1 試驗(yàn)過(guò)程

　　1.1 ZL109鑄造鋁合金的化學(xué)成分

　　本試驗(yàn)采用的ZL109鑄造鋁合金的主要成分為：w（Si）＝11.1％，w（Mg）＝0.512％，1，w（Fe）＝0.77％，w（Cu）＝0.448％，其余為Al。該合金硅含量接近共晶成分，為準(zhǔn)共晶型合金，它的液相線溫度為566℃，固相線溫度為538℃。

　　1.2 半固態(tài)原始坯料的制備

　　采用低過(guò)熱法^[7-9]制備半固態(tài)原始坯料。試驗(yàn)方法是：首先將合金在電阻爐中進(jìn)行熔煉，將熔體溫度升至750℃，然后加入覆蓋劑，保溫，打渣。通過(guò)測(cè)量發(fā)現(xiàn)，剛開始時(shí)金屬液溫度降低較快，當(dāng)熔體溫度接近566℃時(shí)，降低非常緩慢，表明熔體中已經(jīng)有晶粒析出，釋放出結(jié)晶潛熱。因此在566℃時(shí)澆注較為合理。澆注的半固態(tài)坯料如圖1所示。

圖1 半固態(tài)原始坯料

　　1.3 半固態(tài)原始坯料的二次重熔

　　將機(jī)加工后的坯料放入高頻感應(yīng)加熱設(shè)備的線圈，進(jìn)行二次重熔，并用熱電偶測(cè)量坯料的溫度，采用普通鋼刀切割的方法確定坯料的觸變性能。通過(guò)多次試驗(yàn)獲得ZLl09合金最佳的二次重熔溫度為569℃。

　　1.4 半固態(tài)鍛造的方法

　　把加熱到569℃半固態(tài)溫度的坯料放入自行設(shè)計(jì)的模具（圖2，型腔為五根并排的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣），在3MN油壓機(jī)上鍛造成形。對(duì)最終成形的零件進(jìn)行熱處理及力學(xué)性能測(cè)試。圖3是鍛造成形的零件。

圖2 模具示意圖

圖3 標(biāo)準(zhǔn)試樣鍛件

　　1.5 取樣方法

　　原始坯料以及在重熔過(guò)程中的試樣制備如圖4所示，坯料水淬后在棒料中部截取一段，再沿軸線截取其中的四分之一作為組織觀察的試樣，觀察邊部和心部即A、B處的組織。

圖4 原始坯料組織觀察試樣解剖示意圖

　　2 半固態(tài)組織演變的觀察結(jié)果

　　2.1低溫?zé)岱沧⒌陌牍虘B(tài)坯料的組織特征

　　圖5是常規(guī)條件下高溫（一般在680℃左右）直接澆注和低過(guò)熱法澆注坯料邊部的組織。

圖5ZL109合金高溫澆注和低過(guò)熱法澆注的組織比較（邊部）

　　從圖5a、5b可以明顯看出兩種不同澆注方法獲得的坯料的邊部組織形狀的差異。圖5a中只有少量的初生α相，基本上都是共晶組織；大量的黑色蠕蟲狀組織即共晶硅相分散在白色的共晶α相中，呈條狀，較粗大。而圖5b中白色的是初生α相，大量的黑色和灰色部分則是共晶組織，該圖中的共晶硅相比5a中的更細(xì)更短。說(shuō)明采用低過(guò)熱法達(dá)到了細(xì)化晶粒的目的。

　　2.2 重熔過(guò)程的組織^[10]的演變

　　坯料的二次重熔采用高頻電源感應(yīng)加熱。在加熱過(guò)程中，開始時(shí)使用較大的震蕩電流，隨著溫度的升高逐漸降低震蕩電流，使加熱過(guò)程趨于緩慢，便于坯料內(nèi)外溫度趨于均勻。在試驗(yàn)過(guò)程中，每隔10s同時(shí)記錄一次坯料心部和邊部的溫度，將不同時(shí)刻的溫度繪制成時(shí)間-溫度曲線。本試驗(yàn)研究了兩個(gè)二次重熔溫度：552℃和569℃。

　　圖為坯料二次重熔過(guò)程中不同溫度條件下，水冷至室溫所觀察到的心部組織。

　　從圖6看，坯料在二次加熱重熔的過(guò)程中，共晶組織發(fā)生了一定的變化。圖6a中共晶硅相呈蠕蟲狀和條狀，灰色的共晶α相也比較粗大。由于該合金的固相線溫度為538℃，加熱到545℃圖6b、550℃圖6時(shí)，只在固相線溫度以上幾度及十幾度，共晶織熔解得很少，因此共晶硅的形態(tài)沒(méi)有什么明顯的變化。但是加熱到560℃圖6d時(shí)，距離液相線溫度566℃只有幾度，因此共晶組織大量熔解，很多黑色條狀的共晶硅相都從中間斷開來(lái)，變成短條狀，明顯的陵角也消失了。加熱到565℃圖6e時(shí)，共晶組織基本上都熔解了，它的形貌完全發(fā)生了變化，條狀組織基本消失，灰色的共晶α相呈小團(tuán)狀分布在黑色共晶硅相中，而且分布比較均勻。

圖6ZL109合金二次重熔加熱過(guò)程中的組織演變（坯料心部）

　　2.3 成形零件的組織特征

　　將原始坯料二次重熔后放在模具上鍛造成形。成形零件的組織如圖7所示。從圖7可以看出，半固態(tài)鍛造后，與鍛壓前的組織相比，共晶組織不再具有明顯的條狀和團(tuán)塊狀，而是細(xì)小的顆粒狀。同時(shí)，初生α相更加呈球團(tuán)狀的組織分布在黑色共晶組織中。合金在半固態(tài)流動(dòng)過(guò)程微觀組織間發(fā)生了摩擦、變形，使得α相球團(tuán)化和共晶組織細(xì)化。

圖7半固態(tài)鍛件組織

　　3 鍛件熱處理及性能分析

　　3.1 熱處理

　　對(duì)ZL109合金做近似T6處理^[11]，工藝過(guò)程如圖8所示。圖9a和9b分別是鍛件熱處理前后的金相組織，從兩圖比較可以看出，熱處理后共晶組織中的α相向初生α相發(fā)生了轉(zhuǎn)移，形成了白色的網(wǎng)狀組織；共晶硅相聚集成灰黑色團(tuán)塊狀，分布在白色的網(wǎng)狀組織中。這是由于在熱處理過(guò)程中，Al原子和Si原子在高溫下發(fā)生擴(kuò)散形成的。

圖8 ZLl09合金熱處理工藝

圖9 ZLl09合金鍛件熱處理前后的金相組織圖

　　3.2 鍛件的力學(xué)性能測(cè)試

　　用線切割解剖試樣獲取近似標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在萬(wàn)能拉伸機(jī)上對(duì)試樣進(jìn)行拉仲測(cè)試。圖10為ZL109合金熱處理前后的抗拉強(qiáng)度的比較，熱處理后，鍛件的抗拉強(qiáng)度得明顯的提高，平均強(qiáng)度達(dá)到了220N／mm²。這是因?yàn)?，固溶處理析出增?qiáng)相，使得合金的抗拉強(qiáng)度得到明顯的改善。圖11為ZL109合金熱處理前后伸長(zhǎng)率的比較，平均伸長(zhǎng)率從熱處理前的0增加到熱處理后的1.42％。

圖10　ZL109合金熱處理前后抗拉伸強(qiáng)度比較

圖11　ZL109合金熱處理前后伸長(zhǎng)率比較

　　一般鑄造條件下的ZL109伸長(zhǎng)率0^[12]?？梢姳狙芯克@得鍛件的伸長(zhǎng)率得到了較大提高。

　　4討論

　　4.1 ZLl09合金的半固態(tài)組織變化特征

　　近年來(lái)對(duì)Al－Si鋁合金半固態(tài)技術(shù)的研究主要集中在亞共晶合金，其中研究較多的合金是ZL101A（w（Si）＝6.5％～7.5％）、AlSi9Mg、AlSi6Mg2^[13-15]及ZL112Y等。它們的金相組織主要為初生α相，在半固態(tài)重熔過(guò)程中主要的轉(zhuǎn)變是初生α相的球團(tuán)化。本試驗(yàn)室以前研究的w（Si）＝8％的ZL112Y合金屬于亞共晶合金，圖12是ZLl12Y低過(guò)熱法澆注的原始坯料在二次重熔過(guò)程中不同溫度下水冷后的金相組織，可以明顯看出在重熔過(guò)程中，隨著溫度的升高初生α相在逐漸的變短，逐漸球團(tuán)化^[16]。

圖12 　ZL112Y半固態(tài)坯料二次重熔過(guò)程組織變化

　　本試驗(yàn)研究的ZL109合金w（Si）＝11.1％，它的成分較接近共晶成分，所以合金的組織以共晶組織為主。因此該合金在整個(gè)試驗(yàn)過(guò)程中半固態(tài)組織的變化主要是共晶組織的變化。從前面的組織分析可以看出：低過(guò)熱法制備半固態(tài)坯料的組織中共晶硅相比高溫澆注坯料組織中的共晶硅相明顯更細(xì)更短。二次重熔過(guò)程中，當(dāng)坯料溫度達(dá)到560℃時(shí)，很多共晶硅相都從中間斷開，變成短條狀，明顯的棱角消失。加熱到565℃時(shí)就更加明顯了，共晶組織的形貌完全發(fā)生了變化，條狀組織基本消失，共晶α相呈小團(tuán)狀分布在共晶硅相中，而且分布比較均勻。分析坯料半固態(tài)鍛造成形零件的金相組織發(fā)現(xiàn)，共晶組織中的硅相不再具有明顯的形狀，初生α相呈球團(tuán)狀分布在共晶組織中。

　　4.2 半固態(tài)鍛造工藝提高合金塑性的微觀機(jī)制

　　鑄造鋁合金采用常規(guī)液態(tài)澆注法所獲得的鑄件塑性很差，而本試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)半固態(tài)鍛造工藝顯著提高了ZL109合金的室溫塑性，這在金屬學(xué)理論上具有積極的意義。

　　采用常規(guī)液態(tài)澆注的鑄造鋁合金共晶組織粗大，共晶硅相呈片狀，嚴(yán)重地削弱了合金的基體，使得合金呈現(xiàn)脆性。圖5a是ZL109合金采用常規(guī)液態(tài)澆注的微觀組織，共晶硅片平均長(zhǎng)度為50μm。本半固態(tài)鍛造方法從三個(gè)階段改變了共晶體的微觀組織形態(tài)：

　?。?）半固態(tài)二次重熔過(guò)程中，很多共晶硅相從中間斷開變成短條狀。圖6e是二次重熔結(jié)來(lái)時(shí)的合金微觀組織，其中共晶硅片平均長(zhǎng)度20μm～30μm。

　?。?）半固態(tài)鍛造工藝細(xì)化了合金的共晶組織。圖7表明：鍛造成形零件微觀組織中的硅相完全變成了小于10μm的顆粒狀，α相呈球團(tuán)狀分布在共晶組織中。

　　（3）熱處理工藝進(jìn)一步改變了合金的共晶組織。圖9b表明：共晶組織中的α相向初生α相發(fā)生了轉(zhuǎn)移，形成了白色的網(wǎng)狀組織；共品硅相聚集成灰黑色團(tuán)塊狀，分布在白色的網(wǎng)狀組織中。α相的網(wǎng)狀組織是提高合金塑性的重要因系。

　　4.3 ZL109合金二次重熔溫度范圍的特征

　　本研究是將二次重熔的坯料置于模具中鍛造成形，因此該合金的二次重熔溫度在鍛造成形工藝過(guò)程中是一個(gè)關(guān)鍵的控制參數(shù)。本試驗(yàn)室以前研究的ZL112Y是亞共晶合金^[16]，其主要成分是w（Si）＝8%，w（Cu）＝2.5％，w（Fe）＝1.0％，其余為Al。它的固相線溫度和液相線溫度分別為540℃和594℃。由于它的半固態(tài)溫度范圍較大，可以選擇的二次重熔溫度范圍為568℃～573℃。而ZLI09合金的成分較接近共晶合金成分，它的固相線溫度和液相線溫度分別為538℃和566℃；由于它的半固態(tài)溫度范圍較小，可以選擇的二次重熔溫度范圍為568℃～570℃。因此在半固態(tài)鍛造成形時(shí)，控制ZLI09合金的重熔溫度變得更加困難也更加重要。

　　5結(jié)論

　?。?）對(duì)低過(guò)熱法澆注坯料與高溫液態(tài)澆注坯料的微觀組織進(jìn)行了比較。采用低過(guò)熱法，ZLI09合金坯料的共晶組織中的共晶硅相明顯細(xì)化，因此采用低過(guò)熱法澆注能夠改善坯料的組織，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。最終確定的低過(guò)熱法澆注溫度為566℃～568℃。

　?。?）對(duì)感應(yīng)加熱過(guò)程巾的坯料組織進(jìn)行了觀察，由于ZL109合金成分接近共晶合金成分，加熱過(guò)程中共晶組織細(xì)化，在接近半固態(tài)觸變溫度時(shí)共晶組織中的蠕蟲狀和條狀組織基本消失。該合金進(jìn)行二次重熔，獲得了良好的觸變性能。通過(guò)現(xiàn)場(chǎng)加熱切割實(shí)驗(yàn)，該合金的合適半固態(tài)觸變成形溫度確定為（569±1）℃。

　?。?）接近共晶成分的ZL109鋁合金半固態(tài)鍛造過(guò)程的組織變化的特征是：低過(guò)熱澆注使坯料微觀組織的共晶硅片細(xì)化；在二次重熔時(shí)共晶組織熔解，共晶硅片進(jìn)一步細(xì)化和團(tuán)塊化；在鍛壓成形流動(dòng)過(guò)程中，合金微觀組織間發(fā)生了摩擦、變形，使得α相球團(tuán)化和共晶組織細(xì)化；在半固態(tài)鍛壓成形零件熱處理過(guò)程中，共晶組織中的α相向初生α相聚集成球團(tuán)狀，而共晶組織中的硅顆粒聚集成團(tuán)塊硅相。

　?。?）半固態(tài)二次重熔主要是共晶組織的熔解，由于ZL109鋁合金的初生α相量少且骨架較弱，因此重熔溫度范圍窄，二次重熔溫度是半固態(tài)鑄造工藝過(guò)程中的關(guān)鍵控制參數(shù)。

　　（5）ZL109合金在熱處理后的塑性指標(biāo)有明顯的提高，一般鑄造方法的鑄件伸長(zhǎng)率為0，而本試驗(yàn)中鑄件的平均伸長(zhǎng)率為1.42%。

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