复合铸造范文（精选8篇）
复合铸造 第1篇
关键词：固液双金属,工艺参数,力学性能,界面结合机理
近年来,随着能源危机和环保问题的日益严重,人们对节能减排产品的需求越来越多,轻量化及高性能已成为新材料发展的一个趋势,且随着工业的发展,单一的材料或合金也已很难满足现代化生产对材料综合性能的需求[1，2]。双金属复合材料因具备两种金属材料的优良性能,可解决单一材料无法满足的高强度、高韧性等综合性能问题[3，4],近年来正吸引着越来越多研究者的注意。
双金属材料目前已广泛应用于汽车行业中的散热器、轴承和垫片以及换热器中[5]。双金属复合的方法有铸造复合[6，7]、扩散连接[8，9]、冷轧[10-12]、挤压[13]、爆炸焊[14，15]、等离子活化烧结[16，17]、搅拌摩擦焊[18-21]等。其中,固液复合铸造是一种十分简单、经济、有效的双金属复合方法。
固液复合铸造技术是将覆层金属液浇注到已预制好的基体金属上或将已表面处理好的基体金属沉没于覆层金属液中,通过两种金属间的扩散反应形成连续的金属间扩散区从而形成复合材料的工艺方法[22]。许多研究都使用复合铸造来连接相同或相异金属对,如钢/铸铁[23]、钢/铝[24]、铜/ 铝[25]、铝/铝[26]、镁/镁[27]、铝/镁[28，29]、钛/铝[30，31]。本文阐述了固液双金属复合材料的发展概况,重点介绍了复合技术及应用、影响固液复合铸造界面质量的因素、复合铸造力学性能、复合机理等,分析了该技术今后的研究发展趋势。
1固液复合技术及其应用
固液复合铸造的工艺方法有很多,比如挤压铸造[32]、壳型铸造[6]、高压压铸[22]、金属模铸造[33]、砂模铸造[34，35]、超声铸造[36]等。图1和图2是其中两种复合铸造方法的示意图, 表1列出了近年来一些固液复合研究中所采用的表面处理方法和复合铸造方法。
固液复合铸造通过连接不同的材料使零件具备多样化和复杂的性能,并能减少生产过程中的工序。一些复合铸造部件已经应用于汽车行业中,比如底盘系统中的发动机缸体、减震支柱支持和变速箱体,还有车身部件中的门框、连接支架。同时,BMW汽车使用的6缸镁合金内嵌铝发动机缸体等[5]的应用也表明多材质部件在汽车行业的应用越来越广泛。另外,航空行业对复合铸造材料的使用也越来越多。 表2为一些典型的固液双金属复合铸造制备的工业部件。
2工艺参数对复合界面质量的影响
目前实际生产中,双金属复合铸件的生产还主要依靠经验,没有形成一套完整的工艺和理论。表3列举了一些成熟的固液双金属复合铸造工艺参数。
双金属复合材料的界面是金属元素扩散的过程,随着工艺参数的变化(镶铸体积比不同,芯材预热温度和表面状态不同,金属液浇注温度的不同以及他们彼此之间的变化),界面将发生一系列不同的物理和化学变化,从而对复合材料的性质、复合后材料综合力学性能和界面结合强度产生重大的影响。因此,界面结合的影响因素是双金属复合材料工艺研究的关键[43]。
2.1铸造工艺
复合铸造时,往往要求基体金属浇注温度有一定的过热度,目的是确保金属液在凝固之前可以充满模具型腔并与芯材充分接触[44]。但过热度过大时,芯材与基体间会生成大量金属间化合物,对其性能造成不良影响。
费铸铭等[39]在研究铝基复合材料镶嵌铸造时提出可通过控制铝液的浇注温度来调整镶嵌界面的结合情况,并根据浇注温度的不同将镶嵌件表层温度场的变化设想为如图3所示的3种情况。合适的浇注温度会使镶嵌件表面处于熔融状态,并持续一定时间,为镶嵌件和铝液中原子相互扩散形成冶金结合提供了条件。过低和过高的浇注温度都会导致镶嵌铸造失败。
另外,固体材料预热温度直接影响液态金属对固体材料表面的润湿、异质形核、结晶和界面反应的进行,对界面结合起着重要作用。当固体材料不进行预热或预热温度过低时, 固体材料表面可能无法被液态金属润湿或会因表面原子活动能力弱而无法形成良好结合[42]。
固液复合时,也常采用感应加热方式对芯材和金属液进行加热,这可以延长固液热作用时间,是提高双金属铸造质量十分有效的办法。H.R.Shahverdi等[45]在研究中均证实了延长保温时间的作用。
2.2固液体积比
固液体积比对复合界面组织性能都有很大影响。固液体积比较低时,提供的热量少,元素扩散不充分,界面处易出现空隙、裂纹等缺陷[46]。有研究指出[43]:只有浇注的金属液提供足够高的热量以致热量等于使芯材从浇注时的温度上升到固相线温度所吸收的热量加上芯材表面熔化所吸收的熔化潜热的1/5时,才能实现界面的完全冶金结合。
2.3高强磁场
众所周知,高强磁场能够影响材料科学中的很多现象, 比如顺磁性材料的再结晶,抗磁性材料的晶界迁移,钢铁材料中的相变等。研究表明高强磁场对Al-Cu[47，48]、Zn-Cu[49]固液复合界面的扩散行为也会产生影响:高强磁场的存在会阻碍Al和Zn在Cu基体中的扩散,从而减少固液复合界面扩散层的宽度。
3固液复合双金属件的力学性能
3.1硬度
硬度在一定程度上反映了材料的耐磨性,同时也综合体现了材料的弹性模量、屈服强度、加工硬化性质等[50]。固液复合铸造过程中,在复合层扩散过渡区有可能会形成金属间化合物和固溶体,从而影响其硬度分布。
典型的Al-Mg固液复合界面处硬度分布曲线如图4所示[51],根据硬度值可以将其分为3个硬度区间,界面附近的硬度值远比两侧基体金属的要高,表明在Al-Mg界面上形成了高硬度的金属间化合物。同样,铸钢/不锈钢固液复合界面也满足3个硬度区间的规律[6]。
3.2剪切强度
界面是固液复合铸造的研究重点,界面处常常会出现裂纹缺陷。界面结合强度通过衡量裂纹沿界面传播扩展的难易程度来决定[43]。剪切强度测试因其方法灵活、制样简单而被大量运用,图5即为典型的剪切测试示意图。界面的剪切强度计算公式为[31]:
式中:τint指界面剪切强度,Fmax是剪切过程中最大载荷,r为内嵌件的半径,t为试样的厚度。图6为经剪切测试后的芯材表面形貌。
固液复合过程中提供的热量越多(提高浇注温度,延长复合时间等),两种金属间反应越激烈,金属间生成的中间化合物层就越厚。剪切强度随着过渡层厚增加而度逐渐增大, 到达峰值后减弱。
4双金属固液复合的结合机理
固液复合的结合机理分两类[52]:熔合结合与扩散结合。 当基体金属浇注温度很高时,芯材表面会局部熔化并与金属液相混合,同时与金属液形成合金,最终在液态金属内凝固形成熔合结合。扩散结合有两种反应类型,一是芯材表面在与基体金属液接触后发生局部熔化,但是不会与之混合,芯材与基体间的界面也会比较清晰;二是芯材与金属液相接触,芯材完全不熔化,而接触金属液凝固,形成激冷凝固层。 在这两种情况下,复合界面主要依靠金属液和芯材间的润湿能力及元素的扩散机制来发挥作用并形成扩散连接。
实际固液复合过程中,受工艺条件限制,金属液与芯材接触后各个位置的温度分布不可能完全均匀,这就导致双金属复合材料界面结合通常是以上两种机理综合作用的结果。 Mehmet Simsir等[6]对不锈钢-结构钢固液复合界面的断裂表面的研究也证实了这点。
5结语
受电子、电力、电器、冶金、机械、汽车和生活用品等产业领域需求的牵引,对高强度、高韧性等高综合性能复合材料的需求与日俱增。而固液复合铸造工艺则是发展高综合性能复合材料的重要方向之一。近年来,研究人员在结合机理、界面反应、中间化合物的微观结构和生长规律、固液复合材料的力学和电学性能方面的研究都有长足的进步,但从国内外的研究现状来看,还有很多问题需要研究:
(1)在工艺方面,充分利用高压铸造、挤压铸造、消失模铸造等先进的复合铸造方法以及感应加热、外加磁场等工艺手段来精确控制复合铸造过程,减少复合界面的化学缺陷和结构缺陷,提高界面稳定性,从而获得结合良好、电力学性能优异的复合铸造部件。
铸造过程和铸造产品监视和测量 第2篇
铸造过程和铸造产品监视和测量 目的
对质量管理体系的全过程进行监视和测量，以确保满足顾客的要求，对产品特性进行测量和监控，以验证产品要求得到满足。2 范围
适用于质量管理体系诸过程的运行是否满足策划要求，或产品的质量特性是否满足标准要求或顾客要求；对生产所用原材料、生产的半成品和成品进行监视和测量。3 职责
3.1质技科负责对产品的监视和测量。
3.2办公生产科负责对质量管理体系过程运行质量监督检查，进行策划并实施具体监督。
3.3 供销科负责销售指标及售后服务和顾客满意度调查。4 程序
4.1过程的监视和测量
a)目的：发现并解决问题，保持预期的过程能力，确保产品的符合性； b)监视与测量对象：质量管理体系的各个过程，包括产品实现过程； c)采用的方法包括：内部审核、过程能力分析、工作质量的检查、过程有效性的评价等；
d)对于产品实现过程，可通过抽样检验、控制图、过程能力分析等方式进行监视与测量，其他过程可采用工作总结与工作业绩评价等方式进行监视与测量；对于过程的有效性可通过内部审核予以评价；
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e)通过监视与测量，当发现过程未达到预期结果时，应采用适宜的方法进行数据分析并采取有效的纠正和纠正措施。
各部门对本部门控制内的过程进行监视和测量，办公生产科负责质量管理体系运行全过程的监视和测量，对于出现的问题，各部门及时制定纠正和纠正措施，经管理者代表审核，总经理批准后实施。办公生产科负责组织对其有效性进行验证。
4.2产品的监视和测量
4.2.1质技科负责编制各类检验规程，明确检测点、检测频率、检测项目、检测方法、使用的检测设备等。4.2.2进货检验
4.2.2.1对生产购进物资，采购员核对送货单，确认物料品名、规格、数量等无误后交给检验员检验。4.2.2.2物资入库
a）库管员根据合格记录或标识办理入库手续；
b）验证不合格时，检验员应将该不合格品进行不合格处理，按《不合格品控制程序》进行处理。
4.2.2.3采购产品的验证方式
验证方式可包括检验、测量、观察、工艺验证、提供合格证明文件等方式。根据规定的物资重要程度，在《原材料检验规程》中规定不同的验证方式。4.2.3半成品的监视和测量 4.2.3.1过程检验
对设置检验点的工序，加工后将产品放在待检区，检验员依据《检验规程》更多免费资料下载请进：http://
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进行检验，填写相应的工序检验记录表。对半成品，盖检验员章后方可转入下一工序，对不合格品执行《不合格品控制程序》。4.2.3.2巡回监控
生产过程中，检验员应对操作者的自检进行监督，认真检查操作者的作业方法、使用的设备是否正确；并将结果及时反馈给操作者，发现的不合格品应执行《不合格品控制程序》。4.2.4成品的监视和测量
4.2.4.1需确认所有规定的进货验证、半成品监视和测量均完成，并合格后才能进行成品的监视和测量活动。
4.2.4.2检验员依据成品检验规程进行检验和试验，并填写成品检验记录。合格品签发“合格证”，仓库凭合格证办理入库手续。不合格品按《不合格品控制程序》执行。
4.2.4.3除非顾客批准，否则在所有规定活动均已圆满完成之前，不得放行产品和交付服务。因顾客批准而放行的特例，应考虑： a)这类放行产品和交付服务必须符合法律法规的要求；
b)这类特例并不意味着可以不满足顾客的要求。
4.2.5首检：对于模具控制的产品执行首检，首件连续三件合格，投入批生产；否则再六连件续检合格，才能投入批生产；如还不合格应检修模具和设备。待模具和设备修好后，从新生产并执行首检。4.2.6监视和测量记录
4.2.6.1在监视和测量记录中应清楚的表明产品是否已按规定标准通过了监视和测量，记录应表明负责合格品放行的授权责任者。对不合格品应执行《不合更多免费资料下载请进：http://
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格品控制程序》。
4.2.6.2监视和测量记录由本部门负责保存。5 相关文件
5.1《改进控制程序》。5.2《不合格品控制程序》。5.3《检验规程》。6 记录
6.1《产品检验记录》。
6.2《紧急（例外）放行申请单》。6.3《纠正/预防措施实施单》。
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铸造铝基复合材料的凝固过程 第3篇
1 铝基复合材料的应用
颗粒增强铝基复合材料具有高的比强度和比刚度、耐磨、耐疲劳、低的热膨胀系数、高的微屈服强度、良好的尺寸稳定性和导热性等优异的力学性能和物理性能, 以及材料的可设计性、并可用传统金属材料加工方法加工成形等特点, 是最具广阔发展前景的金属基复合材料之一, 可广泛应用予航空航天、军事、汽车、电子、体育运动等领域。因此, 从20世纪80年代初开始, 世界各国竞相研究开发这类材料, 从材料的制备工艺、微观组织、力学性能与断裂韧性等角度进行了许多基础性研究工作, 取得了显著成效。目前, 各国相继进入了颗粒增强铝基复合材料的应用研发阶段, 在美国和欧洲发达国家, 该类复合材料的工业应用已逐步开始, 并且被列为2l世纪新材料应用开发的重要方向。由于铝基复合材料是由基体铝或者铝合金与另外一种或者几种不同物质以不同方式组合而成, 它可以发挥各种材料的优点, 克服单一材料的缺陷扩大材料的应用范围。复合材料具有重量轻、强度高、加工成型方便、弹性优良、耐化学腐蚀和耐候性好等特点, 已逐步取代木材及金属合金, 广泛应用于航空航天、汽车、电子电气、建筑、健身器材等领域, 在近几年更是得到了飞速发展。
2 复合材料的性能特点
复合材料是一种混合物, 在很多领域都发挥了很大的作用, 可代替了很多传统的材料。复合材料按其组成分为金属与金属复合材料、非金属与金属复合材料、非金属与非金属复合材料。按其结构特点又分为: (1) 纤维复合材料。将各种纤维增强体置于基体材料内复合而成。如纤维增强塑料、纤维增强金属等。 (2) 夹层复合材料。由性质不同的表面材料和芯材组合而成。通常面材强度高、薄;芯材质轻、强度低, 但具有一定刚度和厚度。分为实心夹层和蜂窝夹层两种。 (3) 细粒复合材料。将硬质细粒均匀分布于基体中, 如弥散强化合金、金属陶瓷等。 (4) 混杂复合材料。由两种或两种以上增强相材料混杂于一种基体相材料中构成。与普通单增强相复合材料比, 其冲击强度、疲劳强度和断裂韧性显著提高, 并具有特殊的热膨胀性能。分为层内混杂、层间混杂、夹芯混杂、层内/层间混杂和超混杂复合材料。
3 铝基复合材料的制备
国内外关于颗粒增强铝基复合材料的制造方法, 按照增强颗粒的加入方式可分为强制加入和原位生成两种方法。对于电子封装用高体积分数铝基复合材料制备工艺有多种, 国内比较成熟的有粉末冶金法、压力铸造法、浸渗法 (真空浸渗、真空压力浸渗) 等。粉末冶金法是将陶瓷粉末和基体合金 (如铝合金) 粉末按照一定配比混合, 在一定形状的磨具中加压成型, 制成毛坯, 然后在真空中加热、加压使其烧结到一起成为零件。这种工艺可以制成形状比较复杂的零件, 成形精度较高, 从而减少后期的机械加工。缺点是原材料以及设备成本和工艺成本较高, 材料致密度较低, 气密性较差, 由于加热时间较长, 往往存在界面反应压力浸渗法是指将液态金属在一定压力下浸渗到增强体预制块空隙中, 并在压力下凝固获得复合材料的方法, 常用来作高体积分数的铝基复合材料。工艺概述:先把预制块预热到一定温度, 然后将其放到预热的铸型中, 浇入液态金属并加压使液态金属浸渗到预制体的空隙中, 保压直到凝固完毕, 从铸型中取出即可获得复合材料。
无压浸渗法是Aghaianian等于1989年在直接金属氧化工艺的基础上发展而来的一种制备复合材料的新工艺将基体合金放在可控气氛的加热炉中加热到基体合金液相线以上温度, 在不加压力和没有助渗剂的参与下, 液态铝或其合金借自身的重力作用自动浸渗到颗粒层或预制块中, 最终形成所需的复合材料。[4]我们实验室采用的就是真空压力浸渗法, 我们采用的真空压力浸渗法在坩埚底部放上预制件, 上面放上金属基体, 然后用真空对坩埚抽真空, 真空度达到-200 kPa, 然后升温炉体, 温度升到700℃铝液全部熔化后, 再对坩埚加压, 压强达到10～40 MPa。由此得到的复合材料的致密性最好, 因为他是在抽过真空以后又在压力下浸渗进去, 克服了无压浸渗和粉末冶金的致密性不高和气密性差的缺点。
4 铝基复合材料的加工
为了制成实用的铝基复合材料构件需要对铝基复合材料进行二次成型加工和切削加工。由于增强物的加入给复合材料的二次加工带来了很大的困难, 颗粒增强铝基复合材料增强物硬度高、耐磨, 使这种复合材料的切削加工十分困难, 对于纤维增强铝基复合材料构件一般在复合过程中完成成型过程, 辅以少量的切削加工和连接即成构件。而对于短纤维、晶须、颗粒增强铝基复合材料, 则可采用铸造、塑性成形、焊接、切削加工等二次加工制成实用的铝基复合材料构件。目前铸造成形方法按增强材料和金属液基体的混合方式不同可分为搅拌铸造:可分为液态机械搅拌法和半固态机械搅拌法;正压铸造:分为挤压铸造和离心铸造;负压铸造:真空吸铸法和自浸透法。
由于增强颗粒与基体的润湿性较差我们可以采取以下措施:金属基题中加入Mg、Li等合金降低表面张力, 改善润湿性;对增强颗粒表面进行预处理, 去除表面污染物, 改善颗粒与基体的润湿性。在铸造法中增强颗粒一般与基体密度相差较大, 且两者互不润湿因而容易出现上浮, 下沉的情况。解决办法:提高金属熔体的粘度, 减小增强颗粒的粒径使颗粒上浮、下沉的速度变小, 从而使组织均匀、性能提高。增强体的存在使温度场和浓度场、晶体生长的热力学和动力学过程发生变化。在非平衡凝固条件下, 这些变化将对复合材料的组织性能有着明显的影响。
摘要：铝合金及其复合材料是工程应用中最具竞争力的材料体系之一, 已广泛应用于航空航天、建筑、汽车、船舶、日用品等工业领域。本论文积极展开厂先进制备技术和高强铝基复合材料的研究开发工作, 通过增强颗粒组分的原始创新和制备技术的原始性创新获得力学性能的指标。
关键词：离心铸造,梯度功能材料,场耦合
参考文献
[1]倪增磊, 王爱琴.铝基复合材料的制备方法[J].材料热处理技术.
绞吸式挖泥船绞刀齿复合铸造工艺 第4篇
1 绞刀工作原理及失效形式分析
绞刀结构如图1所示,带齿的绞刀焊接镶在鼠笼型刀架上,工作时刀架单向旋转,绞刀深入水底泥沙,绞起泥沙时,刀齿齿面受泥沙压力和冲击力产生弯曲应力,同时受到泥沙颗粒的磨损。由于水下泥沙结构复杂,所以刀齿磨损的应力变化很大,产生的弯曲应力变化也很大。为保证绞刀稳定工作,刀齿的材料及结构应保证其不发生断裂破坏,因此,刀齿的断裂形式仅限于不同应力下的磨损。磨损应力最大的地方在齿面及其边缘,而齿侧的磨损则是在齿面边缘磨损后相继发生的。由于受齿面的保护,齿侧不会先于齿面磨损。
2 复合铸造工艺方案
根据上述分析,在保持刀齿的足够的弯曲强度的条件下提高其抗磨性的最好方法是增强齿面的抗磨性。一种方法是在齿面上使用抗磨材料形成一定厚度的齿面保护层,这已在生产实践中使用,方法是在齿面上堆焊抗磨层,但这种方法费时费力,而且堆焊层在使用中易发生裂纹和剥落现象,增加维修和更换次数,成本也随之增高;另一种方法是采用铸造方法直接铸造出具有较高抗磨性的绞刀。
由于刀齿齿头结构的复杂性,不便采用液-液复合铸造。只能采用液-固复合方式铸造,齿面抗磨层合金设计为高铬铸铁Cr15Mo2Cu1,厚度为7mm,刀齿基体材质为ZG35Mn。
2.1 熔铸块
熔铸块是放置在刀齿型腔中齿面部位的合金粉块。当钢水浇入型腔后,合金粉块熔入钢水,实现局部合金化,形成齿面高铬铸铁抗磨层。为达此目的,(1)必须保证浇注结束前合金粉块位置不变、不流失;(2)合金粉块全部熔化并熔入钢水;(3)熔渣能浮出至型壁。
2.1.1 熔铸块组分
齿面抗磨层成分设计为C:2.2~2.8%;Si:0.4~0.8%;Mn:0.78~1.2%;Cr:12~18%;Cu:0.8~1.2;S:≤0.1%;合金成分占齿面17~22.4%,如不计C含量,则占齿面14.8~21%;熔块成分为Cr:81.08~83.33%;Mo:10.81~10.92%;Mn:0.7~0.93%;Cu:5.4~5.6%;铸块由铬铁粉、钼铁粉、锰铁粉、铜粉组成,并添加少量硼砂做溶剂和少量稀土硅铁粉作孕育剂。各组分的比例为:铬铁粉为84.2~86.0%;钼铁粉为11.2~10.5%;锰铁粉1.75~0.6%;铜粉2.81~2.78%;另硼砂和稀土硅铁粉重量分别占上述合金粉总量的5%和0.2%。合金粉的粒度为100~150目,制粉后应尽快使用,以免混入杂质和吸潮。熔铸块放置在型腔中应能充分合金化。由于刀齿为板状散热快,而熔铸块又集中在齿面部,所以熔铸块应具有足够大的表面积,使之与钢水接触后单位时间内获得更多的热量,提高钢水的利用率,这是保证熔铸块充分合金化的必要条件。本课题采用合金粉重量1.5~2%的冷硬树脂粘结剂与合金粉混合均匀,由于刀齿为板状结构,散热较快,而且熔铸块在齿面部所占比重较大,为保证熔铸块能充分熔化和合金化,故将熔铸块刀齿部分制成网状结构(如图2所示),硬化后备用。每个刀中的合金粉料重量G用下式计算:G=BFr M(克)
式中:
B-抗磨组元设计厚度(mm);
F-刀齿齿面面积(cm);
r-抗磨组元比重(g/cm3);
M-熔铸块中合金粉在抗磨组元中的重量比例;
本课题中:B=0.8cm;r为高铬铸铁比重8g/cm3;M=28.5~41.85%;代入式中得出G=(1.8~2.6)F克。
2.1.2 熔铸块的安装
绞刀的位置如图2所示,齿面在下,有利于杂质上浮。为了增强排除熔铸块中杂质和气体,浇注时将砂箱一侧垫高,使齿面与水平面成30度左右倾角,钢水从下至上浸没熔铸块,也有利于避免熔铸块被冲走流失,为防止浇注时熔铸块浮动,可用直径为2mm的铁丝制成长40~50mm的钩钉,把熔铸块固定在砂型上2~4点。采用湿型铸造时,铸块安装后应立即全箱浇铸,以免熔铸块长时间放置湿型吸潮。
2.2 铸型工艺
液-固复合铸造为型内合金化工艺,采用粉块合金法或采用铸块-表层合金化或无合金化镶铸。它的工艺特点是固相部分作为复合铸造的两个组元的某些成分置于型腔的预定部分,浇铸后在该位置的限定范围内熔化并实现合金化,形成这个组元。这样就有三个必须解决的问题:(1)使固相熔化后形成的合金符合对于该组元的成分要求;(2)液相组元提供足以使固相组元熔化和合金化的热量;(3)从型腔中排除固相组元受热熔化时产生的气体和熔渣。与铸型关系密切的是第(3)条。实践证明铸型透气性不好时,熔铸块产生的气体在钢水与熔铸之间形成气体妨碍了熔铸块与钢水的融合,因此,铸型应有良好的透气性。采用湿型时,型砂的粒度不小于20~30目为宜,并在刀齿部开出直径为15~20mm的排气孔一处,使浇入铸型的钢水平衡升高,有利于熔铸块的熔化和合金化,也有利干熔渣和气体的上浮和排出。实践证明,用于湿型浇铸则效果良好,铸型烘干前应涂刷涂料并在刀齿部预埋入2~3处细铁丝以备固定熔铸块用。
2.3 浇注系统设计
浇注系统应保证平衡、迅速的充满型腔,使熔铸块在尚未达到熔化温度之前便已埋入钢水中,使熔铸块的熔化和合金化在相对于型腔静止的钢水中进行,能够保证高铬铸铁成分在齿面区的预定厚度内形成。浇注系统结构如图3所示,浇道各部分截面面积为F内:F横:F直=1:1.5:1.2,最长浇注时间与浇注温度、铸件结构与重量、浇注位置熔铸块结构及位置有关,当浇注温度为1500~1550℃时,本课题控制在15~18秒内即可满足要求。
3 应用举例
按上述工艺方案铸造荷兰产的绞吸式挖泥船“海狸2600”号挖泥船绞刀,该绞刀分为五组,每组三付共十五个刀齿,齿面面积约400cm2,齿厚4cm。刀齿工作面抗磨层设计厚度为8mm,设计成分C:2.6%;Si:0.6%;Mn:1.2%;Cr:15%;Mo:2%Cu:1%。钢水成分按ZG35Mn配置,中频炉熔炼,浇注温度1520~1550℃,海城砂(40~70目),浇注速度4kg/s。结果铸件质量外观良好,齿面硬度50~55HRC,个别齿面有表浅气坑,分析为熔铸块受潮所至。成品铸件经950℃空淬,260℃回火,使用寿命为可绞吸75万m3中等颗粒砂,比高锰钢绞刀高1~1.5倍,使用期间观察磨损厚度为4~7mm。由于钢水在齿根部流量大,如果熔铸块稍有流失,该部位抗磨层便会变薄,而齿面前部则较厚,又因为两种组分硬度的不同,磨损形态自然也会有差异,因此可较明显地分辨出它们的分界线,但由于两组分熔合较好,在过度层中未发现有夹渣、冷隔、气孔等缺陷。
4 结论
采取高铬铸铁与低合金高强钢或碳钢液-固复合方式铸造绞刀,可大大提高绞刀的抗磨性和使用性,其综合性能明显优越于堆焊式方法,是绞刀抗磨工艺的新进展,不失为一种值得重视的新工艺。
摘要：首先通过对挖泥船纹刀齿磨损情况的分析,阐明采取齿面抗磨复合铸造可显著提高绞刀抗磨性。继而在分析高铬铸铁与低合金抗磨钢或碳钢复合铸造工艺条件的基础上,阐述了合金熔块的组分结构、稀释比、浇注系统、浇注温度、热处理规范的影响及选择,并介绍了复合绞刀齿的应用举例。
复合铸造 第5篇
Al-Cu复合材料不仅具有Cu强度、稳定性和可靠性较高的特点,而且具有Al密度小、易于机械加工、价格低廉等优点,作为导电材料在传输高频电流时具有“趋肤效应”[1,2]],表现出与纯Cu完全相同的传输性能,因而代替纯Cu作为高频信号的传输载体可以大幅降低成本[3]。然而,Cu与Al为较负电性的金属,互溶性较好,在某些温区易形成金属间脆性相(如Al2Cu、Al4Cu9等),对界面的导电性和结合强度有显著的影响。
目前,爆炸复合法[4]、挤压法[5]、热压扩散法[6]等制备工艺均可成功实现Al-Cu的复合,但综合生产周期和界面的结合品质,这些工艺并不理想。爆炸复合工艺制备的Al/Cu/Al多层复合材料,结合强度不足,通常需退火处理,但退火过程在界面处易形成较厚的脆性金属间化合物层(AlCu3、AlCu和Al2Cu),导致试样界面在受力变形中出现大量的微观断裂,故爆炸复合的产品表面质量差,不能用于连续化生产[7,8]。挤压复合法可使Cu、Al晶粒明显细化,复合界面过渡层薄(10~15μm),生成的脆性化合物数量少,但工艺流程长,界面易氧化,成材率低[9]。热压扩散法复合界面不易被氧化,但该工艺制备周期较长,对生产设备与厂房条件的要求较高,不利于规模化生产[10]。
因此,笔者根据前期大量的探索性实验,选择低压铸造-轧制复合法来实现Al-Cu复合材料的快速制备。采用低压铸造、强化冷却方式能使Al、Cu达到瞬时复合得到Al-Cu复合坯,可有效抑制多相金属间化合物的生成,轧制环节可使复合坯发生一定的塑性变形实现界面的冶金结合,该工艺一次成形的优点为批量化生产Al-Cu复合材料提供了可能。
1 实验
Al-Cu复合材料采用工业纯Al(99.99%)和Φ22mm×1mm的紫Cu管(99.99%)制备而成。首先将Cu管切割成500mm长的坯件,并压制成厚度为10mm的矩形扁管,先后用10%HNO3处理10min,随后用自配溶液处理20min,以去除Cu管表面的氧化膜、油污和其他杂质,并在其表面镀一层保护膜,防止Cu氧化。在压制好的铜管顶部开一小口,然后将其固定在钢制炉盖上。如图1所示,当铝液加热到一定温度时,将铜管固定于熔Al炉子上方,打开铜管加热器,使铜管预热到200℃。断开铜管加热电源,开启氩气阀门,控制压力0.5~1.0MPa,使高温Al液(680~740℃)瞬间注满Cu管,然后开启冷却设备(水通量400L/h),冷却至450℃,形成Al-Cu复合坯,并用双辊轧机在30%的压下率下轧制成650mm×30mm×7mm×R3.5mm(长度×宽度×样品厚度×圆角半径)的Al/Cu复合材料,样品横截面及中间部位的纵向线切割处理后抛光得到其外观形貌图及纵向剖面(见图2),从宏观上观察界面结合质量和缺陷。对Al-Cu界面及剪切实验后的Cu、Al表面分别进行能谱分析(EDS,MLA 650)和X射线衍射分析(XRD,D8Advance);利用电子万能试验机(AG-X)测试复合材料界面结合的剪切强度和协同性能。
2 结果与讨论
2.1 Al-Cu复合材料界面微观组织形貌
图3、图4为不同Al液温度下制备的Al-Cu层状复合材料样品的扫描电镜图(SEM)和对应的EDS线扫描图。由图3可以看出,Al-Cu界面形成了不同宽度且均匀、连续分布的金属间化合物层,表明Al-Cu结合良好。Al液温度为680℃时(见图3(a)),在Al-Cu界面只形成较薄的单一Al-Cu合金层;但当Al液温度高于680℃时,界面过渡层出现多亚层结构(见图3(b)-(d))。根据对应的线扫描图(见图4),Al-Cu界面形成的过渡层是Cu、Al元素通过扩散反应生成的金属间化合物相,并且各金属间化合物层呈梯度过渡状态,过渡层的形成使Al-Cu界面具备了复合材料特有的界面特征,实现了Cu与Al的冶金式结合。随着Al液温度的升高,界面过渡层的各合金层的宽度逐渐加宽,并且其宽度最宽处的位置是扩散反应最早出现的位置。表1为不同Al液温度对应样品的界面过渡层宽度。
表2为样品的界面各合金层及靠近界面富Cu区和富Al区的EDS点分析结果。由表2可以看出,结合界面处Cu原子的相对含量随着远离基体而逐渐减小,表现出浓度梯度渐变的过程;Al原子的相对含量变化表现相同的趋势。通过推算可得界面处生成了AlCu、Al2Cu、Al4Cu、Al2Cu3和Al4Cu9金属间化合物。Cu、Al原子的互扩散先形成Al-Cu固溶体,随着扩散程度的增大,Cu、Al形成过饱和固溶体,由于其组织和成分不稳定,在金属原子连续扩散的诱导下将发生形核以及晶核长大而实现相的转变[11,1[12],研究表明[13],Al2Cu相最先生成,由于Cu、Al原子连续向Al2Cu层扩散,导致金属原子在Al2Cu层中发生再分配,诱导Al2Cu相向生成自由能较小的AlCu相转变,最终在Al2Cu表面分出AlCu相。同样,Al2Cu3和Al4Cu9相分别在依次生成的AlCu和Al2Cu3相的表面形成,各相层的转变呈现出浓度梯度渐变的过程(见图4(b)-(d)),并且原子组成表现出越靠近基体,原子浓度越大的趋势。图3(b)-(d)中均形成了Al2Cu层,从对应的EDS线扫描图(见图4(b)-(d))中可以看出,其形成是扩散浓度呈梯度变化的结果,并非如文献[14]报道的该层不存在浓度梯度,仅仅只是晶核的形成与长大而已。因此,扩散过渡层并非完全是一个成分逐渐过渡的固溶体,而是含有Al-Cu金属间化合物的复合层。此外,推算得到的Al4Cu相也是界面反应的产物,其形成可能是Al2Cu层与Al原子扩散反应生成的新相晶核在Al2Cu层表面按“平面方式长大”形成的合金层[11]。在界面处还出现了少量的氧,这可能是Cu管预热过程中保护剂挥发致使内表面被氧化造成的。
2.2 Al-Cu复合材料界面协同性能
对不同Al液温度下制成的Al-Cu复合材料样品进行三点弯曲实验,其外形变化如图5所示。由图5可见,在较低的Al液温度(680℃和700℃)下Al-Cu界面没有出现裂纹,Cu、Al基体表现出良好的塑性变形。这是因为Al液温度较低时,Al-Cu界面处形成的Cu、Al金属间化合物的数量较少,构成连接两基体的过渡层较薄(2.75μm和4.20μm),强化了冶金结合,界面能随基体发生较好的塑性变形,从而导致界面复合良好[15]。研究表明[16],Al-Cu界面金属间化合物层的总厚度超过5μm时会严重影响界面的结合强度。相比之下,在720℃和740℃制成的样品的Al-Cu界面均出现了不同程度的开裂,740℃样品的开裂更为明显。这可能是由于随着Al液温度的升高,界面过渡层宽化(从680℃的2.75μm增加到740℃的6.25μm);同时研究指出,界面处Al2Cu3、AlCu和Al2Cu等相呈现多层分布,各层的硬度值各不相同,且均显著高于Cu、Al基体[17],因此这些化合物在弯曲变形过程中几乎不随复合材料的受力变形而产生滑移,阻碍滑移带晶格产生畸变,进而导致晶界脆性和晶间裂纹,最终造成脆性破裂。此外,由于金属间化合物相的生成引起复合材料的体积变化和界面的不匹配等,导致弹性畸变,使得界面结合强度大幅度降低,造成界面开裂[18,19,20]],因此较高的Al液温度不利于界面形成强冶金结合。
2.3 Al-Cu复合材料界面剪切强度
图6和图7为不同Al液温度下制备的Al-Cu复合材料样品的剪切实验结果及其剪切强度变化。由图6、图7可见,680℃和700℃的样品剪切断裂发生在包覆Cu层接口处,剪切强度达到280 MPa,说明在较低Al液铸入温度下Al-Cu界面的结合强度高于Cu包覆层的剪切强度,界面结合良好。720℃和740℃的样品经剪切试验后结合界面处发生断裂,而且740℃样品的剪切强度相比680℃和700℃降低了近61%。这是因为较高Al液温度下在界面处生成了不同结构类型的金属间化合物相Al4Cu9(立方结构Z=[001],a、b、c=0.487nm)、AlCu(正交结构Z=[101],a=1.004nm、b=0.695nm、c=0.416nm)和Al2Cu(四方结构Z=[11],a=0.487、b=0.487、c=0.607)[21],Cu、Al特定的冶金学作用决定了合金相的较大脆性,剪切作用力使界面处硬脆性过渡层开裂,同时裂纹沿金属间化合物层扩展[22],最终导致结合界面产生剪切断裂。Al2Cu3的结构尚不确定,但其形成的是Cu、Al原子浓度梯度渐变的产物,合金层之间也是梯度渐变,结构和性质表现出平稳过渡的状态,则Al2Cu3与其他合金相具有相似的硬脆性[23]。因此,在较低Al液温度下生成的较薄的扩散反应层增强了Al-Cu界面的结合。而且形成的冶金结合界面过渡层越薄,界面的塑性和结合强度越大[24],即界面的剪切强度与界面的结构有密切的关系,与大量的强度与过渡区金相组织的关系研究结果一致[25]。采用XRD分析了740℃剪切后的样品的Cu侧和Al侧的物相组成,结果如图8所示。由图8可以看出,在Cu侧和Al侧均出现了Al2Cu,没有出现其他相同类型的物相,则界面的剪切断裂可能发生在脆性的Al2Cu层;在Cu侧含有AlCu4、AlCu、Al2Cu3、Al4Cu9相,与EDS测试结果相吻合。因此,本工艺中较低的Al液温度有利于制备出界面结合品质高的AlCu复合材料。
3 结论
(1)在Cu管预热温度为200℃、压下率为30%、Al液温度为680~740℃时,Al-Cu界面均能生成连续均匀分布的扩散过渡层,且其宽度随着Al液温度的升高而增加。
(2)在Al液铸入温度为680℃和700℃时,Al-Cu界面均具有良好的协同性。Al-Cu界面结合的剪切强度在Al液温度为680℃和700℃时相同,均大于Cu包覆层的剪切强度280MPa,随Al液温度的进一步升高(720~740℃),界面的剪切强度降低。
复合铸造 第6篇
原位反应近液相线铸造方法是作者在液相线铸造方法的基础上探索性地将原位反应和液相线铸造两者结合在一起制备半固态坯料的一种方法。它是将颗粒的生成置于基体合金熔体中完成,然后在接近合金的液相线温度进行浇铸的工艺。其优点设备无需作任何改进,因而材料制备成本低;由于颗粒在基体中直接生成,所以颗粒表面无污染、而且在基体中分布均匀,浇铸温度容易控制等。本工作采用该方法制备含有不同体积分数原位TiC颗粒的TiCp/7075铝基复合材料,研究TiC颗粒对近液相线铸造7075半固态铝合金组织的影响。从而为半固态加工技术提供一种有效的坯料制备方法。
1 实验方法
采用原位反应近液相线铸造方法制备四种具有不同原位TiC颗粒含量的近液相线铸造7075+X%TiC(体积分数)铝基复合材料(其中X=0,0.5,1.2,2.5)。其制备过程为:(1)将Ti粉(<50μm),石墨粉(<75μm),Al粉(<75μm)按一定比例在混粉机内混合均匀,并压制成ϕ20mm×25mm的预制块备用;(2)将坩埚中的7075铝合金(Zn5.7,Mg2.5,Cu1.8,Cr0.2,Fe<0.15,Si<0.15,Mn<0.15,其余为Al,质量分数/%)升温至900℃,用石墨钟罩将规定量的Ti-C-Al预制块压入此合金熔液中,通过原位反应生成TiC颗粒,适当搅拌使其更加均匀地分布于合金熔体中。待反应完成后降温至高于7075铝合金的液相线温度[7]635℃的某一温度,并保温一定时间后进行浇注成形,完成半固态铝基复合材料的制备。
选用三酸水溶液(HNO3:2.5%;HCl∶1.5%;HF∶1%;H2O∶95%质量分数)对常规磨制后的试样进行15~20s的腐蚀,采用光学显微镜观察其微观组织。应用Image Tool软件及平均截线法统计7075+2.5%(体积分数,下同)TiC铝基复合材料的平均晶粒尺寸。采用离子减薄法制备透射电镜样品,观察原位TiC颗粒的分布、形貌和尺寸等。
2 实验结果与分析
图1为采用原位反应近液相线铸造方法制备的具有不同TiC颗粒含量的7075铝基复合材料的铸态组织。众所周知,在常规铸造条件下,铸锭组织为粗大的树枝晶,而由图1a可知,7075铝合金在接近液相线温度浇铸时,转变为蔷薇状组织,且晶粒并非很粗大,甚至局部区域出现数量不多的等轴晶。根据结构起伏理论,在低温时,熔体内存在一定量的近程有序排列的准固态原子集团,这些原子集团在一定的过冷度下,便迅速长大变成稳定的结晶核心[8]。近液相线铸造与常规铸造相比,所能形成的晶核数量就多,从而晶粒长大的空间就变小,也即组织被细化,最终形成蔷薇状组织,而不是枝晶组织。这就是常规铸造和近液相线铸造组织的区别所在。当7075铝合金熔体内部原位生成一定量的TiC颗粒后,在浇铸温度不变的条件下获得的复合材料的铸态组织见图1b-d。与图1a对比发现,随着TiC颗粒含量的逐渐增加,组织中的等轴晶数量增多,当原位TiC颗粒的体积分数达到2.5%时,蔷薇状组织几乎全部消失,获得均匀细小的等轴晶或近球形的非枝晶组织。经测量此时对应的平均晶粒尺寸为35.6μm。由图1a和图1d的对比可知,在接近液相线温度进行浇铸时,若加入一定量的原位TiC颗粒,能够使材料组织形貌发生质的变化,从蔷薇状变为等轴晶。对应某一浇铸温度,能够获得全部等轴晶的原位TiC颗粒含量的临界值也应该有所区别的。只有达到或超出临界值后才能获得如图1d所示的全部由等轴晶构成的组织。当然颗粒含量愈多,晶粒尺寸会愈小。颗粒含量未达到该临界值之前,材料的组织以蔷薇状和等轴晶的混合形式存在。分析认为,当温度接近合金的液相线温度时,如前所述,熔体中已经形成一定数量的准固态原子集团,TiC颗粒的加入,使合金发生大量异质形核,进一步增加晶核数量,从而使铸锭完全由细小的等轴晶组成。因此认为,降低浇注温度和加入原位TiC颗粒的双重作用下,更加容易获得等轴晶组织。
K.XIA等人的实验研究结果显示[5],2618锻造铝合金在750℃进行浇铸时,获得典型的枝晶组织,浇铸温度降低至645℃后,组织中仍能观察到枝晶,而在液相线温度738℃进行浇铸时,能够获得细小均匀的非枝晶组织。浇铸温度低于液相线温度2℃时,获得包含绝大多数等轴晶和极少量的粗大枝晶。因此,在理论上液相线铸造方法能够得到等轴晶组织,但其浇注温度范围非常小,几乎只有在液相线温度浇注时才能得到完全的等轴晶,在实际生产中由于批量大,温度难以控制在某一温度点上。M.K.Premkumar等人[9]采用气-固反应模式,在铝合金熔体中生成6.4%TiC颗粒,然后选取某一温度进行浇铸,获得晶粒尺寸小于70μm 的TiC颗粒增强的铝基复合材料。说明加入一定量的原位TiC颗粒后,在某一对应温度进行浇铸,能够获得等轴晶组织。而采用原位反应近液相线铸造方法,通过加入少量的原位颗粒,可以在小范围改变浇铸温度,在高于合金液相线温度,保证熔体具有较好的流动性的条件下进行浇铸,将会进一步提高材料的成型性,体现了该工艺的另一个优点。
上述结果表明在相同的工艺条件下,通过加入一定量的原位TiC颗粒后可直接得到等轴晶组织,使近液相线铸造浇注温度范围有所扩大,这对控制实际生产过程非常有利。另外,在后续的半固态二次加热过
程中,普遍存在晶粒的长大现象,为得到适宜的液相比例,提高二次加热温度会导致晶粒尺寸偏大,对性能产生不良影响。但是如果材料的原始组织比较细小,而且材料内部弥散分布着细小颗粒,则在相同条件下,经过二次加热的晶粒尺寸也会减小,从而更好地满足半固态加工工艺对材料组织的要求[10,11,12]。
图2,3所示为通过透射电镜观察到的原位TiC颗粒在基体合金中的分布及其形貌。表明原位TiC颗粒在晶粒内部以及晶界上均有分布,而且呈多面体(其截面多数为六边形和四边形),经测量颗粒尺寸为0.3~0.9μm。对比晶粒内部及晶界上的颗粒尺寸和形貌,发现晶粒内部的颗粒尺寸小于晶界上的颗粒尺寸。表明大尺寸颗粒不容易被凝固前沿所吞噬,最终
被推移至晶界处。
原位TiC颗粒作为形核剂,对7075铝合金起到细化作用,分析其原因主要有以下几个方面:
(1)TiC颗粒和Al基体的晶体均属于面心立方结构,而且晶格常数相差很小(0.43285 TiC-0.40494Al=0.02791nm),Al原子很容易附着于TiC颗粒的表面,形核并长大。
(2)通过式(1)原子排列错配度计算公式[13],进行计算的结果表明,原位TiC颗粒与基体Al之间错配度较小(小于7%)的状态有三种情形,分别为(100) TiC//(100)Al,(110)TiC//(110)Al和(111)TiC//(111)Al。从而促进Al原子优先附着于TiC颗粒的上述三种晶面形核并长大,而且在TiC颗粒与Al基体之间的这三种晶面之间容易形成共格界面。
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式中(hkl)s为基体材料的低指数晶面;[uvw]s 为(hkl)s晶面上的低指数方向;(hkl)n为低指数形核面;[uvw]n 为(hkl)n晶面上的低指数方向;d[uvw]s为沿着[uvw]s方向上的原子间距;d[uvw]n为沿着[uvw]n方向上的原子间距。
(3)由于TiC颗粒是原位生成的方式加入的,因此两者界面无污染,而且TiC具有高熔点,一旦形成后,在7075铝熔体中始终以固态形式存在,合金凝固时原子容易沿着颗粒的 (100)TiC,(110)TiC和(111)TiC面进行排列,形成共格界面。至于颗粒形貌呈多面体(截面呈多边形),有待于进一步深入研究。根据K.XIA等人[5]的实验研究结果可知,TiC颗粒也是通过形核与长大机制来完成的。初步分析认为,如同等轴晶组织中正六边形晶粒具有很高的尺寸稳定性,TiC颗粒也长成六边形,达到稳定状态。再者,受到热爆反应中爆炸力的作用,形成的颗粒被分散开来,不易团聚长大,这是原位颗粒与外加型颗粒相比,所具有的优点之一。事实上,通过观察发现,本文中的原位反应是在瞬间进行的,预制块压入到合金熔体后经过几秒钟的孕育时间,就能发生热爆反应,有轻微的喷溅现象,如同沸水的滚动。被分散的颗粒很难合并继续长大,因此,颗粒一直保持形成时的多边形原始状态,较均匀地分布于晶粒内部和晶界上。这也正是工艺所希望出现的结果。另外,从图1d也能观察到原始组织具有较均匀的等轴晶特征,与图1a对比,二者的区别只在于后者含有体积分数为2.5%的原位TiC颗粒,表明所含的原位TiC颗粒的分布是比较均匀的,也即得到比较均匀的细化组织作用。
3 结论
(1)提出原位反应近液相线铸造新工艺,它是通过原位合成或反应的方法在基体合金熔体内部生成弥散分布的细小颗粒,然后使熔体温度降至接近基体合金的液相线温度,进行浇铸成型的工艺。该工艺与液相线铸造工艺相比,能够灵活控制浇铸温度。该工艺是制备半固态金坯料的有效、经济可行的方法。
(2)采用原位反应近液相线铸造方法可制备半固态加工用TiCp/7075铝基复合材料,当原位TiC颗粒含量达到2.5%(体积分数)时,在高出7075基体合金的液相线温度的某一温度进行浇铸,可获得平均晶粒尺寸为35.6μm的等轴晶组织。
摘要：采用原位反应近液相线铸造方法制备含有少量原位TiC颗粒的7075铝基复合材料,通过透射电镜观察合金中的原位TiC颗粒的分布与形貌,并利用平均截线法测量晶粒尺寸,研究原位颗粒对近液相线铸造7075铝合金铸态组织形成机制的影响。结果发现,原位TiC颗粒比较均匀地分布于基体合金中,尺寸分布于0.3～0.9μm范围内,形貌呈多边形。随着原位TiC颗粒含量的增加,复合材料的铸态组织由蔷薇状组织逐渐转变为等轴晶组织,当原位TiC颗粒的体积分数达到2.5%时,复合材料的平均晶粒尺寸为35.6μm。
复合铸造 第7篇
汽车覆盖件模具(以下简称汽车模具)是汽车零部件成形、实现汽车产业化的关键工艺装备。国内汽车模具传统制造方法包括铸件(含铸铁基座和多个合金钢镶块)生产、铸件数控加工、模具部件组立装配、钳工研配调试、表面强化处理等环节。一套汽车模具有20个以上的镶块,每个镶块需要加工几个面并钻孔用螺栓固定在机加工的基座上。由于每个镶块加工定位基准不同,导致模具精度低、钳工研配调试工作量很大。国内汽车模具企业在模具设计、数控加工、表面强化处理等方面投入了大量的研发力量,但在铸件生产方面重视不够。瑞典一家公司成功开发了汽车模具铸件的整体双液复合铸造技术,称为Camito技术,并在VOlVO、BMW、AUDI等品牌汽车上应用。汽车模具铸件采用双液复合铸造技术,提高了模具的强度、精度和使用寿命,节约了金属材料和能源,大幅减少了数控加工工时,使模具生产总成本降低30%~40%;并能显著缩短模具生产周期,使整车开发时间至少缩短3个月。国内开展双液复合铸造技术研究较少,表现在所生产的复合铸件尺寸小、质量轻,主要应用在耐磨产品、武器部件、航空航天及汽车零件上,如破碎机锤头[1]、衬板[2]、复合装甲[3]、汽车排气系统[4]等,但尚无大型汽车模具铸件生产应用的实践经验。本实验结合湖南省战略性新兴产业科技攻关项目开展双液复合铸造关于界面结合情况、双金属过渡区的成分分布、金相组织和力学性能的研究,为双液复合铸造技术在大型汽车模具上的应用提供理论依据。该技术的成功应用可缩短新车开发周期,提高国内汽车企业的国际竞争力,同时,该技术也具有向矿山机械、工程机械等领域推广的重大应用价值。
1 实验
选择汽车覆盖件切边模具进行双液复合铸造技术研究,模具尺寸为2240mm×1456mm×690mm,总质量近4t,其中铸钢部分547kg,铸铁部分3451kg。模具工作面为低合金7CrMnSiMoV,其余为灰铸铁HT300,合金成分见表1。
首先,采用Procast软件模拟该汽车模具的充型、凝固过程,优化铸造工艺及相关参数,如浇注系统的设计、浇注温度等;其次,针对该模具,采用具有该模具典型结构和壁厚的模拟试块(铸件见图1)研究复合铸造时双金属界面结合情况,要求结合面清晰、致密,无明显缩孔、缩松等缺陷,验证后进行切边模具的实际铸造生产,在铸件上附铸试块进行组织性能研究。复合铸造时,模拟试块和切边模具铸件均采用泡沫模、树脂砂造型,采用2台中频炉分别熔炼铸钢和铸铁。钢(铁)液经光谱检测成分合格、温度达到要求后进行浇注。7CrMnSiMoV钢液的浇注温度为1530~1550℃、HT300铁液的浇注温度为1360~1400℃。先通过第一套浇注系统浇注钢液,溢流口有钢液流出时停止浇注,待钢液不再流出时用耐火泥堵住溢流口,并同时开始计时,间隔60~120s通过第二套浇注系统将铁液浇入剩余的铸型中。
模拟试块冷却凝固后打箱清理,沿复合界面(见图2)切取10mm×10mm×15mm的试样进行组织性能分析;切边模具铸件见图3,其中经过着色探伤的部分为模具工作面。利用FEI-Quanta200扫描电镜对试样进行线扫描和能谱分析,采用Instron-3382型力学试验机进行拉伸试验,拉伸速度为0.5mm/s。采用Model HV-1000显微硬度仪沿分界面垂直方向测定复合界面过渡层附近的显微硬度。
2 结果及分析
2.1 HT300/7CrMnSiMoV双金属的界面组织
为了观察双金属界面的结合情况,对试样进行扫描和金相分析,图4为双金属界面的低倍微观组织。从图4可见,钢和铁的分界面清晰、致密,无明显缩孔、缩松等铸造缺陷。图4中(a)、(b)、(c)三个区域的高倍组织分别如图5-图7所示,左侧材料为7CrMnSiMoV。界面过渡区域有较明显的分界线,根据结合区组织结构的不同,可将双金属分成3个区域:分别为7CrMnSiMoV基体区、过渡区和灰铸铁基体区。靠近过渡区的灰铸铁基体是典型的石墨+珠光体组织,并且靠近过渡区的石墨片长度比远离界面处的石墨片长度要短,数量要少。这是由于7CrMnSiMoV和HT300的C元素含量差别很大,此外碳原子半径小,扩散激活能相对较小,大量的碳原子扩散到7CrMnSiMoV一侧,使得靠近过渡层的碳含量相对偏低;过渡区的组织及晶粒细小,而靠近界面处的7CrMnSiMoV基体组织为珠光体+渗碳体。由于靠近界面处的低合金钢被后浇注的高温铁水所覆盖,树脂砂及钢的散热能力低,这使得靠近界面处的晶粒比远离界面处的晶粒大。过渡区与两侧金属基体的分界线并非平直(见图4),由于原子的剧烈扩散,在过渡区的某些区域可看到新相向基体侧生长的现象,使界面呈犬牙状/锯齿形结构,显然这种结构有利于提高双金属的界面结合性能。这与赵成志[5]、曾光廷等[6]关于基体/过渡区的组织形貌研究结果一致。从高倍组织照片来看,由于两种材料都为铁基合金,因此在结合界面上基本没有形成不良的脆性相,除了组织结构的差别,二者的结合界面很难区分[7]。浇注第二种金属时,先浇注金属的表面已经结晶,在高温铁水的冲刷作用下,低碳钢只是表面很薄的一层发生熔化,没有发生钢液与铁液的混合现象,所以在随后的冷却及凝固过程中,界面组织致密,界面上没有明显的结合痕迹,两种合金之间的物理界面明显,过渡层与两侧基体金属之间没有出现微裂纹和气孔等缺陷,表明双金属界面结合良好。这和刘耀辉等[8]认为通过合理地控制工艺参数可以获得良好的结合界面是一致的。对图4中过渡层附近的颗粒进行能谱分析(见图8),推断该颗粒为块状或类球状石墨,这与钢液中添加了含稀土的变质剂有关。
由图4可以测量出过渡层的厚度大约是400μm,而Ertürk S[9]采用相同的工艺制备的工具钢/灰铸铁复合界面过渡层厚度达到346μm,界面具有很高的结合强度,也没有发现明显的铸造缺陷。这说明采用合理的铸造生产工艺可实现合金钢/灰铸铁两种合金达到良好的冶金结合。而A Avci等[10]研究发现固液复合铸造双金属界面的过渡层厚度只有100~200μm,由此可见双液复合铸造的界面结合性要好于固液复合铸造工艺。显然这是由于双液复合铸造中先浇入金属的表面温度远高于液固复合铸造中预置体的预热温度,因此在随后的冷却凝固过程中,元素的扩散更迅速、充分。
2.2 HT300/7CrMnSiMoV双金属界面的成分分析
为进一步研究HT300/7CrMnSiMoV双金属复合界面的成分分布规律,对双金属过渡区沿垂直界面方向进行线扫描分析,结果如图9所示。从图9中可以看出,在分界面两侧Cr元素和Si元素呈梯度分布,这与两侧基体中Cr元素浓度差异较大有关;而Mn、V等元素由于在两种合金中的含量差别不大及扩散较充分,因此界面附近其含量的梯度分布不明显;液-液复合HT300/7CrMnSiMoV双金属模具,结合界面附近的双金属在浇注及随后的冷却凝固过程中,两种铁基合金存在溶质浓度及化学势的差异,在高温下低合金钢侧的Mn、V、Cr等元素通过界面向灰铸铁一侧扩散,相反Si元素向铸钢一侧扩散,由于温度很高,同时扩散时间长,过渡区附近的合金元素扩散较充分,因此过渡区元素的梯度分布与固液复合铸造相比,曲线斜率更小。
2.3 双金属界面的力学性能
硬度在一定程度上反映材料的屈服强度和加工硬化性质等,通过分析界面附近硬度的变化,可以揭示结合界面元素扩散与过渡区性能的关系。采用HVS-1000数显显微硬度仪测定了复合界面附近的显微硬度变化。图10为HT300/7CrMnSiMoV双金属复合界面附近显微硬度的测量结果。从图10中可以看出,7CrMnSiMoV侧,随着距复合界面距离的缩短,其显微硬度具有逐渐降低的趋势。这是由于界面两侧碳元素的化学势差别很大,大量的碳原子从灰铸铁扩散进入合金钢,然而这些碳原子并没有促进珠光体比例的增加,相反以低合金钢表面为形核基底形成大量的石墨,使铁素体的比例升高。铸铁一侧,随着距复合界面距离的增加,其显微硬度的变化比较明显。这可能是因为各元素的浓度不同,各元素的扩散系数在同等条件下并不一样,导致不同元素的扩散距离及路径并不一样[11],如硅的扩散系数大于锰;此外,碳原子半径较小,扩散激活能相对较低,在同等情况下,扩散进入灰铸铁基体的其他合金元素量远小于从灰铸铁迁离的碳原子量,另一方面碳含量对灰铸铁的硬度具有显著的影响,扩散进入灰铸铁的其他元素所导致的硬度提高效果可能被碳原子迁离导致的硬度降低所抵消。灰铸铁侧显微硬度出现波动是由于各个相的硬度差别较大所导致的。过渡区显微硬度梯度较大,表明复合铸造时没有发生钢液与铁液的混合现象,合金元素的充分扩散有利于复合界面附近成分、组织及性能的梯度分布[7]。
从复合界面处取样,按GBT228-2002标准制备拉伸试样,检测其抗拉强度为339 MPa,表明复合铸造试样的性能指标达到了使用要求。试样的断裂位置均出现在灰铸铁一侧,这表明双金属界面的结合强度高于灰铸铁的,复合界面实现了良好的冶金结合。由于消失模铸造时金属液填充的不平稳性,使7CrSiMnMoV凝固表面凹凸不平,为铁液的凝固提供了良好的形核基底。此外,界面附近铁液与已凝固的合金钢接触,过冷度增大,铁液迅速形成大量的晶核并生长,因此复合界面附近形成了大量细小的珠光体,细小的晶粒组织有利于阻碍裂纹的扩展,也有利于提高双金属界面的结合强度。而灰铸铁一侧的组织是石墨+珠光体,在石墨片的尖端,由于存在应力集中和石墨片对基体的割裂作用[12],在同等情况下,优先从灰铸铁一侧断裂。
3 结论
(1)采用合理的复合铸造生产工艺,成功制备了满足使用性能要求的HT300/7CrMnSiMoV双金属汽车模具铸件,复合界面清晰、致密,无明显缩孔、缩松等铸造缺陷。
(2)复合界面由钢基体区、过渡区和铁基体区3个区域组成。过渡区呈犬牙状/锯齿形结构,过渡层厚度约为400μm,界面附近Cr和Si元素呈梯度分布,两种合金冶金结合状态良好。
(3)复合界面两侧硬度呈梯度分布,其抗拉强度达到339MPa,断裂位置出现在灰铸铁一侧,双金属界面的结合强度高于灰铸铁。
参考文献
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复合铸造 第8篇
关键词：挤压铸造法,复合材料,强韧化机制
随着科技工作者对陶瓷增强金属基复合材料研究的逐步深入,陶瓷增强金属基复合材料从传统的陶瓷颗粒增强金属基复合材料发展到现在的双连续陶瓷增强金属基复合材料[1,2,3]。双连续陶瓷增强金属基复合材料是近年来出现的一种具备新型组织结构的金属基复合材料,陶瓷增强体和金属基体在三维空间双连续呈交织网络结构。双连续陶瓷增强金属基复合材料具有以下优点:优良承载 能力和抗 冲击能力,整体增韧效果增强,增强体与基体结合得到大幅度改善, 结合了陶瓷高 硬度、高模量、高强度和 金属韧性 好等优点[4,5,6,7,8,9]。
本工作通过碳热还原法制备了β-Si3N4多孔预制体,利用挤压铸造工艺制备了性能优异的双连续β-Si3N4陶瓷增强铝基复合材料。此种工艺与传统的陶瓷增强铝基复合材料的制备工艺相比,挤压铸造法通过机械压力使熔融铝合金液强行进入β-Si3N4多孔预制体内的气孔,此方法不但可以克服β-Si3N4和铝合金润湿性差的不足,提高了熔融铝合金液对多孔β-Si3N4预制体微小气孔的填充能力,并且浸渗时间短,凝固速度快,避免了β-Si3N4在复合材料制备过程中与熔融铝合金液发生不良反应,使复合材料致密度大幅度升高, 力学性能优异。
1实验
1.1试样制备
以α-Si3N4晶种、二氧化硅和碳黑为原料,Y2O3为烧结助剂。起始原料的配比如表1(%,质量分数)所示,P70.2、 P60.7、P53.4分别代表气孔率为70.2%、60.7%、53.4%的 β-Si3N4多孔预制体。SiO2和碳黑的物质的量比为1∶2。使用的铝合金为ZL104 (Mg:0.17~0.3,Si:8.0~10.5,Al: 89.8~91.83)。
在配好的原料中加入乙醇,以氮化硅球作为球磨介质在尼龙罐中湿磨48h,使粉料混合均匀。接着把混合好的浆料在旋转蒸发器中干燥后过40目筛,模压成46mm×5mm×5 mm的长条形试样,放在涂有BN的石墨坩埚中,接着放入多功能炉(High multi-5000Fijidempa)中,在约5.05×105Pa的氮气压力下烧结,烧结温度为1750 ℃,烧结时间为2h。
挤压浸渗过程中,首先在挤压装置内壁涂上一层均匀的脱模剂,有利于铸造后脱模。放置好β-Si3N4多孔预制体后, 挤压装置的温度加热至600 ℃,在空气炉中把铝合金加热至800 ℃,然后将熔化的铝合金液缓慢倒入挤压装置中,通过液压装置给铝合金液体加压,当压力达到10 MPa后,保持10 min,将铸块去处多余的铝合金后得到复合材料,最后对制备的复合材料进行热处理 (T6热处理工艺)。
1.2性能测定
采用阿基米德法测试试样的气孔率,用三点弯曲法和单边切口梁法分别测量弯曲强度和断裂韧性。用X射线衍射仪(D/MAX-34)进行物相分析,用扫描电镜(JSM-35C)观察试样的微观组织和断口形貌。采用MH-5型显微硬度测定仪测试试样的硬度,加载压力为0.5kg,保压时间为15s。 为了避免压头压在硬质颗粒上对实验结果产生影响,所以在每个试样上考察6个区域,然后取平均值。
2结果和讨论
2.1β-Si3N4多孔预制体的性能
β-Si3N4多孔预制体的失重、线性收缩率和气孔率如表2所示。
随着α-Si3N4晶种含量的增加,SiO2和碳黑的含量降低, 反应失重逐渐降低,线性收缩率逐渐降低。β-Si3N4多孔预制体的气孔率是由失重和线性收缩率综合作用的结果。随着 α-Si3N4含量的增加,失重对试样气孔率的影响大于收缩率对试样气孔率的影响,所以随着α-Si3N4含量的逐渐增大,试样烧结后气孔率逐渐减小。β-Si3N4多孔预制体P70.2的断口形貌如图1所示。试样加入了 α-Si3N4晶种,除了通过溶解-沉淀-析出过程形核,还能以α-Si3N4晶种作为晶核直接生长,α-Si3N4在液相中大量 溶解导致 液相过饱 和,有利于 αSi3N4生长,所以微观组织 具有高长 径比的 α-Si3N4棒状结构,分布比较均匀[10,11]。挤压铸造过程中,α-Si3N4多孔预制体需要承受高温熔融铝液的热冲击和传递的机械压力,因为棒状α-Si3N4晶粒的拔出和桥接可以提高β-Si3N4多孔预制体的弯曲强度,所以β-Si3N4多孔预制体具有优良的力学性能和抗热震性,可以满足挤压铸造工艺的要求。
2.2复合材料的微观组织和力学性能
挤压铸造法通过机械压力使熔融铝合金液强行进入βSi3N4多孔预制体内气孔,施加的机械压力能够克服预制体内的各种阻力,提高了熔融铝合金液对β-Si3N4多孔预制体微小气孔的填充能力,使压铸后的复合材料致密度大幅度升高。在复合材料近似完全致密的情况下,β-Si3N4多孔预制体内的气孔完全被铝合金填充,因此预制体的气孔率可以看作为复合材料的铝合金基体体积分数[12]。
图2(a)为复合材料C70.2的金相组织,黑色区域为βSi3N4增强相,灰色区域为铝合金基体相,陶瓷增强相和铝合金基体为双连续结构,分布均匀,没有团聚现象。图2(b)为偏光处理后的金相组织,可以观察到,凸出区域为β-Si3N4增强相,凹陷区域为铝合金基体相,β-Si3N4增强相区域有一些非常细小的气孔孤立存在,这是由β-Si3N4多孔预制体烧结过程中产生的闭气孔所造成的,这些闭气孔的存在导致铝液的完全浸渗无法实现。
复合材料C70.2的断口形貌如图3所示。铝合金填充了β-Si3N4晶粒间的气孔,增强相和基体都形成双连续结构。 预制体的显微组织以β-Si3N4棒状晶晶粒搭接为主,虽然很难找到完整的β-Si3N4棒状晶,但可以清楚地观察到β-Si3N4棒状晶拔出后在基体上留下的凹坑,凹坑形状与β-Si3N4棒状晶的晶粒取向有关。铝合金基体的断裂过程中会出现局部拉伸变形,断面上会形成一些韧窝,随着铝合金比例的增大,铝合金断裂时形成的韧窝数量也逐渐增加。
β-Si3N4、ZL104铝合金、不同铝合金体积分数的复合材料的力学性能如表3所示,C70.2、C60.7、C53.4分别代表以气孔率为70.2%、60.7%、53.4%的β-Si3N4多孔预制体制备的复合材料。随着铝合金体积分数的减少,β-Si3N4增强相的体积分数相应增加,复合材料的显微硬度和弯曲强度提高, 断裂韧性下降[13]。可以得出,随着复合材料中β-Si3N4增强相体积分数的变化,力学性能的变化趋 势基本符 合复合法 则。细晶强化和位错密度增加等强化因素有利于提高力学性能,但是存在的闭气孔等缺陷不利于 复合材料 的力学性 能,同时界面结合强度对复合材料的力 学性能也 有很大影 响。复合材料力学性能的影响因素比较复杂,因此,单纯依靠复合法则不能对复合材料的力学 性能做出 精确的预 测。 但是,通过调整复合材料的铝合金体积分数,可以得到大致满足不同强度和韧性组合的β-Si3N4增强铝基复合材料。
图4为不同铝合金基体体积分 数复合材 料的相组 成。 虽然复合材料的铝合金体积分数不同,但主要组成相都是βSi3N4、Al和Si。挤压铸造过程中,上压头将铝合金液体迅速压入预制体,熔融铝合金液快速凝固,β-Si3N4暴露在熔融铝合金液中的时间非常短暂,不利于β-Si3N4与熔融铝合金液发生界面反应,因此Si相不是界面反应的产物,而是来自于铝合金ZL104。
2.3复合材料的强韧化机制
图5(a)为β-Si3N4棒状晶界面处的应力状态,为了考察应力状态对β-Si3N4棒状晶断裂方式的影响,将裂纹扩展方向与β-Si3N4棒状晶轴向形成的夹角定义为θ角,拉伸应力方向在界面处产生两个正交分解应力,即垂直界面方向的界面法向拉伸分力和平行界面方向的界面剪切分力。当裂纹扩展到增强体/基体界面时,因为β-Si3N4棒状晶有很高的强度,所以裂纹尖端在增强体/基体界面处被阻挡。在界面法向拉伸分力作用下,裂纹尖端容易沿 着平行界 面的方向 扩展,而在界面剪切分力下,除非β-Si3N4棒状晶断裂,否则裂纹尖端不能沿着垂直界面方向扩展。
挤压铸造过程中,β-Si3N4与熔融铝合金液没有发生明显的界面反应,所以增强体/基体界面结合较弱,两相界面容易发生脱粘。当θ 值较小接近0°,即裂纹扩展方向与β-Si3N4棒状晶轴向近似平行时,界面法向拉伸分力较大,所以裂纹容易沿着增强体/基体界面扩展,β-Si3N4棒状晶就会与基体界面发生界面解 离,并在断口 上形成明 显的拔出 痕迹。图5(b)中标注的A区域是脱粘得较为完整的β-Si3N4棒状晶。 β-Si3N4棒状晶轴向几乎平行于断裂面,发生界面解离,基体上还可以观察到棒状晶脱离后留下的痕迹,如图5(b)中标注的B区域。
当θ值继续增大,界面法向拉伸分力逐渐减小,增强体/ 基体界面的脱粘变得困难。当拉伸分力不能克服界面结合所产生的阻力,裂纹就不能沿着增强体/基体界面扩展。以 β-Si3N4棒状晶与裂纹尖端相交处为轴心,拉伸分力会对βSi3N4棒状晶产生弯矩,容易引起棒状晶粒折断。同时,裂纹尖端停留在界面处,会形成很大的应力集中。当该处储存的能量已经超过棒状晶粒穿晶断裂的能量而仍不能使界面脱粘时,就会发生穿晶断裂,如图5(c)中所指的C区域处,就是典型的β-Si3N4棒状晶穿晶断裂。
随着θ角继续增大,当角度接近90°,即裂纹扩展方向与 β-Si3N4棒状晶取向近似垂直时,β-Si3N4棒状晶发生界面剪切脱粘。而在剪切脱粘的过程中,β-Si3N4棒状晶会与基体发生相对滑动后被拔出,如图5(c)中所指的D区域,就是βSi3N4棒状晶拔出后留下的孔洞。由于β-Si3N4棒状晶的拔出过程中对基体产生剪切作用,拔出过程留下的孔洞周围可以观察到韧窝。
复合材料增强机制主要为负荷传递和位错增殖。金属基复合材料的主要强化机制是从基体向增强体传递载荷,增强体是载荷的主要承担者,因此负荷传递是最重要的强化因素。因为增强体的强度和弹性模量远远大于基体,当载荷作用于复合材料时,增强体抵抗应变,使增强体承受大部分应力,因此减少增强体周围基体承受的应力。由于β-Si3N4增强相与铝合金基 体相比具 有更高的 弹性模量 (β-Si3N4320 GPa,铝合金70GPa),而且增强体在三维空间连续,有利于将集中的应力在增强体网络内迅速分散和传递,因此有效提高复合材料的承载能力。
因为铝合金基 体的热膨 胀系数 (21.7×10-6/℃)比βSi3N4增强体的热膨胀系数((2.5~2.8)×10-6/℃)大许多, 所以挤压铸造和热处理过程的冷却过程中,增强体和基体收缩不一致产生应变,这些应变引入残余应力,当残余应力比基体的屈服应力要高时,基体中的位错增殖,导致复合材料的强度提高。
复合材料的增韧机制可以从以下方面来考虑:裂纹桥联、裂纹偏转、微裂纹增韧。
(1)裂纹桥联
β-Si3N4棒状晶具 有很高的 强度和弹 性模量,并且βSi3N4棒状晶与铝合金基体之间也有一定的界面结合强度。 裂纹尖端处基体出现局部开裂,紧靠裂纹 尖端的上 下裂纹面,β-Si3N4棒状晶把裂纹桥联起来,降低了裂纹尖端的应力集中,通过β-Si3N4棒状晶克服摩擦力滑动拔出和弹性应变消耗断裂能量,起到增韧作用[14]。图6中标注的A区域是典型的β-Si3N4棒状晶拔出起到裂纹桥联的作用。
(2)裂纹偏转
当复合材料发生断裂时,裂纹扩展到β-Si3N4增强体,由于β-Si3N4棒状晶的强度很高,裂纹难以穿过β-Si3N4棒状晶继续扩展,只能绕过β-Si3N4棒状晶扩展,因此通过裂纹发生偏转,裂纹的扩展路径增长,起到增韧的作用[15]。图7中标注的A区域是典型的β-Si3N4棒状晶界面解离起到裂纹偏转的作用。
(3)微裂纹增韧
图8中标注的A区域是典型的微裂纹区。因为β-Si3N4增强体和铝合金基体的热膨胀系数差别很大,复合材料迅速冷却后,增强体和基体的收缩不一致,导致基体出现残余应力。主裂纹扩展过程中,裂纹尖端区域内由于残余应力的存在,会形成一些微裂纹。这些细小的微裂纹使主裂纹扩展过程中出现裂纹分叉或者裂纹偏转,起到消耗主裂纹断裂能量的作用,提高了复合材料的断裂韧性。
3结论
(1)通过碳热还原法制备气孔率可控的β-Si3N4多孔预制体。随着α-Si3N4晶种含量的增加,试样的气孔率逐渐降低。随着β-Si3N4陶瓷增强相体积分数的增加,复合材料的弯曲强度由383.9 MPa增加到584.8 MPa,显微硬度 由162.7HV增加到241.5HV,断裂韧性由11.9 MPa·m1/2下降到9.5MPa·m1/2,β-Si3N4增强相和铝合金基体比例的变化对复合材料力学性能的影响基本符合复合法则。