Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金热压缩变形行为研究*

2019-06-18段洪波李建平

西安工业大学学报 2019年3期

段洪波,李远,杨伟，魏琨,李建平

(1.西安工业大学材料与化工学院，西安 710021；2.内蒙古北方重工业集团有限公司，包头 014033)

活塞是发动机部件中结构复杂，工作环境最恶劣的运动部件，同时承受着较高的高温热负荷和机械负荷，要求材质具有优良的力学性能、物理性能和工艺成形性能[1-2]。Al-Si-Cu-Mg-Ni合金是一种轻质低成本活塞材料，其具有铸造性能好，比强度高，膨胀系数低，高温稳定性较好及疲劳性能好等特性，被大批量生产并应用于大功率柴油发动机[3-4]。

Al-Si系铸造合金变形时，由于脆性硅相易断裂而使合金塑性差，国内外学者对该系合金热变形流变行为的研究较少。文献[7]针对Al-15Si合金进行了热压缩实验的研究，得到该合金应变速率和变形温度对流变应力的影响规律，获得了该二元合金的本构方程；文献[8]发现TiB2/Al-Si-Mg-Cu复合材料在高温压缩时存在稳态流变特征，为正应变速率敏感材料；文献[9]研究了喷射成形过共晶铝硅合金AlSix(x=18，25，35 (质量分数w/%))的高温压缩变形行为，发现该合金在增加应变速率及降低高温压缩的温度时，流变应力随之增大，同时发现硅的含量越高，变形时的流变应力越大。目前，Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金的研究主要集中在成型工艺、凝固控制、变质处理、晶粒细化及热处理工艺方面，通过这些研究来提高该合金高温强度和疲劳强度，但对其高温流变行为的鲜有报道。因此，本文通过不同变形条件下的热压缩实验，研究在不同热压缩变形参数下Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金显微组织以及流变应力的变化规律，为进一步改善该活塞材料的性能提供理论依据。

1 实验材料与方法

本文研究对象为共晶Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金，其成分(质量分数w/%)见表1。试样经500 ℃，6 h固溶处理后，水淬至室温，随后经215 ℃时效处理3 h后空冷。将热处理后的试样加工成∅10 mm×15 mm的圆柱形标准压缩试样。

表1 Al-Si-Cu-Mg-Ni合金成分

采用DDL-50热模拟试验机对加工好的试样进行热压缩试验。热压缩温度为300，350，400，425 ℃，应变速率为0.000 1，0.001，0.005 s-1。为了减少压头和试样之间的摩擦导致试样在变形过程中产生的不均匀变形，在圆柱的两头加工0.2 mm的凹槽，槽内填充润滑剂石墨粉。升温速率为5 ℃·s-1，变形前保温5 min，压缩变形控制在试样高度的30%～40%之间，压缩后的试样立即进行水淬保留热压缩变形后的组织。随后，将相关实验数据进行整理，绘制在不同的变形温度、不同的变形速率下该合金的真应力-真应变曲线。采用Nicon300型光学显微镜和JEM-2010型透射电镜观察显微组织形貌。

2 结果与分析

2.1 Al-Si-Cu-Mg-Ni合金高温压缩变形显微组织分析

图1为Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金热压缩变形前后显微组织图。由图1(a)可以看出，合金在未压缩状态下的显微组织中,初生Si颗粒数量较多且尺寸较大，介于40～50 μm之间，其中也可见少量尺寸较小的初生Si和共晶Si，以及富Ni和Fe相分布在基体中。由图1(b)可以看出，当应变速率为0.001 s-1，变形温度为300 ℃时，组织中各相尺寸细小，且因外力作用下呈一定方向性分布，初生Si相、粗大鱼骨富Ni相及长针状和粗针状铁相等均发生不同程度的应力性破碎，形成的细小颗粒在基体中数量较多且密集分布，表明合金发生了动态回复。图1(c)为应变速率为0.001 s-1，变形温度为400 ℃时合金显微组织，由图1(c)可以看出，鱼骨富Ni相发生明显变形，被外力压弯，初生Si颗粒细小，呈现聚集现象，有再结晶的趋势。

图1 Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金热压缩变形前后的显微组织

2.2 温度对Al-Si-Cu-Mg-Ni合金高温压缩变形行为的影响

图2为在一定应变速率(0.001 s-1)，不同变形温度下Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金真应力-真应变曲线及其流变应力随热压缩温度峰值变化曲线。由图2(a)可以看出，在变形的初始阶段，流变应力增大速度很快，当应变值达到0.05左右时，应力达到峰值，随后应力缓慢下降，且下降幅度不大，合金的变形程稳定状态。从真应力-真应变曲线可以看出该合金热压缩变形呈现出典型的动态再结晶特性，是合金在热变形过程中加工硬化和动态软化同时进行的结果。该曲线分为3个阶段：① 初始阶段：应力直线上升，应变硬化起主导作用，在应力到达峰值前，动态再结晶已经发生；② 过渡阶段：由于发生了再结晶，软化作用大于硬化作用，应力逐渐降低；③ 稳态阶段：软化作用与应变硬化作用基本相当，应力也达到相对稳定的状态。

由图2(b)可以看出，随温度的升高，材料的流变应力的整体水平降低，当变形温度为由300 ℃上升至425 ℃时，峰值应力下降了113.14 MPa。这是由于温度越高，在形变与高温的作用下，原子的热振动增加，原子处于一个非平衡的状态，晶界的“短路”扩散使晶界之间的粘滞力下降，使相邻晶粒易产生相对滑动，合金流变应力降低。随着变形量的增加，应力在到达峰值以后有不同程度地降低显现，温度为300 ℃时流变应力下降趋势明显高于425 ℃。这是由于温度越高，动态回复和再结晶获得了更多的能量，原子扩散导致位错攀移的运动能力提高，促进了晶内位错的重组，产生了“多变化”效应的动态回复和部分亚晶界合并的再结晶形核机制。

图3为在一定应变速率不同变形温度下Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金的显微组织结构。由图3(a)可以看出，当应变速率为0.001 s-1，变形温度为300 ℃时，组织中出现大量的亚晶粒，亚晶粒之间存在具有一定位向差的小角度晶界。在300 ℃进行压缩时，主要变形机制为动态回复，位错发生运动，包括攀移和滑移，从高能态转变为低能态的垂直位错墙。导致压缩之前的小晶粒转变为大量亚晶粒。在亚晶粒内部还能观察到一些由于位错的相互纠缠形成的小的胞状组织，是典型的动态回复特征。由图3(b)可以清晰地看到，当应变速率为0.001 s-1，变形温度为425 ℃时，组织中的三叉晶界，三块晶粒之间的夹角近似于120°，晶粒内部存在位错。这是因为变形温度升高，原子获得更多的能量，小角度晶界合并为大角度晶界。应变产生的大量空位使位错攀移加速进行，位错的相互抵消和重组更加彻底，亚晶逐渐形成大角度晶界，达到力学平衡，此时晶界清晰，晶粒位相差大，呈典型的动态再结晶特征。

图2 不同变形温度相同应变速率下活塞合金热压缩变形真应力-真应变曲线

图3 不同变形温度相同应变速率下活塞合金热压缩变形后的显微组织

2.3 应变速率对Al-Si-Cu-Mg-Ni合金高温压缩变形行为的影响

图4为400 ℃变形温度不同应变速率下Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金真应力-真应变及其流变应力的峰值变化曲线。从图4可以看到，与应变速率为0.001 s-1、不同温度下的热压缩真应力-真应变曲线的总体变化规律相比较，400 ℃变形温度、不同应变速率的曲线总的变化规律不大，基本相同。应变速率由0.000 1 s-1升至0.005 s-1，峰值应力由50.56 MPa增至75.32 MPa。当应变速率较大时，塑性变形来不及充分进行，弹性变形部分增多。由于压缩的时间较短，原子发生扩散的时间不充分，加载应力引起较大的应力梯度，位错获得了繁殖的驱动力，大量增殖，合金未完全软化，再结晶不充分，所以流变应力增大；另一方面，应变速率比较小时，发生了充分的动态回复和动态再结晶，故流变应力小[10-11]。

图5为一定变形温度不同应变速率下Al-Si-Cu-Mg-Ni活塞合金的显微组织结构。由图5可以看出，当变形温度为400 ℃，应变速率为0.005 s-1时，组织中可见大量的几块亚晶粒构成的多边形晶粒，且其尺寸较小，这是动态回复的表现；当变形温度为400 ℃，应变速率为0.001 s-1时，可见明显的三叉晶界，晶粒增大明显，晶界处有大量的位错缠结，晶粒内部也存才大量位错，位错呈现向晶界处移动的趋势。这是由于变形时间充足，导致位向差较小的亚晶粒合并形成大角度晶粒，三叉晶界角度接近120°，有些晶界弯曲，不是很平直，但有继续移动使晶界变成平直的趋势，呈现典型的动态再结晶形态。