文献翻译 复合1001 安子强3100706020讲解

1、本 科 毕 业 论 文 翻 译J I A N G S U U N I V E R S I T Y 本 科 毕 业 论 文 翻 译Thixoforming of EN AW-2014 alloy at high solid fraction高固相分数EN AW-2014铝合金的触变成形学院名称：材料科学与工程学院专业班级：复合材料科学与工程学生姓名：安子强 指导教师姓名：陈刚 指导教师职称：教授二一四年三月高固相分数EN AW-2014铝合金的触变成形摘要：EN AW-2014挤压型铝合金块在615时触变成形，而固相分数预计只要达到80%的温度即可。在加热和触变成形温度之间，也就是介于550和6

2、00时会发生再结晶过程，远高于A12Cu的沉淀物堵塞晶界而达到的固相线温度。由此得到的等轴多面晶粒浸润后变得越来越趋于球状。在浸润过程中，晶界布满了硅，而固溶体基质逐渐从铜上脱落。晶界的组成变得更像低熔点的AlCuSi三元共晶体而非AlCu二元共晶体，这样更有助于晶界的融化。接着液相渗透到微粒之间，或多或少的形成了晶粒网络。615时，微形态特征在10分钟就能产生，这正是形成半固态的必要条件。随之而来的变化过程中，晶粒一直都呈半固态切没有变形。触变成形的EN AW-2014铝合金块部分在水中淬火之前，已经在500的温度下均热处理2个小时，在160时历时8个小时的人工硬化使得其硬度高达160HV。

3、结果表明由再结晶重熔法生产的高强度EN AW-2014铝合金原料将是触变成形操作中一个令人满意的方式。关键词：铝合金 ；触变成形1.介绍Polmear(1996)的报道称，2XXX系列铝合金适合航空业多种结构的应用，该铝合金把铜作为主要的合金添加剂，比重低而强度高。Hatch（1984）认为，不管是轧制的还是挤压的产品，EN AW-2014铝合金都是最重要的航空合金之一。Alumatter(2010)中提及了它的典型应用，包括重型锻件，航空配件的金属板和挤压制品以及轮子和主要的结构构件。但是，Goncalvesetal(2002)争辩说铝-铜合金难以热加工的原因在于其化学成分和显微结构。故形成

4、半固态的这些合金变得相当诱人。半固态合金的形成由Flemmings(1991)提出，用于在工艺步骤缩减后，在低压下制造复杂部分。Kirkwood(1994)和Fan(2002)评估了半固态制造过程的进步，并且提出了这项创新的近净成型生产路线相较于传统方法的优势。Loue和Suery(1995)识别出了一些关键特征，能允许合金半固态的构成变为在液体基质中携带有球状晶粒的微观结构，而这种微观结构既能表现得像固体又能像液体一样流动。Tzimas和Zavaliangos(2000a)认为这种材料的可成形性主要取决于穿透球状晶粒的液相。Garat(1998)等人声称，诸如A356和A357之类的传统铸造

5、合金每年都被用来生产成百上千触变成形的汽车零件。从更高水平工艺锻造的铝合金触变成形的成分，虽然有很大的技术用途，但由于没有Liu(2003)等人所讨论的商业原料，这些合金现在还不能触变成形。Pitts和Atkinson(1998)曾论述说，考虑到组成和挤压系数不同的铝坯的工业效用，生产锻造铝合金触变成形原料的热机械加工工艺很是吸引人。Tzimas和Zavaliangos(2000b)曾对比过喷射沉积、电磁搅拌法和热机械加工法对铝合金的球状化处理程度，并得出结论，后者的等轴晶粒更适合半固态的过程。Lee和Oh(2002)曾用冷轧过的EN AW-6061铝合金获取可触变成形的球状微观结构，来制造低

6、速电动交通工具悬挂部分的转向设备。Birol(2007)也利用热机械加工过程生产用于半固态形成的EN AW-6061合金触变成形原料。Birol(2008a)发现， EN AW-6082合金的触变成形性不如挤压后的对应物，实际上，据Birol(2006,2008b)的研究，后者可用于优质的触变成形部分的制造。Birol(2009)表示，可以利用热机械加工过程从铝合金中生产出触变成形的原料。表1 目前调查中所使用的EN AW-2014铝合金的化学组成（wt%）据Young(1983)等人的演示，热机械加工过程包括为获取精细等轴微观结构而进行的高度变形合金的部分熔融。一旦温度超过了固相线的温度，树

7、状微观结构到球状微观结构的转化就依靠再结晶过程和再结晶晶粒高角晶界低熔点阶段的渗透。据Omar（2004）等人报道，以热加工和冷加工为基础（低于重结晶温度）的RAP法（再结晶重熔法）工艺，作为热机械加工过程两个变体之一，现广泛用于作业。挤压的EN AW-2014合金被等温地置于半固态温度范围内，而后压成钢模。2.实验步骤直径为154mm的EN AW-2014铝合金坯料（表一）由垂直的空气连续压入设备产出。而后，坯料被加热到460，被挤压成直径为40mm的长块（挤压率约15），然后回火。差示扫描量热法（DSC法）被用来决定固相线和液相线温度以及现在合金的凝固区间。经过切割，直径3mm，重约30m

8、g的圆盘样品被放置在用示差扫描热量仪制造的充满了保护氮气氛的氧化铝秤盘上。样品在被加热到450-700时，每分钟下降2.5。由差示扫描热量仪获取的温度曲线被用来计算不同温度下的固液比值，从后者可以估计二次加热实验法的温度。二次加热实验法被用来识别最适宜的热处理参数，来获取触变的微观特点。把所得长块按40mm分段，然后再削减为直径25mm。接着用中频电感器（9.6kHz,50kW）把这些长合金块在半固态温度范围里加热。把K型热电偶插入长合金块中心直径3mm的洞里来检测其温度，同时要采取措施把长合金块快速加热到半固态温度范围来确保重结晶的晶粒。平均的加热速度是150/min.在这个温度范围里，长块

9、被吸收长达10分钟，这样晶粒就能球化且在水里淬火。在实验室中进行的触变成形挤压试验如图2所示.用气缸来提供锻造负荷（5ton-f max）和1m/s的最大ram速度。把从EN AW-2014铝合金应用基制造的25mm*40mm的长合金块放在有感应线圈的原位锻压机里加热。这些长合金块很快就会被加热到触变成形的温度，在这个温度下均热处理5分钟然后就被压制成钢模。把两个K型热电偶放在长合金块中间至顶端10mm深的地方，来监测正在加热的长合金块。按照金相学的惯例把淬火的样品和触变成形的部分分开并准备好，在用显微镜检查之前先用Kellers溶液刻蚀。图1 二次加热实验装置组合示意图（a）加热装置（b）水

10、淬装置（c）如图组装3.结果和讨论EN AW-2014铝合金的微观结构的典型就是被热挤压的，有细长的-Al晶粒和以挤压加工方向结对的金属粒子的铝合金。这些特点证实了在压铸工艺中发生的变形在很大程度上被保留了，但却没有发生再结晶。除了固溶体铝基体，还识别出两种主要成分。虽然那些微粒额外地提升了铁，锰和硅信号，但对微粒的定量能谱仪分析（EDS）只显示了铝和铜的峰值。通过对挤压合金的XDR分析，量能谱仪分析结果被进一步地证实了，这些合金显示了不溶立方c-Al12(Fe,Mn, Cu)3Si的布拉格反射和可溶的Al2Cu的中金金属相。在图像5a里显示的是对现在合金融化间距的DSC（差示扫描量热法）光谱

11、。据估计固体和液体温度分别是528和648。虽然这个熔点范围很宽大多数铸造铝合金都是这样，由于大多数融化在超过600时发生，触变成形的区间似乎很小。图2 触变成形挤压机工作图图3 挤压后EN AW-2014铝合金棒微观结构显示图：（a）横断面（b）纵切面图4 挤压后EN AW-2014铝合金棒的X光射线衍射光谱图5 （a）差示扫描量热法扫描熔化间距（b）在熔化间距改变温度内固液体积分数的变化Atkinson等人声称触变成形应该要用原料中有30-50%液相的原料进行。现在合金相应的温度范围是623-631。但是，液相分数在这个温度范围里对温度变化的敏感度太高，以至于触变成形不能正常进行。由于液相

12、分数对温度变化的敏感度随越来越低的半固态温度而显著的下降，较低的温度更适合触变成形。但是，要想达到最好的触变成形过程，温度到底要有多低，仍然有局限。因此，现在选择了600和620来进行二次加热试验。液相分数在这个温度范围里对温度变化的敏感度下降到约0.5-1，使得过程中对半固态长合金块的处理更容易和稳定。一定程度上，通过增加均热时间，补偿了这个温度范围里液相分数低下去的部分。图6 半固态温度范围内不同温度热处理EN AW-2014铝合金块水淬微观结构图图6中（a）400，（b）500，（c）550；（d）温度维持在600的半固态均热处理等温线以外（e）5分钟后（f）10分钟后；（g）温度维持在

13、610的半固态均热处理等温线以外（h）5分钟后（i）10分钟后；（j）温度维持在620的半固态均热处理等温线以外（k）5分钟后（l）10分钟后。图6显示了在半固态温度范围里，挤压EN AW-2014长合金块加热时的微观组织演变。从加热时进行水中淬火的样本的微观结构特点可以推断出，只有温度高于550，现在的合金才能进行再结晶。随着在下一次600时二次加热中被取代的无应变等轴晶粒被拉长，从低温淬火的样本并没有再结晶。因此，毫无疑问重结晶在550-600时发生，远高于固态温度。这意味着实质上由于晶界金属间化合物微粒的阻塞，再结晶过程发展的很迟缓。对预热试验中淬火的样品的金相分析提供了可靠的证据来支持

14、这个描述。基体相亮度的变化导致了温度的升高，金属间化合物微粒的常数随之减少，在550中淬火的预热样本为X射线衍射分析（XRD分析），显示了Al2Cu和Al12(Fe, Mn, Cu)3Si混合物的布拉格反射，另一方面，在更高温度里淬火的样本的XDR光谱显示了：只有Al12(Fe, Mn, Cu)3Si明显的说明了Al2Cu不溶于高于550的固溶体基体。这个由在加热中淬火的样本的硬度测量值和半固态温度下的均热处理来证实。在550时，硬度剧烈增大后开始变小。虽然基质的再结晶被认为是导致软化的因素，仍然可以用Al2Cu析出相来描述硬度的增加。因此可以得出结论，由于 晶界Al2Cu的堵塞，再结晶过程很

15、迟缓。考虑到能谱仪轨迹中铝和铜的峰值突出，可以推断图表9中在边线处的大颗粒就是Al2Cu。这些边界物曾在Al2Cu固溶时被放出。据Atkinson等人对7075合金的报道，锻造铝合金在高于固相线温度时再结晶是很不寻常的。图7 EN AW-2014铝合金块在半固态温度范围内热处理后放入水中进行淬火处理的X射线衍射图形（a）500，（b）550，（c）600图8 EN AW-2014铝合金块在不同温度和不同均热时间（600，610，620晶轴破坏后）下的半固态温度范围内热处理后放入水中进行淬火处理的硬度测定图9 (a) 扫描电子显微照相 (b) Al2Cu粒子穿过晶界的能谱仪（EDS）分析结果图1

16、0 EN AW-2014铝合金块被加热到550，600，610后立即放入水中进行淬火处理的扫描电子显微照相。EN AW-2014铝合金块水淬后将温度保持在610 C(d) 5 分钟， (e) 10 分钟。(f) 对晶界的能谱仪（EDS）分析（1）晶粒中心（2）显示以上a-e几个条件下。图11 在晶界上共晶网络在水中进行淬火处理前形成的液态膜图12 本实验中在不同半固态温度下随时间变化晶粒尺寸的变化图13 (a)图中为EN AW-2014铝合金块在被加热到615 C并均热处理5分钟后的触变成形，(b) A位置的微观结构，(c)B位置的微观结构再结晶在600时开始生产等轴多边体晶粒，随着均热温度和

17、时间的增加，晶粒越来越趋于球状。晶粒中心和边界的能谱仪分析显示均热处理时边界布满了硅，而此时铜的固溶体基体正逐渐脱落。据Mondolfo和Chuang等人提及这使得晶界的化学物质靠近Al-Cu-Si三元共晶体的晶粒。因而对硅到晶界的偏析促进了晶界的融化。低熔点共熔相在晶粒间均热和渗透时融化，形成或多或少的淬火后的连续晶间网络。这证明了形成共晶相是在进行半固态均热处理后晶界上的主要特点（如图11）.随着均热处理的时间和温度的增加液相分数增加同时晶粒变粗。在620时晶粒细化最显著，在10分钟后形成平均粒径在74 5m的晶粒（如图12）。在此期间，晶界也变得更厚。在特殊的均热处理条件下，由于共晶相对

18、晶界的修饰不仅使液相分数增加也使-Al晶粒粗化。更粗的晶粒意味着更小的晶界面积总数和更少数量的单位共晶相晶界，因此是所有晶界间更容易全部浸润。值得注意的是晶粒内部的液相体积分数随着半固态均热处理的温度和时间的增加也在增加。这是由水淬前被称为水泡的晶粒内组成的数量和大小证明的(图6i和图l)。这个过程随着很明显能溶解的微小析出相的出现而发生，在均热处理中越来越轻(图6jl)。由图6可推断出在610和620之间形成半固态微观结构特点的必要条件是均热时间足够长使其允许颗粒球化。这也是鼓励去了解触变成形的锻制合金即使它构成不那么完美的球状晶如Tausig (2000)中图示。EN AW-2014铝合金

19、块在620的温度下均热处理5分钟和在610下均热处理10分钟的微观结构是几乎完全一样的，所以建议均热处理时用处理的时间和温度来相互弥补另一项达不到的要求，温度在610到620之间认为是触变成形实验最合乎标准的温度。因此，最初一系列EN AW-2014铝合金块的触变成形实验的温度在615，并且在此温度均热处理5至10分钟。因此触变成形部分显微结构的特点具有半固态处理的特点。生产一块EN AW-2014铝合金块在被加热到615时进行触变成形，并在此温度下均热处理5分钟说明了这个成型过程的确发生在半固态，证明半固态没有晶粒变形（图13）。在615下触变成形，从差示扫描量热曲线上来看，液相占20%的比例显然是达到了。然而，在这个温度下可能有超过2