曹苗，趙娟娟，張琦

（1.西安交通大學(xué) 機械工程學(xué)院，西安 710049；2.華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國家重點實驗室，武漢 430074）

隨著能源與環(huán)境問題的日益嚴峻，航空、航天、船舶等領(lǐng)域?qū)p量化的要求越來越高，使用高性能鋁合金零構(gòu)件代替鋼鐵制件已成為輕量化的主要手段之一[1]。變形鋁合金是一種通過沖壓、軋制、擠壓等工藝，使其組織和形狀發(fā)生變化的鋁合金，其具有優(yōu)異的力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域[2]。變形鋁合金Si 和Fe 含量較高，如6×××、7×××鋁合金等，導(dǎo)致材料的流動性能差，難以采用鑄造工藝實現(xiàn)薄壁及厚壁零件的成形制造，而采用鍛造工藝則只能成形形狀簡單的零件且所需的成形抗力大。半固態(tài)金屬成形技術(shù)是一種綜合了液態(tài)鑄造流動性強和固態(tài)鍛造力學(xué)性能高的金屬零件先進成形方法[3]。半固態(tài)金屬成形技術(shù)通過對具有均勻分布球狀組織的固-液混合漿料或坯料進行鑄造、擠壓或鍛造，成形零件的方法，其成形溫度介于固相線與液相線之間，它被譽為21 世紀最有發(fā)展前景的綠色制造技術(shù)之一[4]。

半固態(tài)金屬成形技術(shù)的基礎(chǔ)在于半固態(tài)球狀晶粒的制備。應(yīng)變誘發(fā)熔化激活法（Strain induced melt activation，簡稱SIMA）是工業(yè)中常用的半固態(tài)金屬材料制備方法之一。SIMA 法是將該金屬坯料進行大變形量的塑性變形，通過變形破碎原材料組織，在坯料的組織中儲存變形能量，然后按需要將經(jīng)過變形的金屬切成一定大小，將其在半固態(tài)溫度區(qū)間進行等溫熱處理，獲得具有球狀組織的半固態(tài)材料[5]。該方法不需要復(fù)雜設(shè)備，制備的半固態(tài)金屬坯料純凈，而且制備出的球狀組織較電磁攪拌法更加圓整[6]，但是現(xiàn)有SIMA 工藝存在材料制備效率低的問題，不利于工業(yè)化生產(chǎn)應(yīng)用。如何簡化工序、探索新的預(yù)變形工藝以高效制備出優(yōu)質(zhì)的半固態(tài)坯料是本領(lǐng)域的研究熱點。目前的SIMA 法制備半固態(tài)坯料/漿料所需的預(yù)變形量較大，而現(xiàn)有工藝和設(shè)備限制，導(dǎo)致需要經(jīng)過多道次變形才能達到應(yīng)變量目標，變形過程中需要對試樣進行加熱，進而造成生產(chǎn)效率低。

文中針對變形鋁合金半固態(tài)材料的制備提出了一種高效率的旋轉(zhuǎn)鍛造應(yīng)變誘發(fā)法（Rotary swaging strain induced melt activation，簡稱RSSIMA），并重點對半固態(tài)變形鋁合金材料制備過程的球狀晶粒的生長機制進行了研究。

1 試驗

1.1 材料

所選用的原材料為完全退火態(tài)的6061 鋁合金，其化學(xué)成分如表1 所示。圖1 為完全退火態(tài)的6061鋁合金微觀組織，可以看出，組織主要由α-Al 和β-Mg2Si 相組成，其中β相呈顆粒狀，均勻彌散分布在α相上[7]。

表1 6061 鋁合金材料的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy material (mass fraction) %

圖1 6061 鋁合金原始棒材的金相組織Fig.1 Microstructure of as-received 6061 aluminum alloy

1.2 RSSIMA 法工藝原理

旋轉(zhuǎn)鍛造工藝引入SIMA 法的預(yù)變形工序，提出旋轉(zhuǎn)鍛造應(yīng)變誘發(fā)熔化激活法（RSSIMA），工藝原理如圖2 所示。該方法主要包括兩個步驟，原材料旋轉(zhuǎn)鍛造和半固態(tài)等溫熱處理。工藝要點是：在室溫下，對傳統(tǒng)連鑄方法獲得的銅合金棒料或者管料進行旋轉(zhuǎn)鍛造，使金屬棒料發(fā)生劇烈的冷變形，然后再對變形后的坯料在其固液兩相溫度區(qū)間內(nèi)進行半固態(tài)等溫熱處理，即可獲得具有球狀的銅合金半固態(tài)坯料。旋轉(zhuǎn)鍛造成形過程中，坯料受三向應(yīng)力作用，成形后的金屬組織致密，塑性變形均勻，可成形低塑性合金。經(jīng)過等溫熱處理后，棒料邊緣和中心的球狀晶粒的尺寸和形狀一致性好。與其他SIMA 法常用大塑性預(yù)變形方式相比，其優(yōu)勢在于高頻鍛打使坯料鍛透性好、變形均勻、不經(jīng)預(yù)熱就能實現(xiàn)棒料的大塑性變形；自動化程度高，生產(chǎn)效率高：典型的一個旋轉(zhuǎn)鍛造工序加工周期在12～30 s 之間，材料進給速度為 6～8 m/min；可連續(xù)加工長棒料，因此，RSSIMA 法在提高半固態(tài)坯料生產(chǎn)效率方面具有明顯優(yōu)勢，主要表現(xiàn)在：①旋轉(zhuǎn)鍛造能夠在常溫下對長棒料連續(xù)不間斷成形，且變形均勻，半固態(tài)等溫熱處理后獲得的半固態(tài)坯料組織一致性好；② 旋轉(zhuǎn)鍛造設(shè)備自動化程度高，生產(chǎn)效率高，可以多臺設(shè)備組成生產(chǎn)線，自動化程度高，最大限度地提高預(yù)變形生產(chǎn)效率；③旋轉(zhuǎn)鍛造設(shè)備、下料裝置、工業(yè)熱處理爐銜接方便，適合組成半固態(tài)金屬坯料生產(chǎn)線。

圖2 RSSIMA 法的工藝原理示意圖Fig.2 Flow chart of RSSIMA process

1.3 試驗方法

采用METTLER TOLEDO TGA/DSC3+熱重分析儀，用氧化鋁坩堝放置試樣，試樣的質(zhì)量為16.338 mg，用流量30 mL/min 的氮氣作為保護氣體防止試樣氧化，然后以5 ℃/min的加熱速率把試樣從室溫加熱到800 ℃，所得DSC 曲線如圖3 所示。由切線法得出該6061 鋁合金的固-液兩相區(qū)溫度區(qū)間為579.3～658.8 ℃。

圖3 6061 鋁合金的DSC 試驗曲線Fig.3 DSC curve of 6061 aluminum alloy

將直徑為18 mm 的棒料通過旋鍛變形獲得直徑為10 mm 的棒料（即旋鍛應(yīng)變量為0.44），隨后切割成長度為10 mm 的試樣，在不同的等溫熱處理條件下進行處理，以獲得半固態(tài)組織。隨后在光學(xué)顯微鏡下觀察，獲得半固態(tài)組織形態(tài)隨預(yù)變形及不同熱處理條件變化過程，并最終確定RSSIMA 法制備6061 半固態(tài)坯料最佳工藝。

為觀察試樣的金相微觀組織，需對試樣進行一定的處理，處理過程：用粗的水砂紙打磨平整后，分別用600#，800#，1000#，1500#的金相砂紙依次進行磨制，直至試樣表面沒有明顯劃痕；采用機械拋光機進行拋光，直至試樣表面光亮無劃痕，拋光時注意拋磨的方向及所需要添加的拋光劑。用配制的質(zhì)量分數(shù)為5%的氫氟酸對試樣進行腐蝕，腐蝕時間約為80 s，腐蝕后立即用酒精清洗，吹風(fēng)機吹干，以防過腐蝕。隨后采用NIKANG 顯微鏡觀察材料的微觀組織，并采用圖像分析軟件Image-Pro Plus 對半固態(tài)坯料的微觀組織進行定量分析，以獲得晶粒平均尺寸Deq和形狀系數(shù)Feq，其公式如下：

式中：A為所測晶粒的面積（μm2）；P為所測晶粒的周長（μm）；N為所測量范圍內(nèi)晶粒的總個數(shù)。

2 結(jié)果與分析

2.1 等溫熱處理過程中半固態(tài)組織的轉(zhuǎn)變過程

圖4 所示為等溫熱處理溫度為610 ℃時保溫5～15 min 的半固態(tài)微觀組織。由于保溫溫度相對較低，當保溫時間為5 min 時，組織首先發(fā)生再結(jié)晶，隨后低熔點相及能量較高的位置處開始熔化，形成如圖4a 所示的面積較大且邊界不規(guī)則的固相顆粒。由圖4b 可知，當保溫時間增加到10 min 時，β相開始逐漸滲入固相晶粒內(nèi)部，形成小的近球狀固態(tài)晶粒。由于保溫溫度較低且保溫時間短，液相不能完全滲入晶粒內(nèi)，故形成大量不連續(xù)的液相邊界。當保溫時間增加到15 min 時，液相繼續(xù)滲透固相晶粒，最后使液相邊界相對更加連續(xù)。

圖5 所示為等溫熱處理溫度為620 ℃時保溫3～15 min 的半固態(tài)微觀組織。從圖5a 可以看出，當保溫3 min 時，大量液相滲入固相晶粒，晶界基本完全被液相浸潤，從而形成細小的近球狀組織；但由于保溫時間短，存在部分面積較大且圓整度較差的固相晶粒。當保溫時間增加到5 min 時，上述形狀不規(guī)則的大晶粒消失，形成小的近球狀的固相顆粒。隨著保溫時間的增加，晶粒尺寸明顯長大，液相邊界的厚度也逐漸增加。由圖5b—d 可以看到，有相鄰晶粒之間相互連接（如圖5 中晶粒A 和B）[8]，且隨著保溫時間的上升該現(xiàn)象逐漸減少。同時，在直徑較大的固相晶粒間的交界處出現(xiàn)一些面積較小的固相晶粒（如圖5c—d 中箭頭所示），這種現(xiàn)象隨著保溫時間的上升而逐漸增多，且大晶粒和小晶粒的尺寸差逐漸增大，這是由晶粒長大產(chǎn)生的。

圖4 熱處理溫度為610 ℃下的半固態(tài)6061 鋁合金微觀組織Fig.4 Microstructures of semi-solid 6061 aluminum alloy in heat treatment at 610 ℃

圖5 熱處理溫度為620 ℃下的半固態(tài)6061 鋁合金微觀組織Fig.5 Microstructures of semi-solid 6061 aluminum alloy in heat treatment at 620 ℃

在半固態(tài)組織轉(zhuǎn)變過程中，晶粒的長大主要由晶粒合并長大和Ostwald 熟化兩種機制共同作用[9]。兩種機制的動力都是通過降低界面能以減小固-液相接觸面積，從而使基體處于低能量穩(wěn)定狀態(tài)。晶粒合并長大作用是由尺寸相差不大的兩個或多個晶?；ハ嘟佑|，相接處的邊界逐漸增大，最后合并為一個晶粒（如晶粒A 和B）。Ostwald 熟化機制是固相顆粒由于尺寸相差較大而在晶界處產(chǎn)生一定的濃度梯度，致使小晶粒逐漸消熔，在大尺寸晶粒處析出固相，從而減小組織整體晶界能，并增大整體晶粒尺寸，所以，晶粒長大的實質(zhì)就是分子擴散的過程，而擴散距離和濃度梯度直接影響到分子的擴散快慢。被液相隔離的兩晶粒與相鄰兩晶粒間的原子擴散速度相對要小，因為晶粒間的距離越大，原子擴散速度相對越慢，且大晶粒間的原子擴散速度小于小晶粒間的原子擴散速度。由此可見，Ostwald 熟化長大的速率要小于晶粒合并長大的速率[10]。

當保溫5 min 時晶粒尺寸約為48.6 μm，隨著保溫時間的增加，保溫時間分別為10 min 和15 min 時，晶粒尺寸分別為58.3 μm 和70.5 μm。表明隨著保溫時間的增加，晶粒合并粗化作用逐漸減弱，當保溫15 min 時Ostwald 熟化占主導(dǎo)作用。

圖6 所示為在630 ℃下保溫3～15 min 的微觀組織。當保溫3 min 時，由于溫度相對較高，液相可以快速滲入固相晶粒，形成細小均勻的近球狀組織。當保溫時間增加到5～15 min 時，可以看到球狀晶粒尺寸有明顯的增長，球狀晶粒圓整度提高。保溫時間超過10 min 時，組織中晶粒尺寸存在較大差距，說明一些小的固相晶粒逐漸熔化（箭頭所示），以降低晶粒表面的能量梯度，因此保溫時間超過10 min 時，Ostwald 熟化機制開始逐漸占主導(dǎo)作用。

圖6 熱處理溫度為630 ℃下的半固態(tài)6061 鋁合金微觀組織Fig.6 Microstructures of semi-solid 6061 aluminum alloy in heat treatment at 630 ℃

圖7 熱處理溫度為640 ℃下的半固態(tài)6061 鋁合金微觀組織Fig.7 Microstructures of semi-solid 6061 aluminum alloy in heat treatment at 640 ℃

圖7 為640 ℃下保溫3～15 min 的微觀組織。在640 ℃下保溫3 min 時，與圖a 相比晶粒尺寸相對有所增長，但圓整度較好；但有較多固相晶粒相互連接，說明在該過程中晶粒的長大方式主要為合并長大。在640 ℃下當保溫5～15 min 時（圖7b—d），隨著保溫時間的增加，晶粒尺寸增大，組織中晶粒尺寸的差距逐漸增大。盡管組織中依然存在有固相晶粒相連接的現(xiàn)象，但是與圖5 相比其數(shù)量較少，所以認為在此過程中Ostwald 熟化機制占主要作用。當保溫時間超過10 min 時，晶粒尺寸較大，且組織不均勻，這將會對材料的力學(xué)性能產(chǎn)生不利的影響[9,11]。

對620～640 ℃溫度下保溫不同時間后6061 半固態(tài)材料的微觀組織進行定量分析，如圖8 所示。圖8a和b 分別為不同溫度下平均晶粒尺寸和平均形狀系數(shù)隨保溫時間的變化曲線?？梢钥闯觯? min 時由于材料加熱時間短，不同保溫溫度下再結(jié)晶程度不同；當保溫時間大于5 min 時球狀晶粒尺寸隨著熱處理溫度升高和保溫時間的增加而增大，其形狀更加圓整。另外，當保溫時間達到5 min 時，晶粒圓整度較好，約為0.78，且隨著溫度的升高和保溫時間得讓增加，整體變化不大，因此綜合考慮形狀系數(shù)及晶粒尺寸，確定6061 鋁合金半固態(tài)制備合理的等溫熱處理工藝區(qū)間為：620～630 ℃溫度下保溫5 min，晶粒尺寸為48.1～52.8 μm，晶粒形狀系數(shù)為0.8～0.82。

2.2 粗化系數(shù)

研究在等溫熱處理過程中晶粒粗化機制，通常用經(jīng)典的LSW（Lifshitz，Slyozov 和Wagner）公式建立保溫時間與晶粒尺寸D之間的關(guān)系[12—13]：

式中：Dt為保溫時間為t時的晶粒尺寸（μm）；D0為原始晶粒尺寸（μm）；K為粗化速率常數(shù)；t為保溫時間（s）；n為粗化指數(shù)，主要取決于晶粒的長大化機制。

分別研究不同溫度下，晶粒尺寸與保溫時間的關(guān)系。這里將各溫度下保溫3 min 所得組織的晶粒平均直徑作為D0，通過線性擬合建立不同溫度下與保溫時間t的關(guān)系曲線，得到不同溫度下晶粒粗化常數(shù)，如圖9a 所示，可以看出，不同溫度下試驗數(shù)據(jù)進行回歸分析后，預(yù)測值與試驗數(shù)據(jù)的相關(guān)性R分別為0.978 88，0.979 71，0.980 94，表明預(yù)測值與試驗數(shù)據(jù)吻合良好，說明選取n=3 是合適的。

圖9b 為其他研究以及本研究中關(guān)于晶粒粗化常數(shù)隨熱處理溫度變化的結(jié)果。晶粒在620，630，640 ℃下晶粒粗化速率分別為625.45，841.43，1038.03 μm3/s。晶粒粗化常數(shù)隨等溫熱處理溫度的升高而變大，這與齊丕驤[2]報道的 7075SIMA 法及魏斌[14]報道的7075RAP 法中的規(guī)律一致。因為在等溫熱處理過程中，隨著保溫溫度和保溫時間的增加液相率升高，液相可以使原子擴散速率加快，進而促進球狀組織的粗化[10,15]，因此，材料加熱過程中熱處理溫度和保溫時間對固相晶粒的粗化起著關(guān)鍵作用。

圖8 熱處理后半固態(tài)6061 鋁合金的平均晶粒尺寸和形狀系數(shù)Fig.8 Average grain size and shape factor of s semi-solid 6061 aluminum alloy after heat treatment

圖9 半固態(tài)6061 鋁合金材料的球狀晶粒長大速率曲線Fig.9 Spherical grain coarsening rate curve of semi-solid 6061 aluminum alloy

Atkinson 和Liu[3]提到RAP 法制備的6061 鋁合金半固態(tài)時，由于Mn 和Cr 此類的不溶性金屬間化合物對晶粒邊界的遷移有阻礙作用，當組織中不含有Mn 和Cr 元素時，晶粒長大速率大于普通6061 鋁合金材料的晶粒長大速率。Wang 等[16]指出，SIAM 法制備6061 半固態(tài)時，晶粒的長大速率要比NLC 法小。這是由于采用SIMA 法時，材料在等溫熱處理之前經(jīng)歷了較大的塑性變形，材料在加熱時產(chǎn)生大量的再結(jié)晶晶核，因此，粗化速率常數(shù)不僅與等溫熱處理溫度和時間有關(guān)，還受合金初始微觀結(jié)構(gòu)以及成分的影響。

3 結(jié)論

1）預(yù)變形量為44%的6061 鋁合金，在620，630，640 ℃下進行等溫熱處理，結(jié)果表明球狀晶粒平均尺寸隨熱處理溫度升高和保溫時間的增加而增大；球狀晶粒形狀系數(shù)隨著等溫熱處理溫度升高和時間增加而更加增大，其形狀更加趨于球狀。RSSIMA法制備半固態(tài)6061 鋁合金材料合理等溫熱處理條件為620～630 ℃保溫5 min，晶粒尺寸為48.1～52.8 μm，晶粒形狀系數(shù)為0.8～0.82。

2）采用 LSW 公式線性擬合得到球狀晶粒在620，630，640 ℃下晶粒長大速率分別為407.45，841.43，1038.03 μm3/s，球狀晶粒長大速率隨著溫度的升高而增大，并且粗化速率常數(shù)不僅與等溫熱處理溫度有關(guān)，還受合金初始微觀結(jié)構(gòu)以及成分的影響；球狀晶粒的粗化機制為晶粒合并長大和Ostwald 熟化，并且隨著保溫時間的增加，Ostwald 熟化逐漸起主導(dǎo)作用。