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        半連續(xù)鑄造亞共晶Al-Si合金的晶粒細(xì)化研究進(jìn)展

        2023-12-05 09:01:20馬鴻彬林順巖褚慶元
        有色金屬加工 2023年5期

        馬 韜,馬鴻彬,蔣 斌,林順巖,褚慶元

        (1.元泰高導(dǎo)材料(山西)有限公司,山西 呂梁 035300;2.元泰高導(dǎo)材料(山西)研究院,山西 呂梁 035300)

        Al-Si合金已在汽車輕量化、3C電子通訊、船舶工業(yè)等領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用。利用Al-Si合金優(yōu)良的可鑄造性,可生產(chǎn)形狀復(fù)雜的汽車車身薄壁件、發(fā)動機(jī)缸體和智能手機(jī)中板等;利用該合金共晶組織低熔點、高流動性特點,可作為汽車散熱器用于釬焊的皮材;利用該合金較好的高溫性能及良好的耐磨性能,可用于各種發(fā)動機(jī)的活塞材料等。

        二元Al-Si合金的力學(xué)性能主要取決于Si粒子的形狀和分布形態(tài),從組織角度來看,不論是共晶硅還是初晶硅,如果既細(xì)又圓同時分布均勻,則合金既有高的塑性,又有相當(dāng)高的強(qiáng)度。鋁硅合金的顯微組織強(qiáng)烈地依賴于成分和鑄造工藝??焖倮鋮s可以形成細(xì)小的共晶組織、小的枝晶胞、小的臂間距和小的晶粒尺寸。晶粒尺寸和枝晶臂間距主要由冷卻和凝固速度控制。熔體處理、冷卻條件對凝固金屬向結(jié)晶器的傳熱有顯著影響,對獲得良好的鑄件質(zhì)量起著重要作用。

        目前,Al-Si合金的晶粒細(xì)化,尤其是大規(guī)格Al-Si合金的晶粒細(xì)化,一直是工業(yè)化生產(chǎn)的難點和研究的熱點。鋁硅合金的緩慢凝固,導(dǎo)致了在鋁基體中共晶硅呈大片或針狀,這種硅的形態(tài)通常被稱為針狀硅,如圖1。未經(jīng)細(xì)化變質(zhì)處理的Al-Si合金中,存在著粗大的α-Al樹枝晶、粗大塊狀初晶硅和粗大長針狀脆性的共晶硅組織,嚴(yán)重割裂基體,惡化合金的力學(xué)性能和切削加工性能,極大削弱了合金的強(qiáng)度與塑性,很大程度上制約了Al-Si合金優(yōu)勢的發(fā)揮和實際應(yīng)用。

        通過添加含有形核質(zhì)點的細(xì)化劑,來調(diào)控凝固過程中α-Al的形核與長大,配合Na、Sr、Sb、Er和RE等元素復(fù)合變質(zhì),細(xì)化共晶硅組織來提高材料的強(qiáng)度和塑性。細(xì)化變質(zhì)處理需任何特殊設(shè)備,只需添加少量變質(zhì)元素,實現(xiàn)對其中α-Al相、共晶硅、富Fe相、細(xì)化初生硅等的有效調(diào)控,具有成本低、方法簡單、效果顯著等特點,已成為改善Al-Si合金組織、提高性能最有效的途徑,是目前Al-Si合金生產(chǎn)應(yīng)用最常用的方法[2]。但因為Al-Si合金中各元素交互作用和變質(zhì)細(xì)化的局限,合金晶粒變質(zhì)細(xì)化效果不盡人意,尤其是在工業(yè)化生產(chǎn)Φ250mm圓鑄錠以上規(guī)格Al-Si類合金鑄錠時,尺寸較大的共晶組織會遺傳到后續(xù)的變形加工組織中,對合金擠壓/鍛造加工的鋁材性能產(chǎn)生極大的不利影響,如圖2所示[3]。

        近年來對單一變質(zhì)元素變質(zhì)作用機(jī)理和效果的研究進(jìn)展迅速,先后發(fā)現(xiàn)了 Na、Sr、Sb、P、Ti、Mn和RE等都對鑄造鋁硅合金有一定的變質(zhì)作用,并且對變質(zhì)時效性以及經(jīng)濟(jì)性都有了充分認(rèn)識。與此同時,也有許多研究者開始關(guān)注多元素的交互變質(zhì)作用并在Sr-X、P-X、Mn-X、Ti-X等二元交互變質(zhì)方面取得了重要成果,使變質(zhì)技術(shù)更加經(jīng)濟(jì)、有效和靈活[2]。變質(zhì)處理改善Al-Si合金組織這方面的相關(guān)研究文獻(xiàn)較多,尤其是研究二元或二元以上元素復(fù)合變質(zhì)細(xì)化的交互作用及細(xì)化機(jī)理的文獻(xiàn),包括Al-Si合金熔體過熱混合熱處理等[4-8]但有些文獻(xiàn)報道的研究結(jié)果互相矛盾。如姚巍等[9]采取Sr和含Ti的晶粒細(xì)化劑復(fù)合變質(zhì)ZD101A亞共晶鋁合金,其共晶硅相均勻細(xì)小呈纖維狀,鋁相球化,分布均勻,變質(zhì)狀態(tài)良好,力學(xué)性能穩(wěn)定,獲得了較好的效果;而更多的研究表明[10-14],對于鑄造A1-Si合金,Al-B中間合金比Al-5Ti-1B中間合金具有更為優(yōu)異的細(xì)化能力。廖恒成[15]的研究結(jié)果也表明,在近共晶Al-Si合金中,Al-5Ti-1B中間合金并未顯示出顯著晶粒細(xì)化作用,而且發(fā)現(xiàn)它還對Sr的變質(zhì)效果產(chǎn)生嚴(yán)重的“毒化”效應(yīng)。近年來開發(fā)的快速凝固、電磁攪拌、超聲處理、機(jī)械振動等復(fù)合變質(zhì)細(xì)化Al-Si合金組織的方法,因受生產(chǎn)設(shè)備條件、鑄錠形狀及規(guī)格的限制,在實際工業(yè)化生產(chǎn)中的效果差強(qiáng)人意。

        蘇州某公司工業(yè)化生產(chǎn)了亞共晶AHS鋁合金、4032鋁合金,均采用Al-B與Al-Sr復(fù)合變質(zhì)細(xì)化,并根據(jù)Al-Si合金的凝固特性,優(yōu)化了鑄造工藝,盡可能地降低了B、Sr相互作用形成SrB6毒化的不利影響,生產(chǎn)的Φ250 mm規(guī)格的Al-Si合金鑄錠芯部最大晶粒度控制在4級以下(8級低倍晶粒度標(biāo)準(zhǔn)),獲得了較滿意的效果,但離期望的要求還有一定差距(圖3)。

        (a)AHS合金[3] (b)4032合金

        本文針對工業(yè)化亞共晶Al-Si合金生產(chǎn)中晶粒細(xì)化存在的主要問題,重點綜述細(xì)化劑Ti和Si中毒、B與Sr毒化對合金晶粒細(xì)化的影響,并介紹熔體強(qiáng)剪切(MC)MC-DC鑄造方式細(xì)化Al-Si合金晶粒組織的優(yōu)勢及局限性,以期為工業(yè)化半連續(xù)鑄造亞共晶Al-Si合金的生產(chǎn)提供參考和借鑒。

        1 含Ti細(xì)化劑的Si中毒

        工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用最廣泛的鋁合金細(xì)化劑主要是Al-Ti-B、Al-Ti-C、Al-Ti等,常采用中間合金的方式加入。Ti-B復(fù)合變質(zhì)不僅能細(xì)化晶粒,使鑄錠的晶粒尺寸達(dá)到200 μm以下,而且如引入足夠數(shù)量的Ti、B元素后反應(yīng)生成的高熔點、高硬度和高彈性模量的TiB2粒子,是理想的增強(qiáng)相,可以顯著提升合金的力學(xué)性能[16]。Ti-B晶粒細(xì)化在鋁合金細(xì)化中一直占據(jù)統(tǒng)治地位,但在長期應(yīng)用過程中,它也存在一系列問題,如反應(yīng)生成的TiB2粒子在熔體中容易聚集成團(tuán),造成產(chǎn)品的質(zhì)量問題;如在合金斷口形成含Ti化合物探傷缺陷[17]、因聚集形成夾雜降低合金的斷裂韌性以及鋁材陽極氧化后出現(xiàn)黑點黑線缺陷等。

        Al-Ti-B三元系的鋁合金晶粒細(xì)化劑,對于非Al-Si類變形鋁合金晶粒細(xì)化是有效的,但在細(xì)化Al-Si合金中,由于合金中的Si顯著降低了Al-Ti-B晶粒細(xì)化劑的細(xì)化效果,這一現(xiàn)象為硅毒化效應(yīng)。一般認(rèn)為,Al-Ti-B和Al-Ti-C細(xì)化Al-Si合金主要是依靠TiB2或TiC+TiAl3的復(fù)合粒子來增加α-Al的形核核心,進(jìn)而起到細(xì)化晶粒的作用。然而,當(dāng)細(xì)化含Si、Zr的鋁合金時,TiAl3與熔體中的Zr、Si等會發(fā)生不可逆的化學(xué)反應(yīng),生成(Ti1-XZrX)Al3、ZrTi2、Ti(Al1-xSiX)3等粒子,這些粒子對α-Al均沒有細(xì)化作用,導(dǎo)致細(xì)化劑失效。

        上海大學(xué)的李謙教授團(tuán)隊[18],采用球差透射電鏡表征Al-10Si/Al-5Ti-B鑄錠中形核質(zhì)點(TiB2)和α-Al間界面的原子結(jié)構(gòu)與元素分布,首次發(fā)現(xiàn)了Si原子在TiB2/α-Al界面的偏聚現(xiàn)象。結(jié)合相圖熱力學(xué)計算(CALPHAD)、第一性原理計算,詳細(xì)評估了形核界面處硅化物形成的可能性,并深入考察了Si偏聚對形核基底原子有序性及α-Al外延形核難易程度的影響。通過實驗與理論計算的結(jié)合,弄清了硅毒化效應(yīng)的發(fā)生根源和作用機(jī)理。Al-9.98Si-0.08Ti-0.015B鑄錠的典型組織如圖4所示??梢钥闯?α-Al晶粒非常粗大,晶粒尺寸大于1 000 μm。由于Ti濃度較低(<0.15 %),僅觀察到分布稀疏的小于2 μm的TiB2顆粒,且大多數(shù)粒子集中分布在最后凝固的Al-Si共晶區(qū)中(圖4(c)),表明其形核能力較低,對α-Al的非均質(zhì)形核沒有貢獻(xiàn)。

        (a) OM圖像;(b)和(c) TiB2粒子的BSE圖像

        圖5為Al-5Ti-B細(xì)化劑在Al-Si合金生產(chǎn)中的Si中毒機(jī)理示意圖。加入Al-5Ti-B細(xì)化劑后,TiAl3在熔體中溶解,TiB2成為α-Al的唯一形核粒子。同時,5%~10%的Si偏析到基底(0001)TiB2表面,并溶入到TiAl32DC中(圖6(b))。然后,在TiAl32DC內(nèi)形成Ti-Si共價鍵,這對α-Al的非均質(zhì)形核產(chǎn)生了以下負(fù)面影響:(1)使TiAl32DC不穩(wěn)定,并可能促進(jìn)其溶解過程;(2)擾亂TiAl32DC晶格,從而增加其與α-Al的晶格失配;(3)通過弱化TiAl32DC/α-Al界面上的Ti-Al鍵來減少TiAl32DC與外延α-Al之間的化學(xué)相互作用。因此,α-Al晶粒很難在摻雜Si的TiAl32DC上形核,中毒的TiB2粒子聚集分布于Al-Si合金共晶區(qū) (圖4(c)和圖5(c))。

        圖5 Al-5Ti-B細(xì)化劑Si中毒機(jī)理示意圖

        圖6 Sr加入量對Al-Si合金共晶硅的影響[25]

        據(jù)文獻(xiàn)報道[19,20],在Al-Si合金熔融狀態(tài)時,鈦對硅有很強(qiáng)的親和力,在750 ℃保溫時,Al3Ti相轉(zhuǎn)變成(Al,Si)3Ti或(Al,Si)2Ti,相對于Al3Ti相來說,(Al,Si)3Ti或(Al,Si)2Ti對Al-Si合金幾乎沒有細(xì)化作用,宏觀表現(xiàn)為Si中毒。Ti-Si相互作用可以表示為:Al3Ti+3Si→(Al,Si)Ti3;Al3Ti+2Si=(Al,Si)2Ti+Al。

        綜上所述,在詳細(xì)研究了Al-10Si/Al-5Ti-B鑄錠中形核質(zhì)點(TiB2)與α-Al界面的原子結(jié)構(gòu)和元素分布后,發(fā)現(xiàn)Si會偏聚在TiB2顆粒表面,并固溶入起到關(guān)鍵形核作用的TiAl32DC中。Si原子與Ti原子產(chǎn)生強(qiáng)相互作用,這在一定程度上擾亂了TiAl32DC的晶體結(jié)構(gòu),并削弱了其與外延α-Al的化學(xué)相互作用,最終導(dǎo)致形核效能減弱而造成Si中毒。

        工業(yè)化大生產(chǎn)實踐也表明,在半連續(xù)鑄造生產(chǎn)亞共晶Al-Si合金鑄錠時,采用Ti+Sr組合復(fù)合變質(zhì),由于Ti細(xì)化劑Si中毒,因此,合金晶粒粗大(芯部),晶粒尺寸在5級以上(8級低倍晶粒度標(biāo)準(zhǔn));在塑性變形加工后,粗大的晶粒組織會遺傳至合金產(chǎn)品中,導(dǎo)致合金的強(qiáng)度及塑性明顯惡化。

        2 B+Sr復(fù)合變質(zhì)細(xì)化及中毒

        由于含Ti的晶粒細(xì)化劑在Al-Si合金中會細(xì)化中毒,目前亞共晶鋁硅合金細(xì)化變質(zhì)處理主要采用Al-B、Al-Ti-B(低Ti)、Al-Ti-C(低Ti)等和Sr、Na、Sb、RE等聯(lián)合處理,這其中以研究Al-Ti-B(低Ti)類、Al-B細(xì)化劑和Sr變質(zhì)劑聯(lián)合處理的較多。

        Sr對共晶硅具有良好的長效變質(zhì)作用,研究工作主要集中在 Sr-B、Sr-Bi、Sr-Mg、Sr-Na、Sr-P、Sr-Sb、Sr-Zr和Sr-RE方面,其中Sr-Mg、Sr-P、Sr-Zr、Sr-La和 Sr-Y交互體現(xiàn)為協(xié)同作用,Sr-Na交互體現(xiàn)為抑制作用,Sr-Bi和Sr-Sb交互作用效果與元素加入的比例有關(guān),Sr-B交互作用尚存爭議[3]。

        2.1 共晶硅變質(zhì)

        Sr是變質(zhì)共晶硅的一種長效變質(zhì)劑,變質(zhì)后保溫6 h~12 h或重熔,仍然保持良好的變質(zhì)作用,熔體中Sr含量為0.02%~0.05%時變質(zhì)效果最佳,其變質(zhì)機(jī)理與Na類似[21,22]。常用的Al-10%Sr中間合金變質(zhì)劑,最佳工藝為,變質(zhì)溫度740 ℃,變質(zhì)時間60 min,變質(zhì)劑的添加量為0.06%Sr[23,24]。

        研究表明[25],Al-Si合金隨著Sr加入量的增加,合金組織中共晶硅變得均勻細(xì)小(圖6)。因此單從改善共晶硅形態(tài)的角度出發(fā),Sr的加入量越多效果越好,但Sr的加入量增加到一定程度后,也帶來一些不利因素,如過多的Sr會導(dǎo)致合金產(chǎn)生針孔傾向增大,同時合金中會生成鍶化物,這些都會使合金的塑性降低。鋁硅合金中的鍶化物主要以SrAl4、SrAl2Si2、SrSi、SrSi2等形式存在。當(dāng)加入的含Sr為8%~10%時,合金組織以SrAl4的形式存在,且隨Sr加入量的增加而增多。因此,在保證鋁硅合金充分變質(zhì)的前提下,要使Sr的加入量盡可能的小。

        理論研究和生產(chǎn)實踐已經(jīng)證明,Sr是Al-Si合金一種變質(zhì)效果較好的共晶硅變質(zhì)劑,生產(chǎn)操作方便、簡單。但單純的只添加Sr變質(zhì)細(xì)化Al-Si合金,細(xì)化效果并不理想,此時的合金組織呈現(xiàn)亞共晶狀態(tài),沒有初晶硅,其共晶硅平均尺寸約為15μm,說明Sr對共晶硅的變質(zhì)效果較好,但合金組織中α-(Al)枝晶發(fā)達(dá),對合金性能會產(chǎn)生不利影響[26]。因此,復(fù)合變質(zhì)成為了Al-Si合金晶粒變質(zhì)細(xì)化研究的熱點。

        2.2 Al-B中間合金細(xì)化

        Al-3B中間合金對于含硅量較低的Al-Si合金有較弱的細(xì)化作用。隨著該中間合金加入量的提高,獲得最細(xì)晶粒尺寸的合金成分向高硅方向移動。在1%的加入量時,Al-3B中間合金能使Al-Si合金具有最細(xì)的晶粒尺寸。同時,Al-3B中間合金的這種細(xì)化作用又隨含硅量的繼續(xù)增加而逐漸衰退[27]。D.Qiu 等[28]和姜文輝等[29]發(fā)現(xiàn),在硅含量較高的鑄造鋁硅合金中,加入Al-5Ti-1B后Si會與熔體中TiAl3反應(yīng)生成Ti5Si3減少合金中異質(zhì)形核核心,導(dǎo)致細(xì)化效果降低。Lee.C[30]和Ghomashchi.R[31]還在添加Ti細(xì)化的A356合金中發(fā)現(xiàn)了片狀和塊狀的粗大AlSiTi中間相。Biro.Y l[32]制備了含有較多細(xì)小均勻AlB2顆粒的Al-3B和Al-4B中間合金,并研究了該中間合金對不同含硅量較高合金(Al-7Si、Al7Si0.3Mg、Al10SiMg和 Al12SiCu等)細(xì)化效果,其研究結(jié)果表明,對于含Ti量較少的高硅鋁合金,Al-B中間合金細(xì)化效果優(yōu)于在變形鋁合金中常用的Al-5Ti-1B中間合金(圖7)。

        (a) AlSi10Mg和(b) AlSi12Cu合金細(xì)化前后宏觀組織;(c) AlSi10Mg和(d)AlSi12Cu合金添加細(xì)化劑2 min后合金微觀組織

        Al-B類的中間合金可以很好地細(xì)化含Si量高于3%Si的Al-Si合金。但是,許多研究都表明B和Sr之間會發(fā)生毒化反應(yīng),K.Nogita等[34]關(guān)于B和Sr對Al-10Si變質(zhì)的研究表明,在含有Sr變質(zhì)的合金中加入B會削弱共晶硅變質(zhì)水平,要想變質(zhì)共晶硅,Sr/B比例必須大于0.4。H.Liao等[35]通過研究B和Sr在Al-11.6Si合金中的交互作用,發(fā)現(xiàn)B和Sr 加入量超過一定限制會形成化合物,對于合金細(xì)化變質(zhì)產(chǎn)生毒化影響。J.G.Li等[36]研究Al-3Ti-4B和Al-10Sr聯(lián)合處理Al-7Si-4Cu的影響機(jī)制發(fā)現(xiàn),Al-Sr合金的變質(zhì)效果和抗衰退性均減弱,合金的晶粒也發(fā)生一定粗化,這種現(xiàn)象主要是由于熔體中AlB2和Al-10Sr反應(yīng)生成了SrB6削弱了細(xì)化變質(zhì)效果。

        陳祥[37]等研究表明,B、Sr聯(lián)合處理時,Al-7Si合金初晶組織隨熔體中B含量的增加表現(xiàn)出與單獨加B細(xì)化處理時相同的變化規(guī)律,即隨著B含量的增加,A1-7Si合金的晶粒尺寸迅速減小,當(dāng)B含量大于一定值后,合金的晶粒尺寸不再隨B含量的增加有明顯改變。當(dāng)熔體中殘留少量B時,A1-7Si合金的晶粒尺寸與未聯(lián)合處理時相比發(fā)生顯著變化,由未經(jīng)任何處理時的3.7 mm減小到1.67 mm;枝晶形貌也發(fā)生了顯著變化,隨著熔體中B的加入,枝晶形貌由粗大的柱狀枝晶開始轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為發(fā)達(dá)的等軸枝晶。隨著熔體中B殘留量的逐漸增加,Al-7Si合金的晶粒尺寸逐漸減小,枝晶等軸化傾向越來越明顯,二次枝晶分枝逐漸減少。

        Sr是Al-Si合金良好的共晶硅變質(zhì)劑,Al-B是Al-Si合金較好的細(xì)化劑。工業(yè)化生產(chǎn)實踐也表明,B+Sr復(fù)合細(xì)化變質(zhì)效果優(yōu)于Ti+Sr聯(lián)合變質(zhì)處理Al-Si合金(圖(2)(3))。但B、Sr的交互作用(毒化),在一定程度上影響了Al-Si合金的變質(zhì)細(xì)化。為更好地利用B+Sr的聯(lián)合變質(zhì)細(xì)化作用,應(yīng)控制好添加的B與Sr的含量及比例;同時,應(yīng)優(yōu)化細(xì)化劑、變質(zhì)劑的添加時機(jī)及間隔時間,盡可能降低因B、Sr的毒化對Al-Si合金共晶組織變質(zhì)的不利影響(圖8)。

        (a)0.030%Sr+0.028% B;(b)0.040%Sr+0.040% B

        當(dāng)Sr和B的含量超過一定限度時,就會發(fā)生相互中毒作用,形成Sr、B原子比為3∶4的化合物,在熔體中同時消耗了大量的Sr、B,從而降低了B的細(xì)化效果和Sr的變質(zhì)效果。含Sr、B的化合物粒子,其Sr/B原子比接近3∶4,見表1[38],表中為添加0.040%Sr+0.040% B所形成的Sr3B4化合物。

        表1 Al-Si合金中B、Sr化合物成分分析

        3 MC-DC細(xì)化Al-Si合金

        鋁合金半連續(xù)(DC)鑄造技術(shù),自20世紀(jì)30年代在德國和美國幾乎同時發(fā)明以來,獲得了廣泛應(yīng)用,目前仍然是變形鋁合金鑄造坯錠主要的生產(chǎn)方式。但傳統(tǒng)DC鑄造技術(shù)存在的問題,尤其是大規(guī)格、高合金化的鋁合金鑄錠,存在組織粗大、組織不均勻、化學(xué)成分偏析嚴(yán)重、疏松氣孔和熱裂等,影響后續(xù)熱機(jī)械加工的成形性和缺陷形成、陽極氧化質(zhì)量和最終產(chǎn)品的機(jī)械性能。目前,研究開發(fā)的超聲波細(xì)化、熔體電磁攪拌等技術(shù),已在工業(yè)化生產(chǎn)中獲得應(yīng)用,對提高鑄件的質(zhì)量有一定效果。

        在工業(yè)生產(chǎn)實踐中,含Ti的中間合金是鋁合金DC鑄造過程中最常用的晶粒細(xì)化劑。然而,一些合金元素(如Si、Zr、Cr)的存在可以與TiB2顆粒相互作用,產(chǎn)生晶粒細(xì)化的中毒效應(yīng),使其細(xì)化失效。

        Al-Si合金的變質(zhì)細(xì)化,由于Ti與Si細(xì)化中毒,一直是工業(yè)化生產(chǎn)的難點。鋁合金熔體強(qiáng)剪切MC-DC鑄造技術(shù),高速攪拌剪切鋁熔體中的氧化物,可形成納米級分散的氧化物,影響合金的凝固形態(tài),導(dǎo)致晶粒組織細(xì)化,無需額外添加晶粒細(xì)化劑,有效降低了細(xì)化劑中毒和潛在形成夾雜缺陷的風(fēng)險。熔體強(qiáng)制對流,形成了溫度均一的熔體凝固溫度場,提高了合金鑄錠的組織均勻性,避免了化學(xué)成分偏析,消除了鑄錠熱裂傾向和表面冷隔等缺陷。常用的Al-Si合金變質(zhì)細(xì)化,因為Ti與Si中毒和B+Sr毒化等因素的影響,合金鑄錠細(xì)化變質(zhì)效果不盡如人意。因此,采用熔體強(qiáng)剪切MC-DC鑄造技術(shù),細(xì)化Al-Si合金晶粒組織,給Al-Si合金晶粒細(xì)化提供新的方法和思路。

        3.1 MC-DC鑄造技術(shù)

        熔體處理MC-DC鑄造技術(shù)示意圖如圖9所示。該裝置由一組轉(zhuǎn)子和定子組成,轉(zhuǎn)子和定子連接到帶有速度控制的電動機(jī)上。在運轉(zhuǎn)過程中,電動機(jī)通過軸將動力傳遞給轉(zhuǎn)子,驅(qū)動轉(zhuǎn)子旋轉(zhuǎn)并剪切轉(zhuǎn)子與定子之間的間隙以及定子開口處的液態(tài)金屬。旋轉(zhuǎn)速度可以達(dá)到5 000~15 000 rpm高的剪切速率。高剪切裝置在熔體體積內(nèi)提供宏觀流動,進(jìn)行分散混合,并在裝置頂端附近進(jìn)行強(qiáng)剪切。高剪切裝置的主要優(yōu)點包括:顯著增強(qiáng)化學(xué)反應(yīng)或相變的動力學(xué)、均勻分散、固體顆粒和氣泡的分布和尺寸減小、改善化學(xué)成份和溫度場的均勻化程度,以及強(qiáng)制潤濕通常難以濕潤的固體顆粒。在MC-DC過程中,高剪切的轉(zhuǎn)子-定子單元浸沒在傳統(tǒng)DC鑄造結(jié)晶器的熔池中,液態(tài)金屬被吸入高剪切裝置,在轉(zhuǎn)子和定子之間進(jìn)行強(qiáng)烈剪切,然后以極高的速度強(qiáng)行穿過定子上的小孔,形成細(xì)小的射流。逸出的液體在熔池中形成獨特的流動模式。該裝置的吸入作用在熔池的下部流動,提供了分散和均勻混合的熔體組合,同時熔體表面保持相對穩(wěn)定,以避免任何氧化物裹入和增加從大氣中吸入氫的可能性[39]。

        圖9 MC-DC鑄造工藝的示意圖[32]

        其主要作用或優(yōu)點為:(1)熔體強(qiáng)剪切MC-DC鑄造技術(shù),將熔體中的夾雜物和氧化物膜分散成細(xì)小的單個顆粒(通常為納米級),減少/消除其對鑄造工藝和鑄件質(zhì)量常見的有害影響;(2)分散和均勻混合的熔體組合,將確保熔體在熔池中具有均勻的溫度(接近鑄造合金的液相溫度)、均勻的化學(xué)成份和均勻分散和均勻分布的異質(zhì)形核點;(3)熔體強(qiáng)制高速流動的相互作用,層流路徑和凝固前沿之間的相互作用(圖9),提供了一個平坦和較淺的熔池剖面,并有可能提高鑄造速度。

        3.2 熔體中的氧化物/細(xì)化晶粒

        由于鋁合金對氧的高親和力,當(dāng)其暴露在含氧和/或水分的空氣中時,會自然地氧化,因此合金熔體中不可避免地含有氧化物。在熔體表面形成的氧化物,很容易被攪拌和澆注等熔體處理過程中產(chǎn)生的湍流夾帶到鑄件中。夾帶的氧化物夾雜物在隨后的凝固過程中,降低了鑄件的性能。氧化物夾雜通常與鑄造缺陷有關(guān),如氣孔、熱裂和裂紋,導(dǎo)致合金的強(qiáng)度、延展性、斷裂韌性和耐腐蝕性下降。為此,氧化物被當(dāng)作有害夾雜處理,人們致力于通過阻止氧化物的形成和加強(qiáng)熔體精煉、過濾降低氧化物含量。

        通過強(qiáng)烈的熔體剪切,改變氧化物的形態(tài)、尺寸和分布,可以大大減少或消除氧化物的有害影響。此外,強(qiáng)剪切后形成的納米級的氧化物顆粒,可作為非均相成核基底,增強(qiáng)了成核過程,實現(xiàn)晶粒細(xì)化。

        從700~750 ℃的工業(yè)純鋁熔體中,觀察到γ-Al2O3氧化物,具有典型的生物膜形態(tài)(圖10(A))。該薄膜不是連續(xù)的固體薄膜,而是含有大量的細(xì)晶粒。這些顆粒被熔體剪切所提供的強(qiáng)剪切力分散,圖10(B)顯示了熔體剪切后的γ-Al2O3顆粒。在高于900 ℃的溫度下,工業(yè)純鋁熔體的氧化產(chǎn)生了α-Al2O3氧化物。在高溫下形成的α-Al2O3氧化物薄膜由許多單獨的氧化物顆粒組成(圖10(C)(D)),與γ-Al2O3相比,α-Al2O3具有更致密的形貌和更大的顆粒尺寸。

        750℃時,(A)未剪切氧化物薄膜,(B)強(qiáng)剪切分散的γ-Al2O3顆粒;900℃時,(C)未剪切氧化物薄膜,(D) 強(qiáng)剪切分散的α-Al2O3顆粒

        在含鎂的鋁合金中,隨著鎂含量的增加,熔體氧化速率急劇增加,所形成的氧化物不同。圖11顯示了從含0.5%左右的Mg的合金熔體中收集到的氧化膜形態(tài)。有大量0.3μm~2μm大小的粒子,其組成為MgAl2O4尖晶石。然而,在一個給定的合金熔體中,通常有一種以上的顆粒競爭異質(zhì)形核,最終的晶粒尺寸是這種競爭的結(jié)果。

        (A)含0.5 wt.% Mg的鋁合金熔體中的氧化物薄膜中粒子形貌(SEM);(B)沿[011]區(qū)方向及其{111}面端面的MgAl2O4尖晶石粒子(TEM)

        高效的鋁合金晶粒細(xì)化劑的要求為:(1)穩(wěn)定的高效固體顆粒(小晶格錯配)、足夠的數(shù)密度、適當(dāng)?shù)牧6群统叽绶植?(2)足夠的溶質(zhì)含量以保證柱狀等軸晶轉(zhuǎn)變并限制晶粒生長。在鋁合金熔體中,α-Al2O3、γ-Al2O3、MgAl2O4尖晶石和MgO可以共存。這些氧化物都與鋁有相對較小的晶格錯配,表明其都有可能作為成核基底。強(qiáng)烈的熔體剪切作用使氧化物薄膜分散成單個顆粒,顯著增加了潛在的成核顆粒密度,從而使晶粒細(xì)化。

        通過強(qiáng)剪切分散合金熔體中自然形成的氧化物顆粒來增強(qiáng)異質(zhì)形核,實現(xiàn)鑄件無需添加如Al-Ti-B晶粒細(xì)化劑即可獲得細(xì)化晶粒。這種方法既可以用于需陽極氧化表面處理的高品質(zhì)產(chǎn)品,也可以用于難以細(xì)化晶粒的產(chǎn)品,如Al-Si鋁合金[40]。圖12比較了兩種組織方式細(xì)化直徑為152 mm的AA4032合金鑄錠的宏觀組織??梢钥闯?采用MC-DC鑄造方式可有效細(xì)化合金晶粒,由此,避免了高Si合金中的Ti與Si中毒和B、Sr毒化等對合金鑄錠質(zhì)量的有害影響,同時,降低了生產(chǎn)制備成本。

        (a)普通DC鑄造鑄坯的粗晶組織(添加了Al-Ti-B晶粒細(xì)化劑);(b)未添加晶粒細(xì)化劑的MC-DC鑄坯組織,晶粒組織細(xì)小均勻

        目前,MC-DC鑄造技術(shù),只是在實驗室和小規(guī)格的熱頂鑄造圓鑄錠中獲得了較好的應(yīng)用。在工業(yè)化生產(chǎn)中,由于鑄錠規(guī)格大,小型的強(qiáng)剪切轉(zhuǎn)子系統(tǒng)不能有效地剪切所有熔體,而大型的強(qiáng)剪切轉(zhuǎn)子系統(tǒng)易造成熔體翻滾波動;如采用多個小型轉(zhuǎn)子系統(tǒng),系統(tǒng)之間高速流動的熔體會互相干擾,達(dá)不到期望的目的。因此,工業(yè)化大規(guī)格鑄錠的生產(chǎn)中,MC-DC鑄造技術(shù)的應(yīng)用還受到一定的限制。

        4 結(jié)束語

        Al-3B中間合金是亞共晶Al-Si合金較好的晶粒細(xì)化劑,Al-10Sr中間合金是亞共晶Al-Si合金較好的共晶硅變質(zhì)劑。為避免B、Sr的交互作用而產(chǎn)生毒化,也研究開發(fā)了La、Ti及B與Sb共同作用、Sc與Sr聯(lián)合等其他復(fù)合變質(zhì)細(xì)化亞共晶Al-Si中間合金組合[41,42],但Sb的變質(zhì)作用不如Sr。同時,也研制了富硼含鍶的中間合金細(xì)化劑。S.M.Jigajinni等[43]研究表明,富硼的Al-3B-Sr和Al-1Ti-3B-Sr中間合金比富鈦的Al-3Ti-Sr和Al-5Ti-1B-Sr中間合金具有更高的變質(zhì)效率。含硼中間合金Al-1Ti-3B-3.6 Sr比含硼富鈦中間合金Al-5Ti-1B-4.2Sr更有利于Al-7Si合金的晶粒細(xì)化和變質(zhì)。富硼含鈦Al-1Ti-3B-4.6Sr中間合金比含硼Al-3B-4.3Sr中間合金更有利于Al-11Si合金的復(fù)合細(xì)化和變質(zhì)。鍶的存在不影響晶粒細(xì)化,同樣晶粒細(xì)化劑的存在也不影響共晶硅的變質(zhì)。在Al-7Si和Al-11Si合金中,添加晶粒細(xì)化劑和變質(zhì)劑中所含的SrB6粒子(或Sr3B4粒子),沒有明顯影響Al-Si合金的變質(zhì)細(xì)化,表現(xiàn)出更好的機(jī)械性能。

        亞共晶Al-Si鋁合金變質(zhì)細(xì)化的相關(guān)機(jī)理研究較多,在工業(yè)化生產(chǎn)應(yīng)用中獲得較滿意效果的報導(dǎo)較少。目前,采用B+Sr復(fù)合變質(zhì)細(xì)化,并控制好B和Sr的添加比例及其在鑄錠中的分布、形態(tài),仍然是亞共晶Al-Si合金半連續(xù)生產(chǎn)中較好的一種變質(zhì)細(xì)化方式。研究開發(fā)新型的、Sr/B比例合理的Al-Sr-B復(fù)合變質(zhì)細(xì)化劑,或者開發(fā)新型的、更高效含稀土的變質(zhì)劑,加強(qiáng)變質(zhì)細(xì)化基礎(chǔ)理論研究,也許是今后亞共晶Al-Si鋁合金研究的方向。

        同時,除上述復(fù)合變質(zhì)細(xì)化組合及其細(xì)化機(jī)理研究外,采用熔體強(qiáng)剪切MC-DC鑄造方式細(xì)化Al-Si合金晶粒組織,避免含Ti細(xì)化劑Si中毒以及B、Sr因交互作用而毒化;采用電解法或礦熱爐法生產(chǎn)的Al-Si中間合金配料,來生產(chǎn)Al-Si系列鋁合金,以避免采用熔配摻兌法常規(guī)生產(chǎn)的Al-Si中間合金粗大晶粒組織的有害遺傳,可能會給Al-Si合金晶粒細(xì)化提供新的研究思路和發(fā)展方向。

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