*牛海俠，朱松波，張 瓊

（1.安徽三聯(lián)學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，安徽，合肥 230601；2.天津津航計(jì)算技術(shù)研究所，天津 300000）

0 前言

半固態(tài)成形技術(shù)(Semi-Solid Processing，SSP)是由美國(guó)麻省理工學(xué)院Flemings M C[1]教授首先提出的，至今已近50年。由于成形的零件尺寸精度較高，實(shí)現(xiàn)了少切削、無(wú)切削，被稱(chēng)為近凈成形技術(shù)，為節(jié)能減排、綠色制造做出積極的貢獻(xiàn)，有較好的發(fā)展前景。

半固態(tài)成形技術(shù)結(jié)合了鑄造和模鍛的優(yōu)點(diǎn)，成形的步驟是：首先制備半固態(tài)漿料，其次在半固態(tài)溫度區(qū)間（固相線和液相線之間）用漿料充填型腔，完成零件的成形。半固態(tài)漿料的制備過(guò)程是將原始坯料加熱到半固態(tài)溫度區(qū)間保溫一定時(shí)間，在冷卻時(shí)，用電磁攪拌[2]等方式控制金屬的結(jié)晶過(guò)程，得到晶粒細(xì)小、球狀的半固態(tài)漿料組織[3]。這種漿料最主要的特點(diǎn)是，在一定體積分?jǐn)?shù)的液相中均勻懸浮著固相球狀顆粒[4]，使其在成形中具有良好的流變性能，降低材料的變形抗力。半固態(tài)成形工藝不斷改進(jìn)，能夠成形出組織致密度較高、綜合力學(xué)性能好、形狀較復(fù)雜的零件。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本實(shí)驗(yàn)材料為A357，屬于鑄造鋁合金。半固態(tài)坯料由北京有色金屬研究總院通過(guò)電磁攪拌制備，原始尺寸為φ70×320 mm，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 A357的化學(xué)成分表Table 1 A357 chemical composition table

分別在棒料外層、半徑1/2處和棒料心部各取1個(gè)試樣，加工成10×10×5 mm 的金相試樣塊，研磨、拋光后用16.7%的NaOH 溶液腐蝕1 min，在金相顯微鏡下觀察初始態(tài)顯微組織，如圖1。

圖1 半固態(tài)坯料的原始組織Fig 1 A357 chemical composition table

由圖1（a）和圖1（b）可看出，鑄態(tài)的枝晶組織被打破，組織基本上是非枝晶，顆粒呈現(xiàn)近球狀，圓整度較好，是比較典型的半固態(tài)組織。由圖1（c）可看出，心部的球化效果較差一些，部分區(qū)域還存在一些枝晶組織，主要是電磁攪拌制坯過(guò)程中，心部受到的電磁力較弱。由圖1 可知：初始態(tài)棒料組織整體由非枝晶組織構(gòu)成，球化效果較好。

1.2 A357半固態(tài)坯料的二次加熱

半固態(tài)坯料的二次加熱（重熔加熱）是觸變成形中的重要環(huán)節(jié)。通過(guò)二次加熱，使半固態(tài)坯料中的液相達(dá)到一定的體積分?jǐn)?shù)，有利于充填型腔。由于履帶板的尺寸較大，需要設(shè)定足夠的保溫時(shí)間使坯料燒透，溫度達(dá)到均勻一致。由DSC曲線知，A357的半固態(tài)區(qū)間為560℃～610℃，本實(shí)驗(yàn)中，采用電阻爐加熱，將二次加熱溫度設(shè)定為570℃～595 ℃左右，具體工藝曲線如圖2所示。

圖2 A357的二次加熱工藝曲線Fig. 2 A357 secondary heating process curve

2 A3 5 7 半固態(tài)觸變成形

2.1 模具設(shè)計(jì)

合理的模具結(jié)構(gòu)是成形零件的關(guān)鍵。根據(jù)履帶板件的尺寸和形狀，設(shè)計(jì)本實(shí)驗(yàn)所需要的模具，其裝配圖如圖3所示。實(shí)驗(yàn)用壓力機(jī)為Y32-300型四柱萬(wàn)能液壓機(jī)。

圖3 履帶板的模具圖Fig 3 Mold drawing of track shoe

2.2 工藝參數(shù)的選擇

合理的工藝參數(shù)是獲得性能優(yōu)良的零件的關(guān)鍵因素。半固態(tài)觸變成形中，主要的工藝參數(shù)有：成形壓力、充型速度、保壓時(shí)間和模具的預(yù)熱溫度等。

2.2.1 成形壓力

在半固態(tài)觸變成形中，漿料在一定的壓力下產(chǎn)生觸變流動(dòng)充填模具型腔。本實(shí)驗(yàn)中，綜合考慮零件的尺寸和現(xiàn)場(chǎng)條件，成形壓力分別為120 t 和200 t。

2.2.2 充型速度

為了獲得較好的零件表面質(zhì)量，確保充型過(guò)程漿料的穩(wěn)定，將充型速度設(shè)定為5 mm/s。

2.2.3 保壓時(shí)間

在實(shí)際生產(chǎn)中，保壓時(shí)間以漿料中的液相完全凝固為基本原則。在本實(shí)驗(yàn)中將保壓時(shí)間設(shè)定為25 s左右。

2.2.4 模具的預(yù)熱溫度

觸變成形開(kāi)始前，將模具預(yù)熱。選用電阻絲加熱方式，將模具預(yù)熱至330℃～350℃。

成形后的履帶板件如圖4 所示。

圖4 半固態(tài)成形的履帶板件Fig 4 Semi-solid formed track shoe

3 結(jié)果與討論

3.1 履帶板力學(xué)性能測(cè)試

為了測(cè)試熱處理工藝對(duì)履帶板力學(xué)性能的影響，做了兩組試樣，一組試樣不進(jìn)行熱處理，一組試樣經(jīng)過(guò)T6（固溶540℃×10h+170℃×10h）熱處理。拉伸實(shí)驗(yàn)在CSS-88000電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

表2 不同成形壓力和熱處理工藝下履帶板的性能指標(biāo)Tab 2 Performance index of track shoes under different forming pressures and heat treatment processes

由表2 知，履帶板件的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨成形壓力的增加而提高。經(jīng)過(guò)T6處理過(guò)的試樣，強(qiáng)度得到較大的提升，尤其是在200 t 的成形壓力下，履帶板件的尺寸精度提高，強(qiáng)度得到較大提升，充分證明提高成形壓力和進(jìn)行T6熱處理，能夠改善半固態(tài)漿料的充型能力，提高零件的致密度和力學(xué)性能。

圖5 履帶板的拉伸性能曲線Fig 5 Tensile performance curve of track shoe

圖5是拉伸試樣的載荷-位移曲線。由圖5（a）可以看出，隨著載荷的增大，工件的強(qiáng)度提高：在成形壓力為120 t 時(shí)抗拉強(qiáng)度為141.8 MPa，成形壓力提高到200 t 時(shí)，零件的抗拉強(qiáng)度174.5 MPa，提高了23%。屈服強(qiáng)度由84 MPa 提高到110 MPa，提高了31%。但斷面延伸率有所降低。

由圖5（b）看出，經(jīng)過(guò)T6熱處理，履帶板的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都增加。在120 t 的成形壓力下，經(jīng)過(guò)T6，零件的抗拉強(qiáng)度由141.8 MPa 提高到295.8 MPa，提高了108%，屈服強(qiáng)度由84 MPa 提高到244 MPa，提高高達(dá)190%。當(dāng)成形壓力為200t時(shí)，抗拉強(qiáng)度由174.5 MPa 提高到318.1 MPa，提高了82%，屈服強(qiáng)度由110 MPa 提高到252 MPa，提高了129%。由此可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)T6，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都有大幅度的提高。這主要是經(jīng)過(guò)T6熱處理，在晶界處析出的Mg2Si 第二相產(chǎn)生了固溶強(qiáng)化，在后續(xù)的顯微組織中將進(jìn)行觀察和分析。

3.2 履帶板的微觀組織觀察

微觀組織及其分布形態(tài)對(duì)零件的性能影響較大。首先將試樣加工成10×10×10的金相試樣塊，用金相砂紙依次進(jìn)行粗磨、細(xì)磨和拋光、腐蝕后，在金相顯微鏡下觀察微觀組織。圖6是在120t 的成形壓力下成形的履帶板金相組織。

圖6 120t 成形壓力下成形的履帶板的金相組織Fig 6 Metallographic structure of track shoe formed under 120t forming pressure

A357履帶板的金相組織是由近球狀的基體組織(a-A1)和共晶組織（a-Al+Si）構(gòu)成，共晶組織由白色a-Al 和黑色組織組成，包圍在基體組織外部，如圖6（a）箭頭所示。黑色組織是由β-Si、低熔點(diǎn)相以及鎂等少量元素結(jié)合在一起的塊狀組織。在固溶處理過(guò)程中，基體組織發(fā)生合并長(zhǎng)大，共晶組織也發(fā)生較大的變化，白色a-Al 更加細(xì)小，黑色組織分布更加均勻，但數(shù)量有所下降，如圖6（b）中箭頭所示。固溶處理后，共晶組織中的a-A1與基體組織存在濃度差，逐步溶解到基體中，而共晶組織中剩余較多的粗大顆粒，主要由硅元素組成，析出相則為小而圓的強(qiáng)化相，經(jīng)TEM 分析，主要為Mg2Si[5-6]，圖6（b）中的黑色點(diǎn)狀分布顆粒。而未經(jīng)熱處理的試樣中幾乎看不到彌散分布的第二相顆粒。因此，在時(shí)效過(guò)程中析出的非常細(xì)小的強(qiáng)化相Mg2Si 高度彌散分布在晶內(nèi)和晶界處，這對(duì)零件強(qiáng)度和硬度提高非常有利。

β-Si的分布密度反映了低熔點(diǎn)相與少量元素在基體內(nèi)的溶解情況，β-Si 分布密度越大，低熔點(diǎn)相和少量元素的溶解量越大。在540℃固溶處理時(shí)，鎂與少量元素不斷溶入基體中，使基體的過(guò)飽和度增大，形成固溶強(qiáng)化。在時(shí)效過(guò)程中，鎂元素不斷以Mg2Si 強(qiáng)化相的形式析出，零件強(qiáng)度和硬度得到提高。

由此，在T6熱處理過(guò)程中，從過(guò)飽和的基體中不斷析出強(qiáng)化相Mg2Si，并高度彌散分布在晶粒內(nèi)部與晶界處，促使A357鋁合金件的強(qiáng)度、硬度提高。

圖7 是在200 t 成形壓力下履帶板的金相組織，成形壓力提高，零件的強(qiáng)度提高。由圖7 可以看出，金相組織較圖6中的顯微組織要致密、均勻，增大成形壓力，試樣中的孔洞率降低，晶粒之間的距離被壓縮，半固態(tài)合金在沖頭壓力下得到補(bǔ)縮，在較高的壓力作用下，半固態(tài)合金對(duì)內(nèi)部的顯微孔洞的滲透能力增強(qiáng)，組織內(nèi)部更加緊密。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是壓力升高，合金中氣體的溶解度提高，但在高壓下的半固態(tài)合金中，氣孔的形核和長(zhǎng)大都受到很大的阻礙，致孔洞率下降，這個(gè)結(jié)論對(duì)提高半固態(tài)成形件的內(nèi)部質(zhì)量非常重要：成形壓力越大，零件的微觀組織致密度越大，對(duì)抗拉強(qiáng)度的貢獻(xiàn)也大，零件綜合力學(xué)性能就越高。

由圖7可看出，經(jīng)過(guò)T6熱處理后，履帶板的晶粒尺寸較小，在晶界、晶內(nèi)高度彌散分布Mg2Si強(qiáng)化相，固溶強(qiáng)化作用非常明顯，如圖7（b）。

圖7 200t 成形壓力成形的履帶板的金相組織Fig. 7 Metallographic structure of track shoe formed under 200t forming pressure

4 結(jié)論

1.通過(guò)對(duì)半固態(tài)成形件履帶板的金相組織觀察和力學(xué)性能測(cè)試，提高成形壓力，半固態(tài)合金對(duì)內(nèi)部的顯微孔洞的滲透能力增強(qiáng)，零件內(nèi)部的顯微組織更加致密、均勻，孔洞率降低。當(dāng)成形壓力由120 t 提高到200 t 時(shí)，材料的抗拉強(qiáng)度提高了23%，屈服強(qiáng)度提高了32%。

2.經(jīng)過(guò)T6熱處理，從過(guò)飽和的基體中不斷析出強(qiáng)化相Mg2Si 并高度彌散分布在晶粒內(nèi)部與晶界處，履帶板的強(qiáng)度得到較大提高。在120 t 成形壓力下，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了108%和190%，在200 t 的成形壓力下，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了82%和129%。由此可見(jiàn)，T6熱處理比增加成形力更能顯著提高零件的強(qiáng)度。