目的 研究攪拌速度和時間ACSR 工藝制備的 7075 鋁合金半固體漿料組織的影響，研究和比較了傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄 7075 鋁合金的組織和性能。方法通過改變攪拌速度和攪拌時間制備 7075 鋁合金半固體漿料，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、通用試驗機研究樣品微觀組織、拉伸性能和斷裂形狀，探索 7075 合金半固體漿料組織的攪拌速度和攪拌時間，研究和比較傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄 7075 鋁合金的組織性能。因此， 在一定范圍內(nèi)提高攪拌速度和時間有利于 α 1 -Al與傳統(tǒng)壓鑄 7075 鋁合金相比，流變壓鑄合金具有更好的機械性能，T6 熱處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為 547 MPa、494 MPa 和 3.2%。結(jié)論 ACSR該工藝可制備出組織細小圓整的 7075 鋁合金半固料，流變壓鑄可提高 7075 鋁合金的力學性能。

關(guān)鍵詞：7075 鋁合金；半固體漿料；ACSR 工藝；流變壓鑄；組織性能

高強度 7075 變形鋁合金被認為是實現(xiàn)鋁代替鋼的重要材料之一。高強度鋁合金的開發(fā)和應(yīng)用有利于汽車、機械、軍事等領(lǐng)域的輕量化，但 7075鋁合金由于合金元素含量高，在凝固過程中容易產(chǎn)生組織厚度和成分不均勻，采用普通鑄造方法難以直接鑄造完整的鑄件，特別是傳統(tǒng)的壓鑄工藝。壓鑄作為一種高效、低成本的近凈成型工藝，廣泛應(yīng)用于鋁合金鑄件制備領(lǐng)域，但傳統(tǒng)的壓鑄工藝容易造成縮孔、孔、夾雜缺陷，因此7075鋁合金鑄造特性和傳統(tǒng)壓鑄工藝缺陷極大地限制了合金在更多領(lǐng)域的工程應(yīng)用。

與傳統(tǒng)液體成形相比，半固體成形溫度較低，漿料中含有一定體積分數(shù)的非枝晶球形或近球形初生固相，可顯著改善成形件的組織和鑄造缺陷，大大提高成形件的性能；此外，與固體鍛造相比，由于漿料具有良好的流動性，具有成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的能力，大大降低了成形過程中的模具損耗，延長了模具的使用壽命。因此，半固體成形技術(shù)受到許多企業(yè)的青睞和關(guān)注。特別是近年來，半固態(tài)漿料制備與壓鑄工藝相結(jié)合形成的流變壓鑄工藝具有巨大的成本優(yōu)勢、性能優(yōu)勢和效率優(yōu)勢，廣泛應(yīng)用于鋁合金結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)領(lǐng)域。氣冷攪拌桿（Air-cooledstirringrod，ACSR）工藝是一種先進高效的鋁合金半固態(tài)漿料制備工藝，該工藝利用機械攪拌和通氣強冷攪拌桿使鋁合金熔體快速冷卻至半固態(tài)溫度區(qū)間并促進形核[8-10]。目前該工藝已結(jié)合壓鑄機成功實現(xiàn) Al-Si-Fe、Al-Si-Cu 等鑄造鋁合金流變壓鑄工業(yè)化，但該工藝針對 7 Al-Zn-Mg-Cu 高強度鋁合金的研究和應(yīng)用仍然空白。

文中采用ACSR對 7075 鋁合金半固態(tài)漿料制備及流變壓鑄進行了研究ACSR工藝參數(shù)（攪拌速度和攪拌時間）對7075鋁合金半固體漿料的組織影響，結(jié)合拉伸樣品壓鑄模具，研究和比較流變壓鑄和傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金的組織和拉伸性能。

1 實驗

1.1 材料

實驗材料為商用7075變形鋁合金，化學成分如表1所示。采用 SETARAM TGA- 7075 合金高溫綜合熱分析儀差熱分析（DSC）7075合金的液體和固相線分別為639 ℃和476 ℃。

ACSR半固態(tài)漿料裝置工藝制備示意圖如圖1所示。具體工藝流程如下:首先，將7075鋁合金鑄錠放入井式電阻爐中，加熱至720 ℃熔體溫度調(diào)整到 660 ，直到完全熔化，精煉、除氣和剝渣℃；然后，勺子從電阻爐中舀出7075鋁合金熔體，攪拌棒深入勺子，開始對 7075 鋁合金熔體進行強冷凝，具體 ACSR 處理步驟見文獻，文中 ACSR熔體溫度為660 ℃，攪拌速度為200-800 r/min，氣體流量為4L/s，攪拌時間為15-40s；制漿后，從漿料中取樣水淬，觀察半固態(tài)組織；將剩余的半固態(tài)漿料倒入壓鑄機壓室進行流變壓鑄，流變壓鑄采用力DCC400 冷室壓鑄機具體壓鑄工藝參數(shù)為60MPa，慢壓速為 0.2m/s，快速壓射速度為3.0 m/s，模具溫度為180℃，如圖2所示。為了比較，傳統(tǒng)液壓鑄造的熔體澆注溫度為660 ℃，壓鑄工藝參數(shù)與流變壓鑄一致。

1.3 組織觀察和拉伸性能測試

7075鋁合金試樣粗磨、細磨、拋光keller 用于試劑侵蝕Neophot 21 型金相顯微鏡觀察樣品組織，拉伸棒斷口形狀為 ZEISS-SUPRA40 掃描電鏡用于觀察。Image-Pro Plus 軟件對初生晶粒 α 1 -Al 的平均直徑 D 形狀因子 F 計算見式(1)和式(2)。

式中：A 為晶粒面積；P 晶粒界面周長。形狀因子 F平均值越接近 1，初生晶粒越圓。拉伸試樣如圖 2 箭頭所示，拉伸試樣為 MTS810 電子萬能實驗機應(yīng)變速率為 1 mm/min，用 5 根拉伸試樣測試拉伸結(jié)果的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 混合速度對 7075 鋁合金半固體漿料組織的影響

澆注溫度為660℃，空氣流量為4L/s，攪拌時間為25s， 200攪拌速度~800 r/min 的工藝條件下制備的 7075 鋁合金半固態(tài)漿料顯微組織見圖3。圖4統(tǒng)計了攪拌速度對7075鋁合金半固態(tài)漿料組織特征影響，可以看出，隨著攪拌速度由200r/min 提高到800r/min，α1 -Al 晶粒尺寸為97μm 細化到51μm，形狀因子由0.51 提升到0.83.這是因為攪拌速度與 7075 鋁合金熔體的對流強度有關(guān)，影響半固體漿料制備過程中各物理場的變化，增加攪拌速度，增強合金熔體的對流換熱效果，熔體中的熱量和物質(zhì)混合越充分，熔體內(nèi)的溫差和濃度差降低，晶粒在短時間內(nèi)處于各向溫差和濃度差的范圍內(nèi)，抑制其最佳生長，有利于初生晶粒各方向均勻生長，但攪拌速度不是越高越好，攪拌速度過高會導(dǎo)致漿料內(nèi)部過多的卷氣，因此，在保證漿料內(nèi)部卷氣量較小的情況下，提高攪拌速度有利于改善半固體漿料組織。

2. 7075 鋁合金半固態(tài)漿料組

澆注溫度為660℃，空氣流量為4L/s，攪拌速度為800 r/min，攪拌時間為15~40 s 7075 鋁合金半固態(tài)漿料顯微組織見圖5。圖6統(tǒng)計了不同攪拌時間下 7075 鋁合金半固體漿料的組織特性?？梢钥闯?，隨著攪拌時間從15歲開始s增加到25s，α1-Al 平均晶粒尺寸減小，圓整度增加；隨著攪拌時間的延長，α1-Al 晶粒尺寸增大，圓整度基本不變。這是因為攪拌時間在一定范圍內(nèi)延長(15~25 s）它可以提高熔體核率?；旌弦鸬膹娭茖α鞔偈咕w核更多地分散在整個熔體中。熔體的溫度場和成分場越均勻，新生晶粒的各向等軸生長，機械攪拌和碰撞摩擦晶粒的概率增加，有利于晶粒的磨圓和球化，但在ACSR在制漿過程中，熔體內(nèi)的主要晶核來源是舀勺內(nèi)壁和攪拌桿外壁產(chǎn)生的大量晶核和氣冷攪拌產(chǎn)生的晶粒增殖。當攪拌時間超過25時s之后，晶體核的數(shù)量和分散程度以及半固體漿料中成分場和溫度場的均勻性難以繼續(xù)提高。隨著攪拌時間的延長，合金熔體不斷冷卻凝固，初生會有一定程度的增長。

2.與傳統(tǒng)壓鑄相比，3 流變壓鑄和7075 鋁合金組織

如圖7所示，傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金的金相組織，可見傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金組織α-Al 為粗枝晶，如圖 7a 所示；流變壓鑄合金中有大量細球形 α1-Al，如圖 7b 顯示。對于傳統(tǒng)的壓鑄，由于局部過冷，熔體首先在壓力室內(nèi)壁上形成核，隨著熔體流動，晶體核進入熔體，部分被過熱熔體熔化，另一部分存活并逐漸生長，受過冷梯度的影響，晶體核生長為分支晶體，分布不均勻。

對于ACSR流變壓鑄工藝、機械攪拌和氣體強冷的協(xié)同作用，使熔體迅速冷卻到液相線溫度以下。以勺子內(nèi)壁和攪拌桿外壁為基礎(chǔ)的不均勻核所需的穩(wěn)定核較小，容易產(chǎn)生大量穩(wěn)定的晶體核。由于混合作用，這些晶體核不能形成穩(wěn)定的凝固殼，在沖刷作用下游離到熔體內(nèi)部，為熔體晶體的小圓形非分支晶體的初始生長準備條件。根據(jù)生長動力學計算，初始晶粒球的生長條件為 ：

式中：Rг以球形形式為初生晶粒生長的臨界半徑；λS和λL固相和液相合金的熱導(dǎo)率；R*是初生晶粒的臨界半徑。在過冷的熔體中，一些晶核會以勺子內(nèi)壁和攪拌桿上樹枝晶體的形式生長；ACSR處理后的合金熔體處于動態(tài)凝固狀態(tài)，具有局部相對均勻的成分場和濃度場，從而抑制枝晶的最佳生長；此外，在表面能量的作用下，游離枝晶逐漸趨于球形 ，以減少表面積的趨勢生長。

傳統(tǒng)的7075鋁合金壓鑄和流變壓鑄 SEM圖8顯示了傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金中的強化相T（AlZnMgCu）分布狀態(tài)差異很大。（AlZnMgCu）相是 7075 鋁合金熔體凝固時在晶界處沉淀，T晶界分布較多，因為傳統(tǒng)的壓鑄晶粒是粗大的枝晶，所以枝晶臂之間也有一些T此外，成型過程中的壓力作用會導(dǎo)致部分枝晶有一定的方向性，進而導(dǎo)致枝晶臂之間的壓力作用T相分布有一定的方向性，對鑄件的性能影響很大 。對于流變壓鑄，由于漿料中的初生固相細化圓整，其凝固方向均勻，因此T最后在晶界處均勻沉淀，形成網(wǎng)狀骨架，加強鋁合金基體。

2.4 流變壓鑄和傳統(tǒng)壓鑄 7075 鋁合金拉伸性能

表2為鑄態(tài)與T6熱處理后，傳統(tǒng)壓鑄與流變壓鑄7075鋁合金的力學性能進行了比較?？梢钥闯觯瑹o論是否通過 ，傳統(tǒng)壓鑄 7075鋁合金的強度和伸長率T6.熱處理不如流變壓鑄7075鋁合金。鑄造7075鋁合金ACSR 抗拉強度為351MPa，屈服強度為254MPa 伸長率為3.9%，經(jīng)過T6熱處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率可達547 MPa、494MPa和3.2%，伸長率降低，但抗拉強度和屈服強度顯著提高，表明 ACSR 流變壓鑄工藝制備的流變壓鑄合金可通過后續(xù)熱處理大大提高其機械性能。此外，與傳統(tǒng)液壓鑄7075鋁合金相比，鑄態(tài)下流變壓鑄合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別提高了20%、10%和117%，T6下流變壓鑄合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別提高了10%、7%和113%，因此可以得出結(jié)論ACSR與傳統(tǒng)壓鑄成型相比，流變壓鑄成型 7075 鋁合金具有明顯的優(yōu)勢。

傳統(tǒng)壓鑄與流變壓鑄7075鋁合金在拉伸性能上的巨大差異主要由鑄件的顯微組織結(jié)構(gòu)形狀決定，其組織結(jié)構(gòu)形狀的差異主要是由于凝固和結(jié)晶方式的不同造成的。首先，傳統(tǒng)壓鑄合金的顆粒尺寸遠大于流變壓鑄合金；其次，澆筑溫度高會導(dǎo)致金屬熔體湍流充電、縮孔等缺陷，增加7075鋁合金的熱裂紋傾向；此外，流變壓鑄7075鋁合金T（AlZnMgCu）均勻分布α-Al 晶粒的晶界處，且相連形成網(wǎng)狀，強化基體，從而提升7075鋁合金力學性能。

圖9為T6.傳統(tǒng)壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金熱處理后的拉伸斷口形狀。傳統(tǒng)壓鑄斷口出現(xiàn)微裂紋和孔隙缺陷，解理面較多，韌窩的存在幾乎無法觀察到(見圖 9a），表現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征。流變壓鑄斷口含有大量的撕裂邊緣和少量的解理面，局部有大量的小韌窩(見圖片 9b），局部塑性斷裂是其斷裂模式。

3 結(jié)論

1）對于 ACSR工藝制備7075鋁合金半固體漿料，提高攪拌速度有利于 α1-Al細化和球化晶粒，攪拌速度為800r/min時，α1-Al 的平均尺寸和形狀因子分別為51μm和0.83。

2）隨著ACSR制漿工藝攪拌時間 延長，α1-Al的平均晶粒尺寸先減小后增大，形狀因子先逐漸增大后基本保持不變。

3）與傳統(tǒng)壓鑄7075鋁合金相比，ACSR流變壓鑄合金組織細小、圓整且均勻；同時，ACSR流變壓鑄合金具有更高的拉伸性能，T6熱處理后，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為547MPa、494MPa和 3.2%。

（文章來源：第一鑄造）

會議預(yù)告