孫 虎

(宿遷學院三系， 江蘇 宿遷 223800)

0 引言

作為發(fā)動機的心臟零件，活塞的質量將直接影響發(fā)動機的性能.隨著發(fā)動機向著高轉速、低油耗、低噪音的發(fā)展，活塞材料被提出了更高的要求，更低的線脹系數(shù)、更好的尺寸穩(wěn)定性以及更高的耐磨性，傳統(tǒng)的共晶型鋁硅合金已經(jīng)越來越難以滿足現(xiàn)在的應用需求.而高硅鋁合金雖然能滿足這些要求，但高硅鋁合金中存在著粗大的初生硅相，嚴重割裂了基體，引起應力集中，合金容易沿著晶粒的邊界處開裂，惡化了材料的力學性能和切削加工性能，限制了其工業(yè)應用[1-3].因此采用各種工藝和方法來改善初生硅顆粒的形態(tài)是目前高硅鋁合金研究的關鍵問題[4,5].半固態(tài)SIMA法是利用大變形量的擠壓變形來破碎晶粒并儲存變形能，然后通過半固態(tài)等溫處理來獲得非枝晶的觸變成形方法.SIMA法工藝簡單，易于實現(xiàn)自動化，已應用于變形鋁合金、銅合金、黑色金屬等半固態(tài)坯料制備[6].本文借鑒了SIMA法的工藝路線，通過對未變質的高硅鋁合金進行擠壓變形來破碎初生硅相，然后半固態(tài)等溫處理來獲得細小圓整的初生硅顆粒，以探求一種廉價易行、適合工業(yè)生產(chǎn)的初生硅形態(tài)控制方法.

1 實驗方法

實驗采用材料為自制的硅含量為30%的過共晶鋁硅二元合金.在經(jīng)C2Cl6精煉后澆入金屬型.將完成凝固的試樣在YA32-63液壓機上進行擠壓，擠壓溫度為430 ℃，擠壓比為5.4.在擠壓后試樣上取10 mg左右的小塊樣品在綜合熱分析儀STA449C上進行差熱分析，得到試樣DSC放熱曲線.將試樣切割成 的小塊放入箱式電阻爐內進行半固態(tài)等溫處理，加熱溫度控制在620 ℃，640 ℃，660 ℃，分別保溫5 min，10 min，15 min.試樣的保溫時間以放入爐腔內算起，經(jīng)保溫時間加熱后迅速取出水淬.

試樣磨光拋光后，用0.5%的HF腐蝕后進行金相觀察.運用Media Cybernetics公司的Image Pro Plus 專業(yè)圖像分析軟件進行初生硅形狀、平均直徑等參數(shù)的定量分析.初生硅的平均直徑用每個初生硅顆粒中穿過質點每隔2°測量一次直徑，旋轉360°后所得的直徑的數(shù)學平均值與比例尺的乘積來表示.初生硅形態(tài)用形狀因子K[7]這個參數(shù)，K被定義為

其中L為初生硅相的周長，為初生硅相輪廓線上的像素數(shù)與比例尺的乘積；A為初生硅相的面積，為初生硅相輪廓內所有像素的總數(shù)與比例尺平方的乘積.

2 結果與討論

2.1 擠壓變形對初生硅顆粒的形態(tài)的影響

對高硅鋁合金進行擠壓變形，區(qū)別于SIMA法中的大變形量的預變形，其目的并不是為了細化碎化樹枝晶，而是為了碎化初生硅相.對合金在430 ℃進行擠壓，并對比擠壓前后的合金組織，如圖1所示.

圖1(a)為鑄態(tài)的合金組織，初生硅的分布很不均勻，形狀多為粗大的多邊形狀，棱角明銳.圖1(b)為擠壓后的合金組織，可見經(jīng)過擠壓變形后初生硅顆粒明顯破碎，分布較均勻，以小塊狀為主.初生硅為脆性相，在擠壓時首先發(fā)生解理斷裂，沿解理面被剪斷后錯動分開，在外力作用下不斷脆裂和碎化.隨變形的進行，初生硅嚴重破碎并逐漸彼此分離.Al-30%Si合金由于硅含量較高，初生硅的尺寸較大且形態(tài)較差，擠壓變形時易碎裂，粗大的初生硅破裂成小塊，初生硅尺寸迅速減小，其平均直徑由110μm降至47μm.但其形態(tài)仍然較差，尖角較多.通過金相分析后發(fā)現(xiàn)，形狀因子變化較小，由0.15升至0.19.

2.2 半固態(tài)等溫處理溫度參數(shù)的確定

根據(jù)Al-Si二元相圖理論計算可知，Al-30%Si合金的理論固相線溫度為577 ℃，液相線溫度為818 ℃.但熔煉及擠壓過程中的成分損耗，會使得其液固兩相區(qū)的范圍有所變化.實驗利用所測的DSC曲線，使用熱涵法[8,9]來確定液固兩相區(qū)，半固態(tài)等溫處理的溫度參數(shù)選定應以此為依據(jù).熱涵法需要準確判斷相變點，才能得到比較可靠的結果.熱涵法是根據(jù)凝固潛熱釋放的多少來確定相變的數(shù)量，即凝固潛熱的釋放量與固相凝固量成正比.因此，可用DSC放熱曲線的面積比來確定合金的液固相比[10].

由熱涵法測知Al-30%Si合金的固相線溫度為565 ℃，液相線溫度為809 ℃，并繪出合金的液相率隨溫度變化曲線，如圖2所示.可以看出合金的液固兩相區(qū)高達244 ℃，因此半固態(tài)等溫處理可以在較寬的溫度范圍內來選擇合適的加熱溫度，Al-30%Si合金的半固態(tài)等溫處理的工藝性極佳.

圖2 液相率與溫度關系曲線

2.3 半固態(tài)等溫處理保溫時間的影響

在640 ℃對合金進行半固態(tài)等溫處理，其隨保溫時間延長組織變化，如圖3所示.

在保溫5 min時，初生硅周圍的共晶體首先發(fā)生熔化，但共晶硅并未全部轉變?yōu)橐合啵鞘紫劝l(fā)生粒狀化，分布在液相中，此時初生硅的形態(tài)并沒有明顯變化.在保溫10 min時，粒狀化的共晶硅逐漸與α相反應形成新的液相，液相率逐漸提高，此時初生硅相發(fā)生了顯著的球化.這是因為有部分液相存在，在界面曲率和界面能的作用下，小的初生硅會逐漸熔化，而大的初生硅顆粒不斷長大，且變得更加圓整，使得系統(tǒng)中的液固界面縮小，并降低系統(tǒng)能量.初生硅的長大過程需要Si原子的長距離擴散，在半固態(tài)狀態(tài)不存在液相對流，擴散是一個較緩慢的過程，因此初生硅的有一定長大，但不明顯.而當保溫15 min時，部分初生硅相又再次長出尖角，這說明二次加熱過程中不僅有初生硅的溶解球化，也存在長大過程.同時部分初生硅顆粒發(fā)生了凝并現(xiàn)象，凝并能降低初生硅相的界面能，使系統(tǒng)趨于穩(wěn)定，因此應避免長時間保溫.

通過金相分析，發(fā)現(xiàn)在640 ℃保溫10 min時其球化效果最好，形狀因子0.59.而平均直徑增至50μm，初生硅顆粒有一定的長大，但并不明顯.

圖3 640 ℃加熱不同保溫時間的金相組織

2.4 半固態(tài)等溫加熱溫度的影響

對于半固態(tài)等溫處理，不同的加熱溫度對應著不同的液相體積分數(shù)，不僅會影響合金組織演變過程，同時也會影響合金的組織形態(tài).對比Al-30%Si合金在不同半固態(tài)等溫處理溫度下保溫10 min組織形態(tài)變化，如圖4所示.

圖4 不同加熱溫度保溫10 min的金相組織

圖4a為620 ℃下保溫10 min的合金組織，可以看出此時的液相成分較低，α相與硅相已發(fā)生分離，在初生硅和α相的周圍并沒有完全充滿低熔點的共晶液相，此時合金的擴散較慢且界面能驅動力較低，初生硅形態(tài)相對于等溫處理前并沒有發(fā)生明顯變化.當?shù)葴販囟忍岣叩揭欢ǔ潭葧r，合金處于高液相率狀態(tài)，部分α相開始熔化，液相體積分數(shù)越來越多，液相相互連接包圍了初生硅相.而處于液相包圍中的初生硅相，受到固液界面的表面張力和曲率過熱的影響，開始粗化和球化.但是當加熱溫度升至660 ℃時，在球化的初生硅相邊界上又長出新的尖角，形態(tài)反而有些惡化，這是因為溫度提升而造成初生硅再次長大的結果.通過金相分析后發(fā)現(xiàn)，620 ℃保溫10 min后初生硅的形狀因子為0.37，而660 ℃保溫10 min后的形狀因子為0.41，可見半固態(tài)等溫處理溫度在640 ℃時的球化效果更好.

3 結論

(1)擠壓變形能有效的細化初生硅顆粒，使其平均直徑有明顯減小，由110μm降至47μm，但其形狀因子變化不大.

(2)使用熱涵法測知Al-30%Si合金的固相線溫度為565 ℃，液相線溫度為809 ℃，并可繪出合金的液相率隨溫度變化曲線，可為制定半固態(tài)等溫處理工藝參數(shù)提供依據(jù).

(3)半固態(tài)等溫處理過程中，初生硅不僅會熔化也有長大過程，因此半固態(tài)等溫處理應選擇合理的工藝參數(shù)，在640 ℃保溫10 min后的初生硅球化效果較好，其形狀因子可達0.59.

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