一种时变控制半固态成形工艺的制作方法

本发明涉及一种半固态成形工艺，尤其涉及一种时变控制半固态成形工艺，属于金属半固态成形技术领域。

背景技术：

半固态加工技术是充分利用金属合金材料在其半固态温度区间内呈现等轴球状组织以及良好且可控的流动性和较小的变形抗力等特点，而建立的一种先进的近净成形技术。该技术的应用对于提高金属材料的质量利用率和性能利用率、延长模具寿命、节能减排等方面具有重要的作用。

目前，半固态成形工艺主要应用在汽车、电子产品、仪表等行业，零件尺寸较小，选用的成形工艺多为半固态流变压铸或触变压铸，制件性能相对低，没有充分发挥半固态成形的优势。而对于汽车、重型机械、武器装备上许多形状复杂的承重件，采用轻质合金替代原钢质零件遇到的难题是采用压铸不能满足性能要求，采用固态锻造难以成形。半固态模锻是解决这类零件最有前途的方法之一，但采用简单的固态锻造的成形方法可能造成制件各部施压不均匀，导致相应的性能不均匀问题。

半固态加工制件组织的不均匀性和质量的不可靠性不仅是禁锢半固态加工技术广泛应用于制造业的沉重枷锁，也是半固态加工技术在关键领域取代传统金属加工技术的技术鸿沟。半固态成形制件不均匀的微观组织是由于成形载荷下固相和液相不同的变形和流动行为所引发的固液相分离现象造成的。就金属成形而言，固液相分离严重影响制件的力学性能，并阻碍半固态成形技术的工业应用。

技术实现要素：

针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的在于提出一种时变控制半固态成形工艺，本发明能够解决现有半固态成形工艺存在的固液相分离造成的镁合金半固态成形制件组织的不均匀性和质量的不可靠性。

本发明的技术方案是这样实现的：

一种时变控制半固态成形工艺，包括如下步骤：

1）首先获得待成形合金材料固相线和液相线，由此确定半固态温度区间；步骤1）通过差示扫描热分析方法获得待成形合金材料固相线和液相线。

2）将预先制备好的合金坯料加热至高于固相线温度40-60℃并保温20-60s，得到具有球状组织的半固态浆料，此时液相体积分数为25-35%；

3）将步骤2）得到的半固态浆料放入模具中，使模具下模温度跟半固态浆料一样，而上模温度控制为300-350℃，以1.0-2.0/s的应变速率进行首段成形，直到真应变达到0.4-0.5；

4）首段成形后自然冷却，待液相体积分数降低到10-15%时，再按模具成形工艺进行次段成形以达到需要的变形程度。

步骤2）加热过程、步骤3）首段成形、步骤4）冷却和次段成形均在真空或者惰性气体保护气氛下进行。

步骤2）的合金坯料按如下方法预先制备，将初始材料通过近液相线模锻制坯工艺制备得到。

步骤2）合金坯料加热在感应加热熔炼炉中进行。

本发明所提出的时变控制半固态成形工艺将传统的半固态成形工艺和塑性成形技术有效地组合，使成形制造技术不仅能赋予复杂构件精确的形状尺寸、良好而均匀的力学性能，可充分地发挥出半固态成形的近净成形特点和塑性成形的高性能优势，解决了现有半固态成形工艺存在的固液相分离造成的镁合金半固态成形制件组织的不均匀性和质量的不可靠性，符合现代既要高材料质量利用率又要高材料性能利用率的绿色制造技术的发展方向。

通常的半固态成形工艺中，由于固相和液相在成形载荷下不同的流动性能，液相会以较快的速度从坯料或浆料的中心流向其自由表面，而流动性能较差的固相粒子则往往残留在原始位置，从而造成了成形后制件各部分的液相体积比不同，称之为液相的偏析。由于大量的合金元素存在于液相当中，也就导致了制件各个部位的组织和性能的不均匀。

而本工艺，旨在通过第一步成形中较快的应变速率缩短液相外流的时间，进而在完成部分成形的同时抑制液相的偏析。而通过在第二步成形之前的冷却，降低各个部位液相体积比，使得第二步成形过程中，一方面，较少的液相不足以形成外流通路，保证制件组织均匀性；另一方面，较多的固相在塑性变形过程中所发生的再结晶等微观组织演变实现晶粒的进一步细化，有助于提高制件的力学性能。

附图说明

图1为本发明工艺流程图。

图2为本发明工艺成形部分示意图。

图3-不同流变成形手段的成形载荷-位移曲线。

图4-不同阶段冷却的金相图。

图5-传统流变成形和不同冷却保持时间下的时变控制半固态成形得到的试样的宏观形貌图。

图6-不同冷却保持时间处理下的试样金相图。

图7-不同起始温度下时变控制半固态成形的试样宏观形貌图（上模预热温度300℃，冷却保持时间为4s）。

图8-不同上模温度处理下的试样宏观形貌图。

图9-试样各部分划分图（a）、试样尺寸图（b）、从各部分所取试样位置图（c）。

图10-不同实验条件下处理得到的试样的固相分数图。

图11-不同实验条件下处理得到的试样的屈服强度和维氏硬度图。

图12-不同流变成形手段下半固态浆料的微观组织演变示意图。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

参见图1和图2，本发明时变控制半固态成形工艺，包括如下步骤：

1）首先获得待成形合金材料固相线和液相线，由此确定半固态温度区间；具体通过差示扫描热分析方法来获得待成形合金材料固相线和液相线；

2）将预先制备好的合金坯料加热至高于固相线温度40-60℃并保温20-60s，得到具有球状组织的半固态浆料，此时液相体积分数为25-35%；步骤2）的合金坯料按如下方法预先制备，将初始材料（初始材料指市场上能够容易获得的经塑性变形加工的型材，如挤压棒材和轧制板材等）通过近液相线模锻制坯工艺制备得到；

3）将步骤2）得到的半固态浆料放入模具中，使模具下模温度跟半固态浆料一样，而上模温度控制为300-350℃，以1.0-2.0/s的应变速率进行首段成形，直到真应变达到0.4-0.5；

4）首段成形后冷却（在模具型腔内冷却），待液相体积分数降低到10-15%时，再进行次段成形以达到需要的变形程度。后面实施例冷却用的是时间控制，对于铝合金而言，通常冷却4s左右，液相体积分数就可以降低到需要的10-15%，即时间控制和液相体积分数控制本质是一致的。

本工艺中步骤2）加热过程、步骤3）首段成形、步骤4）冷却和次段成形均在真空或者惰性气体保护气氛下进行。由于镁合金在高温下容易发生氧化或燃烧，因此真空和惰性气体保护是有必要的。

所述合金材料为铝合金材料。

本发明目的是解决固液相分离现象造成的镁合金半固态成形制件组织的不均匀性和质量的不可靠性。首先测量镁基稀土合金的固相线和液相线；在真空或者惰性气体保护气氛中将镁基稀土合金坯料加热至固相线上40-60℃并保温20s，将重熔处理后的半固态镁合金浆料以1-2/s的应变速率进行首段成形，直到真应变达到0.4-0.5；然后进行冷却，待液相体积分数达到10-15%时，再进行次段成形以达到预期的变形要求，最后进行热处理即得到最终产品。

以下实施例证明了本方法对a6061铝合金的性能有明显提高。

实施例一：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，将部分凝固金属投入模具中，进行单冲程传统流变成形。图3为实施例一传统流变成形和实施例三时变控制半固态成形（冷却保持4s）的成形载荷-位移图像。由此可以看出，时变控制半固态成形的成形载荷大于传统流变成形。

实施例二：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持0s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。

实施例三：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。为了研究时变控制半固态成形技术的机理，试样在每一阶段（首段成形，冷却保持，次段成形三个阶段）结束时快速冷却以便观察其微观组织，微观组织如图4所示。如图4a所示，首段成形后发生轻微相偏析，球状固态颗粒周围包裹着共晶混合物。如图4b所示，冷却保持4s后，液相的部分凝固和固相的合并长大均发生，微观组织的变化增大半固态浆料中的固相分数和固态颗粒尺寸。如图4c所示，更多固态颗粒合并长大，由于半固态浆料的流动性减小，固相分数变大，相偏析受到抑制。相偏析发生在整个时变控制半固态成形过程中。

实施例四：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持8s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。图5是传统流变成形和不同冷却保持时间下的时变控制半固态成形得到的试样的宏观形貌图。传统流变成形和没有经过冷却保持的时变控制半固态成形得到的试样缺陷显而易见，如图5a和5b所示。如图5c所示，冷却保持时间为4s的试样没有明显缺陷。如图5d所示，冷却保持时间为8s时，试样未充满型腔，内表面能观察到裂纹，粗大固态颗粒的滑移变形造成试样表面裂纹的产生。

图6是不同冷却保持时间处理下的试样金相图。如图6a所示，没有经过冷却保持的试样表面有缺陷主要归因于相偏析和液相湍流。如图6b所示，当冷却保持时间为8s时，试样中心和边沿均出现花蕾状固态颗粒。

实施例五：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到628℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。

实施例六：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到631℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。

实施例七：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到634℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为300℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。图7为不同起始温度下时变控制半固态成形的试样宏观形貌图（上模预热温度300℃，冷却保持时间为4s）。起始温度为628℃时，没有明显缺陷出现。如图7b和7c，试样起始温度为631℃和634℃时，出现缩孔和缩松。

实施例八：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为室温时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。

实施例九：

将a6061-t6铝合金块用感应炉融化，融化过程中以80rev/s的速度机械搅拌以防止枝晶形成。当铝合金浆料的温度达到625℃时，保持skd61下模温度跟浆料温度一样，而上模加热温度为200℃时，将部分凝固金属投入模具中，首段成形时速度为16.0mm/s，平均应变率为1.4860/s，冲程为13.5mm。冷却保持4s。次段成形速度为2.0mm/s，平均应变率为0.1857，冲程为2.5mm，次段成形最大形成载荷为40kn。试样的微观形貌图如图8所示。如图8a和8b所示，上模温度为室温和200℃时试样均未填满型腔。如图8c所示，上模温度为300℃时试样无明显缺陷。

图9是本发明试样各部分示意图。

图10为不同实验条件下处理得到的试样的固相分数图。如图10中所示，上模预热温度很低时，产生的相偏析比起其他未填满试样更为严重。

图11为不同实验条件下处理得到的试样的屈服强度和维氏硬度图。如图11c所示，上模温度是室温时，试样的a部分未填满，所以这部分没有对应的屈服强度和硬度值。如图11a所示，由于产生了粗大的花蕾状组织，较长冷却保持时间下的试样显示出很差的机械性能。

图12是不同流变成形手段下半固态浆料的微观组织演变示意图。如图12a所示，由于液相的流动性，传统单冲程流变成形技术存在严重的相偏析。如图12b所示，通过时变控制半固态成形技术，在试样起始温度为625℃时，上模预热温度300℃，冷却保持时间为4s时能获得微观组织更均匀的试样。

最后需要说明的是，本发明的上述实例仅仅是为说明本发明所作的举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。尽管申请人参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其他不同形式的变化和变动。这里无法对所有的实施方式予以穷举。凡是属于本发明的技术方案所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明的保护范围之列。