非桂枝晶a357铝合金坯料电磁感应加热组织演变规律

非桂枝晶a357铝合金坯料电磁感应加热组织演变规律

自20世纪70年代初金属半成形技术出版以来，经过多年的研究和开发，金属半成形技术在汽车零件件件行业得到了应用。铝合金半固态触变成形技术主要包括非树枝晶坯料制备、非树枝晶坯料半固态重熔以及半固态触变成形等,其中坯料重熔在半固态触变成形工艺中的作用,在于获得不同工艺所需的固相率、一定尺寸晶粒和使非枝晶组织逐渐长大并转化为球状晶粒组织,为触变成形创造有利条件。半固态坯料重熔的方式有多种,比如保温法、电磁感应加热法等,本研究使用电磁感应法对坯料实施二次感应加热。近几年来,研究了铝合金在半固态重熔阶段的微观组织和晶粒长大过程的动力演变机制,但缺乏使用理论模型进行分析。本课题对电磁感应加热的A357合金坯料进行定量金相分析,借助理论模型探讨其晶粒演变机制,为坯料组织的控制提供借鉴。1试验材料和工艺1.1圆网状非枝条晶坯料的制备本试验采用A357铝合金为原料,其成分见表1。材料的制备采用电磁连铸技术,将原料制成72mm的圆棒状非树枝晶坯料,然后截成长度为140mm的棒状坯料。在随后的二次加热工艺中,采用美国IHS公司的旋转式八工位中频感应加热装置,控制加热功率先大后小,以保证坯料的温度均匀。1.2坯料加热后温度变化的观察和测量将连铸后的棒状坯料置于感应加热装置上,调整各工位加热时间均为36s,设备加热功率为75kW;当加热到第4个工位结束时,立即停止电磁感应加热,取下坯料水淬,编号为4号,依此类推,分别将坯料感应加热到第5、6、7、8个工位结束并水淬,分别编为5、6、7、8号,留待组织观测。为了得到电磁感应加热过程中坯料的温度变化,在坯料拟观察金相的部位附近钻5mm×35mm的孔,当电磁感应加热到预定工位时停止,并立即将热电偶插入孔中,读取温度数据。在水淬后的坯料上分别按图1所示位置在其上、中、下3处的中心部位截取制成金相试样,经粗磨、细磨、抛光后用体积分数为0.4%的HF溶液腐蚀,用Nikon金相显微镜随机拍取试样3个不同视野的显微组织。采用图像分析软件定量计算每个部位的α-Al晶粒度大小、形状系数和固相率,为Ostwaldripening理论计算晶粒长大指数提供基础数据。平均晶粒度的计算方法是在金相照片的二维图像中,每隔2°取一条通过初生α-Al晶粒质心的直径,然后计算所有数据平均值作为初生α-Al晶粒的平均直径;形状系数Fc的计算方法使用Fc=P24πA(式中,P、A分别表示初生α-Al晶粒的周长和面积),该数值为1时代表圆形,数值越小越远离圆形;而固相率是通过测量初生α-Al晶粒所占比例来估算的。2试验结果与分析2.1热反应加热温度电磁感应加热坯料在不同工位和不同部位的温度数据见表2。由表2可知,坯料上、中、下3个部位经过电磁感应加热后的温度都比较均匀,且从第4工位到第8工位加热的温度变化亦较为平稳。相应的金相组织见图2～图4,其中灰白色部分为初生α-Al组织,暗黑色部分为共晶组织。从原始坯料加热到第4工位时(此时的温度为844K),初生α-Al晶粒组织已变得相当粗大,随着电磁感应加热的继续,液相比例逐渐增加,晶粒逐渐变小,且形状系数逐渐改善。上、中、下不同部位表现出了大致相同的组织变化趋势,但图4所示的坯料下部在感应加热到第8工位时,液相明显增多,这是由于坯料中存在的液相因重力作用向下流动所致。2.2坯料的均匀性对于平均晶粒度为34.3μm的原始坯料中心部位在不同感应加热工位所对应的晶粒度变化见图5。通过计算得出,在第6工位(303s)加热结束后,平均晶粒尺寸达到最大,在坯料上、中、下部位分别为102.7、113.4、111.8μm;感应加热结束后分别为87.8、85.0、84.9μm。可见坯料的晶粒大小基本趋于一致,显示了较好的组织均匀性。定量解析得到的固相率和形状系数的变化规律见图6。坯料下部组织的固相率始终低于上部和中间部位,这是因重力作用引起的。从感应加热的第6工位到第7工位3个部位的晶粒形状系数变化显著,而从第7工位到最终的第8工位变化则比较平稳,这说明半固态组织的球化过程基本上在第7工位的加热中完成,晶粒平均直径的减少说明晶粒的细化和球化在同时进行。2.3早期的os体晶体生长和晶体结构铝合金坯料在电磁感应加热过程中的组织大致可分为共晶组织的熔化和初生α-Al晶粒球化并细化2个阶段。首先,处在晶界的低熔点共晶组织开始熔化,产生少量的液相,使晶格取向相近的相邻α-Al晶粒合并生长,在晶粒较快长大的同时,细小的初生α-Al晶粒迅速合并粗化,且伴随着系统能量的迅速降低。在初生α-Al晶粒的球化细化阶段,根据Wrtten和Sander提出的扩散有限聚合(DLA)模型,晶粒表面能高的地方熔点低,易于优先熔化。因此,晶粒的棱角部位首先熔化进入液相;同时由于存在液/固相界面张力的作用,根据最小表面能原理,初生α-Al晶粒向四周均匀长大,逐渐变得更加圆整。此阶段α-Al晶粒仍然以合并方式生长;随着感应加热的进行,液相逐渐增加,初生α-Al晶粒逐渐被隔断分离,满足Ostwald模型长大的物理条件,α-Al晶粒按Ostwald机制生长,其理论方程为:式中,d0、d分别为原始组织和t时刻的晶粒直径,μm;n为长大因子;t为加热时间,s;k可用下式描述:式中,D为元素扩散系数,m2/s;V为原子的体积,m3;C(∞)为基体中合金元素的浓度;σ为界面能,J/m2;kb为波尔兹曼常数,J/K;T为热力学温度,K;而式中,D0为扩散常数,m2/s;Q为扩散激活能,J/mol;R为气体常数,J/(mol·K);查阅相关文献得到,VSi=1.007×10-29m3;C(∞)=0.12;σ=0.12J/m2;R=8.3145J/(mol·K);kb=1.38×10-23J/K;D0=2.56×10-4m2/s;Q=1.37×105J/mol。由于共晶组织中Si原子在晶界扩散系数比同温度下晶内扩散系数约快5个数量级,而在液态的扩散系数比同温度下晶界扩散系数快2个数量级。据式(1)～式(3)和试验结果推算出的长大因子见图7,其变化范围在2.20～2.70之间。当长大因子越逼近3则晶粒越细小,形状系数越小。其中上、中、下在第8个工位加热结束后的长大因子n分别为2.60、2.62和2.61。2.4感应加热时间选择与试验材料相近的A356坯料进行了晶粒控制的尝试。已知原始坯料的平均晶粒尺寸为30.8μm,坯料成形前的温度为863K,晶粒长大因子取2.70。从预设的最终晶粒度目标值为65μm出发,利用上述公式计算得出感应加热时间约为285s,远低于此前的405s。为实现这一指标,本研究采用了增大加热功率(由原来的75kW增至90kW)并减少加热时间(由原来的405s减少到285s)的方法,结果见图8。试验操作时具体数值略有小幅变动,实际感应加热时间为314s,坯料最终温度为858K,平均晶粒度为66.3μm,形状系数为0.73。据此实际数据再计算得出长大因子指数为2.68,与2.70的取值十分接近,其感应加热时间相差约30s。感应加热后A356初生α-Al晶粒比A357铝合金初生α-Al晶粒减少了21.9%,在原始坯料相近的情况下取得了良好的细化效果。3os体晶粒生长和尺寸计算(1)A357铝合金半固态坯料在电磁感应加热过程中组织演变分为2个阶段,首先出现共晶组织的熔化,晶粒以合并长大方式生长,晶粒尺寸持续增大;接着初生α