7075 鋁合金半固態漿料制備及流變壓鑄工藝研究

康永林，李靜媛，李谷南，王繼成，劉愛森，陳俊臣，祁明凡

（1.北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2.珠海市潤星泰電器有限公司，廣東 珠海 519000；3.森特士興集團股份有限公司，北京 100176）

高強7075 變形鋁合金被認為是實現以鋁代鋼的重要材料之一。高強鋁合金的發展與應用有利于汽車、機械、軍工等領域的構件輕量化[1]，但是7075鋁合金由于合金化元素含量高，在凝固過程中極易產生組織粗大與成分不均勻等問題，采用普通鑄造方法很難直接鑄造成形完好的鑄件，特別是傳統壓鑄工藝。壓鑄作為一種高效率、低成本近凈成形工藝，在鋁合金鑄件制備領域有著非常廣泛應用[2]，但傳統壓鑄工藝很容易造成鑄件內部產生縮孔縮松、氣孔、夾雜等缺陷[3—5]，因此7075 鋁合金鑄造特性與傳統壓鑄工藝缺陷問題大大限制了該合金在更多領域的工程化應用。

與傳統液態成形相比，半固態成形溫度低，而且漿料中含有一定體積分數的非枝晶的球形或近球形初生固相，因而可顯著改善成形件的組織與鑄造缺陷，使成形件性能得到大幅提高[6]；另外，與固態鍛造相比，由于漿料具有良好流動性，使其具有成形復雜結構件的能力[7]，同時在成形過程中大大降低了模具損耗，延長了模具壽命，因此半固態成形技術受到不少企業的青睞與重視。尤其是近些年來，將半固態漿料制備與壓鑄工藝相結合形成的流變壓鑄工藝展現出巨大成本優勢、性能優勢與效率優勢，在鋁合金結構件的生產領域得到廣泛應用。

氣冷攪拌桿（Air-cooledstirringrod，ACSR）工藝是一種先進高效的鋁合金半固態漿料制備工藝，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溫度區間并促進形核[8—10]。目前該工藝已結合壓鑄機成功實現Al-Si-Fe、Al-Si-Cu 等鑄造鋁合金流變壓鑄產業化，但該工藝針對7 系Al-Zn-Mg-Cu 高強鋁合金的研究與應用仍是一片空白。

文中采用ACSR 工藝開展了7075 鋁合金半固態漿料制備與流變壓鑄研究，探究ACSR 工藝參數（攪拌速度和攪拌時間）對7075 鋁合金半固態漿料的組織影響，同時結合一款拉伸試樣壓鑄模具，研究并比較流變壓鑄與傳統壓鑄7075 鋁合金的組織與拉伸性能。

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-92 高溫綜合熱分析儀對7075 合金進行差熱分析（DSC）測定，得到7075合金的液、固相線分別為639 ℃和476 ℃。

表1 7075 鋁合金的化學成分Tab.1 Chemical composition of 7075 aluminum alloy

1.2 ACSR 工藝制備半固態漿料及流變壓鑄

ACSR 工藝制備半固態漿料裝置示意圖如圖1 所示。具體工藝流程為：首先，將7075 鋁合金鑄錠放入井式電阻爐內升溫到720 ℃至完全熔化，精煉、除氣和扒渣后將熔體溫度調整到660 ℃；接著，舀料勺從電阻爐內舀取7075 鋁合金熔體，攪拌棒深入到舀料勺內部開始對7075 鋁合金熔體進行強冷均勻凝固處理，具體的ACSR 處理步驟參見文獻[8—11]，文中ACSR 制漿工藝參數為熔體溫度為660 ℃，攪拌速度為200～800 r/min，氣體流量為4 L/s，攪拌時間為15～40 s；制漿結束后，從漿料中取樣水淬用于半固態組織觀察；將剩余的半固態漿料倒入壓鑄機壓室進行流變壓鑄，流變壓鑄采用力勁DCC400 冷室壓鑄機，具體壓鑄工藝參數為鑄造壓力為60 MPa，慢壓射速度為 0.2 m/s，快壓射速度為 3.0 m/s，模具溫度為180 ℃，制備出的拉伸試樣如圖2 所示。為了對比，文中傳統液態壓鑄的熔體澆注溫度為660 ℃，壓鑄工藝參數與流變壓鑄一致。

1.3 組織觀察與拉伸性能測試

7075 鋁合金試樣經粗磨、細磨和拋光后用keller試劑侵蝕，采用Neophot 21 型金相顯微鏡觀察試樣組織，拉伸棒的斷口形貌采用ZEISS-SUPRA40 型掃描電鏡進行觀察，采用Image-Pro Plus 軟件對初生晶粒α1-Al 的平均直徑D和形狀因子F進行計算，其計算見式（1）和式（2）。

圖1 ACSR 工藝制備鋁合金半固態漿料結構示意圖Fig.1 Structure diagram of aluminum alloy semisolid slurry prepared by ACSR Process

圖2 7075 鋁合金流變壓鑄拉伸試樣Fig.2 Rheological die-casting tensile specimen of 7075 aluminum alloy

式中：A為晶粒面積；P為晶粒界面周長。形狀因子F的平均值越接近于1，表示初生晶粒越圓整[12]。

拉伸性能測試采用拉伸試樣如圖2 箭頭所示，拉伸測試采用 MTS810 電子萬能實驗機，應變速率為1 mm/min，拉伸結果取5 根拉伸試樣測試平均值。

2 結果與討論

2.1 攪拌速度對7075 鋁合金半固態漿料組織的影響

澆注溫度為660 ℃，空氣流量為4 L/s，攪拌時間為25 s，攪拌速度為200～800 r/min 的工藝條件下制備的7075 鋁合金半固態漿料顯微組織見圖3。圖4統計了攪拌速度對7075 鋁合金半固態漿料組織特征影響，可以看出，隨著攪拌速度由200 r/min 提高到800 r/min，α1-Al 的晶粒尺寸由97 μm 細化到51 μm，形狀因子由0.51 提升到0.83。這是因為攪拌速度的大小關系到7075 鋁合金熔體的對流強度，影響半固態漿料制備過程中各物理場的變化，攪拌速度增大，合金熔體的對流換熱作用增強，熔體內熱量和物質混合越充分，熔體內部溫度差和濃度差減小，晶粒在短時間內處于一個各向溫度差和濃度差較小的范圍，抑制其擇優生長，有利于初生晶粒各個方向均勻生長，但攪拌速度也不是越高越好，過高的攪拌速度會導致漿料內部過多卷氣，因此在保證漿料內部卷氣量少的情況下，提高攪拌速度對半固態漿料組織的改善是有利的。

圖4 攪拌速度對7075 鋁合金半固態漿料中的α1-Al 晶粒特征影響Fig.4 Effect of stirring speed on the grain characteristics of α1-Alin in 7075 aluminum alloy semisolid slurry

2.2 攪拌時間對7075 鋁合金半固態漿料組織的影響

澆注溫度為660 ℃，空氣流量為4 L/s，攪拌速度為800 r/min，攪拌時間為15～40 s 的工藝條件下制備的7075 鋁合金半固態漿料顯微組織見圖5。圖6統計了不同攪拌時間下7075 鋁合金半固態漿料組織特征，可以看出，隨著攪拌時間由15 s 增加到25 s，α1-Al 的平均晶粒尺寸減小，圓整度提高；隨著攪拌時間繼續延長，α1-Al 晶粒尺寸有所增大且圓整度基本不變。這是由于在一定范圍內延長攪拌時間（15～25 s）可提高熔體形核率，攪拌引起的強制對流促使晶核更多地分散于整個熔體，熔體的溫度場和成分場也越均勻，初生晶粒各向等軸生長，且晶粒受到機械攪拌和碰撞摩擦的幾率增大，有利于晶粒磨圓與球化，但是在ACSR 工藝制漿過程中，熔體內部主要晶核來源是在舀料勺內壁及攪拌桿外壁產生的大量晶核及氣冷攪拌產生的晶粒增殖。當攪拌時間超過25 s后，晶核的數量與分散程度以及半固態漿料內部的成分場和溫度場的均勻性難以繼續提高，且隨著攪拌時間的繼續延長，合金熔體不斷冷卻凝固，初生相會有一定程度的長大。

圖5 攪拌時間對7075 鋁合金半固態漿料顯微組織的影響Fig.5 Effect of stirring time on the microstructure of 7075 aluminum alloy semisolid slurry

圖6 攪拌時間對7075 鋁合金半固態漿料中的α1-Al 晶粒特征影響Fig.6 Effect of stirring time on the grain characteristics of α1-Alin in7075 aluminum alloy semisolid slurry

2.3 流變壓鑄和傳統壓鑄7075 鋁合金組織比較

傳統壓鑄與流變壓鑄7075 鋁合金的金相組織如圖7 所示，可以看出，傳統壓鑄7075 鋁合金組織中α-Al 為粗大枝晶，如圖7a 所示；流變壓鑄合金中存在大量細球形α1-Al，如圖7b 所示。對于傳統壓鑄，由于局部過冷作用，熔體首先在壓室內壁上形核，隨熔體流動，晶核進入熔體內部，一部分被過熱熔體重新熔化，另一部分則存活下來并逐漸長大，受過冷度梯度影響，這些晶核長大為樹枝晶，且分布不均勻。對于ACSR 流變壓鑄工藝，機械攪拌及氣體強冷的協同作用使熔體快速降溫到液相線溫度以下，依靠舀料勺內壁和攪拌桿外壁為基底的非均勻形核需要的穩定形核能小，易產生大量穩定晶核。由于攪拌作用，這些晶核無法形成穩定的凝固殼，在沖刷作用下游離到熔體內部，為熔體結晶出細小圓整的非枝晶初生相準備條件。根據生長動力學計算，認為初生晶粒球狀生長的條件是[13]：

式中：Rг為初生晶粒以球形方式長大的臨界半徑；λS和λL分別為固相和液相合金的熱導率；R*為初生晶粒的臨界半徑。處于過冷狀態下的熔體中會有部分晶核在舀料勺內壁和攪拌桿上以樹枝晶的形式長大；然而，由于ACSR 處理的合金熔體處于動態凝固，且具有局部相對均勻的成分場和濃度場，從而抑制枝晶擇優生長；此外，在表面能作用下，游離枝晶以縮小表面積的趨勢生長，逐漸趨于球形[14]。

圖7 不同壓鑄方法下的7075 鋁合金金相組織Fig.7 Metallographic microstructures of 7075 aluminum alloy by different die-casting processes

鑄態下7075 鋁合金傳統壓鑄與流變壓鑄的SEM圖如圖8 所示，可以看出，傳統壓鑄和流變壓鑄7075鋁合金中的強化相T（AlZnMgCu）的分布狀態有著很大差異。T（AlZnMgCu）相是7075 鋁合金熔體凝固時在晶界處析出，T 相在晶界處分布較多，由于傳統壓鑄晶粒為粗大樹枝晶，因而在枝晶臂間也有部分T 相析出，另外，成形時的壓力作用會導致部分樹枝晶具有一定的方向性，進而引起枝晶臂間的T 相分布具有一定方向性，這對鑄件的性能有較大影響[15]。對于流變壓鑄，由于漿料中的初生固相細化圓整，因此其凝固是各方向均勻進行，所以T 相最后在晶界處較為均勻析出，從而相互連接形成網狀骨架，強化鋁合金基體。

2.4 流變壓鑄和傳統壓鑄7075 鋁合金拉伸性能比較

表2 為鑄態與T6 熱處理后傳統壓鑄與流變壓鑄7075 鋁合金力學性能的對比。可見，傳統壓鑄7075鋁合金無論強度還是伸長率，無論是否經過T6 熱處理，均不及流變壓鑄7075 鋁合金。鑄態的7075 鋁合金ACSR 流變壓鑄試樣，其抗拉強度為351 MPa，屈服強度為254 MPa 和伸長率為3.9%，經過T6 熱處理后，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別可達547 MPa、494 MPa 和3.2%，伸長率有所降低，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熱處理來大大提高其力學性能。另外，同傳統液態壓鑄7075 鋁合金相比，鑄態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%，117%，T6 狀態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%，113%，因此可得出ACSR 流變壓鑄成形7075 鋁合金相比于傳統壓鑄成形有著明顯的優勢。

圖8 不同壓鑄方法下7075 鋁合金SEM 圖Fig.8 SEM images of 7075 aluminum alloy by different die-casting processes

傳統壓鑄與流變壓鑄7075 鋁合金在拉伸性能方面表現出的巨大差異，主要是由鑄件的顯微組織結構形貌決定的，而其組織結構形貌的差異，主要由于二者凝固與結晶的方式不同造成。首先，傳統壓鑄合金的晶粒尺寸遠遠大于流變壓鑄合金；其次，較高的澆注溫度會造成金屬熔體紊流充型、凝固時易產生縮松縮孔等缺陷并加重7075 鋁合金的熱裂傾向[16]；另外，流變壓鑄7075 鋁合金中的T（AlZnMgCu）相均勻分布在α-Al 晶粒的晶界處，且相連形成網狀，強化基體，從而提升7075 鋁合金力學性能。

表2 傳統壓鑄與流變壓鑄7075 鋁合金拉伸性能Tab.2 Tensile properties of 7075 aluminum alloy by traditional die-casting and rheological die-casting processes

圖9 為T6 熱處理后傳統壓鑄與流變壓鑄7075鋁合金的拉伸斷口形貌。傳統壓鑄斷口中出現微裂紋和孔洞缺陷，且存在較多解理面，幾乎觀察不到韌窩的存在（見圖9a），表現出典型的脆性斷裂特征。流變壓鑄斷口中含有大量的撕裂棱和少量解理面，局部出現大量細小韌窩（見圖9b），其斷裂模式為局部塑性斷裂。

圖9 不同壓鑄方法下7075 鋁合金拉伸斷口形貌Fig.9 Fracture morphologies of 7075aluminum alloy tensile specimens by different die-casting processes

3 結論

1）對于ACSR 工藝制備7075 鋁合金半固態漿料，增大攪拌速度有利于α1-Al 晶粒的細化與球化，攪拌速度為800 r/min 時，α1-Al 的平均尺寸和形狀因子分別為51 μm 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547 MPa、494 MPa和3.2%。