成熟。因而, 结合本文试验结果, 提出了LSC结合挤压铸造的半固态汽车铝合金轻量化车轮制造方案。由于LSC无需搅拌, 特别是目前已基本解决了工业化的温度控制问题, 因而LSC对半固态浆料铸坯的尺寸限制远低于机械搅拌和电磁搅拌, 故利用LSC制造>Φ300 mm的铸坯是可行的。其工艺流程见图4。

图4中, 合金材料设计及优化主要通过材料选择、试验以及多角度尺寸模拟来进行;半连续铸造的圆柱坯一般直径在300～500 mm, 通过感应炉进行二次加热;挤压成型在大型挤压机上进行, 应用半固态铝车轮专用挤压模具, 通过半固态成型模拟分析进行模具设计和挤压参数设定。

总之, 从前期的试验和分析来看, 本文提出的半固态铝合金汽车轮毂的制造方案在理论上和试验方面都是可行的, 当然车轮试制的验证需要进一步研究。

5 结论

(1) 拉伸试验以及疲劳试验结果表明, 半固态试样和锻造试样的力学性能一致, 疲劳极限值相近, 半固态铝合金的力学性能和疲劳性能基本上可以达到锻造铝合金的水平。分析得到, 在理论上半固态铝合金车轮和锻造铝合金车轮有一样的汽车车轮轻量化潜力, 即半固态铝合金车轮可以达到锻造铝合金车轮类似的减重和性能提升效果。

(2) 从显微组织观察可见, 半固态试验坯料的大多数晶粒为细小、均匀的等轴晶粒, 只有心部的金相组织出现少部分树枝晶;边缘由于半连铸过程激冷所导致的晶粒较细小, 但从边缘到心部多数晶粒尺寸小于75μm。晶粒尺寸变化可以接受, 这是由于半连续铸造的激冷以及能量起伏所致, 可以得到进一步的控制。

(3) 基于本文的试验结果, 一个结合LSC方法和挤压铸造方法的半固态铝合金汽车轮毂的制造和设计方案被提出, 该方法在理论上是较有潜力的制造轻量化、大尺寸、高性能汽车半固态部件的方法。

半固态加工 第6篇

原位反应喷射沉积是将原位反应和喷射沉积合为一体的材料制备工艺。从金属基体中原位形核、长大的原位颗粒的热力学稳定性强, 与基体的界面无污染, 且结合强度高[8]。喷射沉积属于快速凝固技术, 沉积坯具有细小均匀的等轴晶组织特征, 加之原位颗粒的细化作用, 所制备的半固态坯料的组织更加细小。作者采用该方法制备含有少量TiC颗粒的7075铝合金, 并对其进行二次加热实验, 确定二次加热温度和保温时间对组织的影响规律, 为后续的半固态触变成形提供理论依据。

1 实验方法

喷射沉积7075+1.7 (体积分数/%) TiC铝合金的制备:将Ti粉 (300目) , 石墨粉 (200目) , Al粉 (300目) 按一定比例在混粉机混合均匀, 并压制成ϕ20mm25mm的预制块备用, 将坩埚中的7075铝合金 (Zn5.7, Mg2.5, Cu1.8, Cr0.2, Fe<0.15, Si<0.15, Mn<0.15, 其余为Al) 升温至900℃, 用石墨钟罩将一定量的Al-Ti-C预制块压入此合金熔液中, 反应完成后降温至730℃并用六氯乙烷和氟硅酸钠精炼除气。熔体再次被升温至810℃时, 进行喷射成形, 采用氮气作为雾化气体, 雾化气体压力为0.5～0.6MPa, 导流管直径为3.3mm, 沉积距离为400mm。

二次加热实验:从沉积坯的稳定区域 (距离基板20mm以上的部位) 取样, 试样尺寸要尽可能小, 以保证原始尺寸的一致性和在加热与半固态保温过程中试样内部温度的均匀性。采用箱式马辐炉CWF1300进行加热, 其控温精度为±1℃。根据7075铝合金的固液两相区477～635℃[9], 二次加热温度选为:560, 580, 600, 610, 620, 630℃和635℃;保温时间选为:10, 20, 30, 45min和60min等不同时间段。

微观组织的分析:选用三酸水溶液 (HNO3∶2.5%;HCl∶1.5%;HF∶1%;H2O∶95%) 对粗磨、细磨和抛光后的试样进行腐蚀后采用扫描电镜观察其显微组织。应用Image Tool软件及平均截线法统计合金的平均晶粒尺寸。采用透射电镜观察原位TiC颗粒的形貌与分布状况。

2 实验结果与分析

图1～2为喷射沉积7075+1.7TiC铝合金在560℃和580℃进行二次加热后的微观组织。由图1可知在560℃保温10min和60min的组织并无本质的区别, 均保持均匀细小的快速凝固组织特征, 其平均晶粒尺寸小于10μm。表明在560℃, 合金组织的晶粒长大现象不突出。当温度升高至580℃, 保温10min和60min后, 二者之间的差别不显著, 但是与图1中的组织相比, 晶粒长大行为有所加剧, 此时对应的平均晶粒尺寸接近10μm。显示出该温度对半固态合金的晶粒长大行为的影响并非很大。分析认为对应较低的二次加热温度 (如560℃和580℃) , 晶粒长大驱动力也相对较低, 晶粒长大到一定程度后趋于稳定状态, 因此即使延长保温时间, 晶粒尺寸不会继续增大, 说明加热温度的影响大于保温时间的影响。因为晶粒长大的本质是晶界移动, 而晶界移动需要原子扩散, 扩散需要驱动力和扩散条件, 其中温度条件最主要, 其次是时间条件等。

(a) , 60min (b) 后的微观组织 (a) and 60min (b)

图3为原位反应喷射沉积7075+1.7TiC铝合金在600℃进行二次加热并保温20, 30, 45, 60min后的微观组织。随着保温时间的延长, 晶粒逐渐长大, 对应20, 30min保温时间, 合金组织并无本质的差别, 平均晶粒尺寸也非常相近。但是保温时间继续延长到45min 和60min后, 合金组织不仅在形貌上, 而且在尺寸上都有了很大的区别。表明晶粒长大驱动力大、晶粒长大幅度也大, 晶界移动的距离长, 因此所需要的时间也长。与图1～2相比, 在600℃, 晶粒长大显著, 使得晶界变宽。这是因为在合金的固液两相区的较高温度进行二次加热时, 低熔点相开始熔化并沿着晶界分布, 到达二次加热规定的保温时间并淬火固定其半固态二次加热组织时, 液相被凝固下来, 使得晶界宽化。

图4所示为对应580, 600℃的二次加热温度时绘制的平均晶粒尺寸与保温时间之间的关系曲线。二次加热温度为580℃时, 在10～60min的保温时间内, 晶粒长大的幅度不超过10μm。二次加热温度提高至600℃时, 晶粒长大现象逐渐突出。随着二次加热温度的升高, 晶粒长大驱动力也增大, 晶粒长大幅度也随之增大。而且保温30min之前的晶粒长大速度快于保温时间超过30min之后的晶粒长大速度。但是, 对应上述两个不同温度, 在保温60min后, 合金的平均晶粒尺寸依然未超过20μm。表明此时的组织仍属于细小均匀的等轴晶组织。

图5为喷射沉积7075+1.7TiC铝合金分别在610, 620, 630, 635℃保温30min后的微观组织。当二次加热温度超过620℃以后, 合金的组织发生了本质的变化, 初始的喷射沉积细小均匀的等轴晶组织已被破坏, 局部晶界出现严重的重熔现象。当温度达到630℃后, 不仅重熔现象加剧, 晶粒长大现象也非常突出, 最大的晶粒尺寸接近100μm, 已经失去快速凝固组织特征, 因此二次加热温度应低于620℃为宜。

(a) 610℃; (b) 620℃; (c) 630℃; (d) 635℃ (a) , 620℃ (b) and 630℃ (c) , 635℃ (d) for 30min

图6为合金中以原位反应方式加入的TiC颗粒的形貌与晶界上的分布状况。由图可知, 原位TiC颗粒呈多边形 (空间中呈多面体) , 尺寸在亚微米级范围, 多数分布于晶界处。分析认为具有与基体合金相同晶体结构的原位TiC颗粒, 在二次加热过程对晶粒长大行为产生显著的影响。上述研究结果显示出在600℃之前, 原位TiC颗粒的阻止晶粒长大的作用更加明显, 对应600～620℃的范围, 其钉扎晶界的作用有所减弱, 而二次加热温度超过620℃后基本丧失阻止晶粒长大作用。这是因为, 液相含量逐渐提高到某一临界值时, 颗粒完全被液相浸润, 能够随其移动。而液相含量低于这一临界值时, 颗粒部分被液相所浸润, 晶界移动时拖动带有一定液相模的颗粒是非常困难的, 而只能绕过这种带来阻力的颗粒, 从而其晶粒长大行为受到阻碍。

3 结论

(1) 喷射沉积7075+1.7TiC铝合金的二次加热过程中, 加热温度对合金组织的影响是首位的, 其次是保温时间。二次加热温度低于600℃时, 合金的平均晶粒尺寸基本不随保温时间的延长而增大, 二次加热温度到达600℃后, 合金的晶粒长大行为开始加剧, 合金的平均晶粒尺寸随保温时间的延长而增大。

(2) 喷射沉积7075+1.7TiC铝合金的二次加热温度不宜超过620℃, 否则出现严重的局部重熔现象的同时合金晶粒长大十分显著, 对应的晶粒尺寸已接近100μm, 合金组织丧失细小均匀的快速凝固组织特征, 削弱喷射沉积技术带来的技术优点。

摘要：在不同的二次加热温度和保温时间条件下, 对喷射沉积7075+1.7% (体积分数) TiC铝合金的二次加热工艺进行研究。采用扫描电镜观察合金的二次加热组织, 利用平均截线法统计晶粒尺寸。结果表明, 在580℃进行二次加热时其晶粒长大非常缓慢, 温度提高到600℃后, 晶粒长大速度有所提高。在580℃和600℃分别保温60min后, 合金对应的平均晶粒尺寸为14μm和20μm。二次加热温度超过610℃后晶粒长大速度显著提高, 并出现明显的局部重熔现象。对应620℃保温30min的平均晶粒尺寸53μm。说明在上述条件下得到的半固态坯料仍保持细小等轴晶组织的特征, 能够满足后续的触变成形工艺对合金组织的要求。

关键词：喷射沉积,半固态7075+1.7TiC铝合金,二次加热,晶粒长大

参考文献

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