CN110202109A - 一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种半固态触变‑塑性复合多段成形工艺，包括如下步骤：1）获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度、液相线温度；2）将合金坯料加热至半固态坯料的制备温度并保温20‑60s，获得半固态坯料；3）预热模具的上模和下模，将半固态坯料放入下模中，下压上模使半固态坯料局部充填模具的型腔进行半固态触变成形；控制整个半固态触变成形过程中的应变速率和真实应变量；4）将制得的预制件冷却至1）中确定的塑性成形的塑性成形温度区间内，开展塑性成形以实现金属坯料对模具的完全充填，得到制件。采用本发明提供的制备工艺能够使制件的组织均匀并且提高制件的力学性能，拓宽半固态成形技术的工业应用。

Description

一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺

技术领域

本发明涉及金属材料加工领域，具体涉及一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺。

背景技术

半固态成形是对具有一定液相体积分数的固液混合金属坯料进行压铸、挤压或模锻成形，是一种介于普通铸造（纯液态）和塑性成形（纯固态）之间的成形方法。与普通的金属加工方法相比，半固态金属加工具有如下优点：可实现复杂形状零件的一次精确近净成形；凝固收缩小，成形件尺寸精度高；成形件力学和组织性能好；可成形难加工金属材料；且成形载荷低，模具磨损少，模具使用寿命高等。

目前，半固态成形工艺主要应用在生产尺寸较小的零件产品的工业领域，选用的成形工艺多为半固态流变压铸或半固态触变压铸，制件的力学的性能低于传统锻造成形制件，并没有很好的发挥半固态成形的优势。对于汽车、重型机械、武器装备上许多形状结构复杂的承重件，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，采用固态塑性成形难以成形复杂的结构。即使使用半固态成形方法实现制件的一次近净成形，也需要在近净成形后进行多次塑性成形。由于金属有限的塑性成形性能和制件复杂的几何形状之间的矛盾，需要采用多火次多道次塑性成形，反复的加热和塑性成形不仅会消耗大量的能力，还会延长生产周期，降低生产效率。

再有，在半固态成形过程中，由于液相较好的流动性，液相往往富集于半固态成形制件的边缘区域，而固相则主要集中于半固态成形制件的中心区域，液相偏析所造成的原始固相和原始液相的不均匀分布，以及原始固相和原始液相在冷却至室温之后所生成完全不同的合金相，严重影响制件的力学性能的均匀性，阻碍半固态成形技术的工业应用。

发明内容

针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的在于解决现有的半固态成形工艺存在的固液相分离造成半固态成形制件组织不均匀和力学性能不可靠性的问题，提供一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺，能够使半固态成形制件的组织均匀并且提高制件的力学性能，拓宽半固态成形技术的应用。

为了解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：

一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺，包括如下方法：

1）获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度和液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间。

2）部分熔融：将合金坯料加热至半固态坯料的制备温度并保温20-60s，获得半固态坯料；其中，所述半固态坯料的制备温度比所述固相线温度高20-50℃。通过将合金坯料加热至半固态坯料的制备温度并保温20-60s，能够使液相体积分数为15-40%，得到的半固态坯料的微观组织形貌为均匀的球状组织。其中，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。所述初始材料为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。

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，将半固态坯料放入下模中，下压上模使半固态坯料局部充填模具的型腔进行半固态触变成形；控制整个半固态触变成形过程中的应变速率为2.0~ 10 /s，真实应变量为0~0.70，得到预制件。

4）塑性成形：将预制件冷却至1）中确定的塑性成形的塑性成形温度区间内，开展塑性成形以实现金属坯料对模具的完全充填，得到制件。半固态触变成形后在模具型腔内冷却至其塑性成形温度范围。AERMET100超高强度钢的塑性成形温度范围是900-1100℃。此时液相体积分数为0%，坯料为完全固态，再进行塑性成形以达到需要的变形程度。对于超高强度钢而言，冷却4s左右，液相体积分数就可以降低到10-15%，因此通过控制冷却的速度即可控制液相的体积分数，这样更方便控制制件从半固态到固态的时间。

进一步，还包括5）加工热处理：在所述制件冷却至室温的过程中，通过模具中的冷却水道控制制件的冷却速度，并通过上模对制件施加弹性压应力。通过上模对制件变形量较大的部分或高筋薄壁部分施加弹性压应力，能够有效提高合金元素含量较高区域的马氏体转变温度，驱动钢铁制件的原始液相区域和原始固相区域的马氏体转变。

进一步，所述步骤1）中，通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度和液相线温度。

进一步，所述步骤2）、3）和4）均在真空或者惰性气体保护气氛下进行。

进一步，所述步骤4）中，所述模具具有上模和下模；所述下模的预热温度与所述半固态坯料的制备温度相同，所述上模的预热温度比所述半固态坯料的制备温度低5~10 ℃。这是因为下模与坯料接触面积较大，若温度低于坯料会导致坯料冷却过快。而上模温度低于坯料，可通过对上模温度的调节实现对坯料的冷却速度的调整。

进一步，所述步骤3）中，应变速率的控制方法为：所述步骤3）中，应变速率的控制方法为：通过有限元法模拟上模的压下量，获得真实应变量和应变速率；确定需要施加的真实应变量和应变速率后，对上模的压下量进行控制。这样，确定需要施加真实应变量和应变速率后，即可通过有限元分析获得上模的压下量。在实际生产时，通过控制上模的压下量来实现对成形过程施加相应的真实应变量和应变速率，便于操作也便于控制。

进一步，所述待成形材料为钢铁材料。

相比现有技术，本发明具有如下如下有益效果：

1、本发明提供的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，通过对放入模具中的半固态坯料施加较快的应变速率，从而缩短半固态坯料中液相外流的时间，进而在完成部分成形的同时抑制液相的偏析；再通过将预制件自然冷却至塑性成形温度区间，降低各个部位液相体积比直至完全变成固相，使得该成形过程中不存在液相形成外流通路，确保制件组织的均匀性；而且，在塑性成形温度下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，提高制件的力学性能。抑制液相偏析主要依靠施加的较高的应变速率和较精细的半固态成形技术；组织均匀以及力学性能的提升除了半固态成形之外，更多依靠的是后续塑性成形对微观组织的细化。

2、本发明提供的半固态触变-塑变多段复合成形工艺，将半固态成形和塑性成形技术结合，使该半固态触变-塑变多段复合成形工艺不仅能赋予复杂构件精确的形状尺寸，同时还能使成形之件获得良好而均匀的力学性能，充分地发挥出半固态触变成形的近净成形特点和塑性成形的高性能优势。通过对应力、应变、温度的主动控制实现该金属制件微观组织和力学性能的主动调控，制得的制件具有均匀的微观组织和可靠的力学性能，具有高的材料质量利用率和高的材料性能利用率，符合现代绿色制造技术的发展方向。

附图说明

图1为本发明一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺的流程图。

图2为本发明一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺的示意图。

图3为本发明实施例中AERMET100超高强度钢的差示扫描热分析结果。

图4为本发明实施例1制备的制件的微观组织图。

图5为本发明实施例2制备的制件的微观组织图。

图6为本发明实施例3制备的制件的微观组织图。

图7为本发明实施例4制备的制件的微观组织图，其中，弹性压应力为0 MPa。

图8为本发明实施例4制备的制件的微观组织图，其中，弹性压应力为10 MPa。

具体实施方式

下面将结合附图及实施例对本发明作进一步说明。

实施例1：

通过半固态触变-塑性复合多段成形工艺制备AERMET100超高强度钢制件。制备流程图如图1所示。

一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺，具体步骤包括：

1）通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度和液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间。差示扫描热分析结果如图3所示。AERMET100超高强度钢的再结晶温度为950 ℃、固相线温度为1405 ℃、液相线温度为1495 ℃，由此确定塑性成形温度区间和半固态成形温度区间如图2所示。

2）部分熔融：本实施例使用AERMET100超高强度钢铸锭为合金坯料。使用感应炉将AERMET100超高强度钢以20℃/s的加热速率加热至1450℃后保温20s，获得均匀球化的半固态坯料。

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，下模的预热温度与所述半固态坯料的制备温度相同，所述上模的预热温度比所述半固态坯料的制备温度低50℃，将半固态坯料投入模具中进行触变成形，得到预制件。控制触变成形的应变率为5.0/s，真实应变量为0.00、0.15、0.45和0.75。

4）塑性成形：将3）制得的预制件控温冷却速度为5℃/s，塑性成形应变速度为2.0/s，冲程为2.5mm，塑性成形最大形成载荷为40kN。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，4b所示，再结晶重熔法获得的半固态坯料具有均匀而球化的半固态微观组织，并且制件的中心区域和边缘区域的微观组织不存在任何差异。如图4c，4d所示，半固态触变成形后随着真实应变量的增加，半固态坯料发生轻微的液相偏析，球状固态颗粒周围包裹着共晶混合物；如图4e，4f所示，半固态触变成形后随着真实应变量的增加，半固态制件中的液相偏析变得更加严重；如图4g，4h所示，当半固态触变成形的真实应变量由0.45增加至0.70之后，半固态制件中的液相偏析程度并没有随着真实应变量的增加而加剧。

将本实施例中不同真实应变量下制备的制件进行力学测试，结果如表1所示。从表1中可知，实施例1中各制件的维氏硬度、屈服强度和抗拉强度随着真实应变量的增加而增加。但是，在实际应用中，真实应变量应选用0.45。这是因为：真实应变量越大，由于加工硬化，硬度、屈服强度和抗拉强度也会越大，相应的，成形载荷也就更大。而真实应变量增大与成形载荷的提高不是线性的，即要想获得大的真实应变量，需要非常高的成形载荷。因此，在实际生产中，为了寻求成形工艺参数的优化和权衡，真实应变量应选用0.45而不选用力学性能更好的0.70。

表1 实施例1中不同真实应变量下制备的制件进行力学测试

真实应变量	维氏硬度/HV	屈服强度/Mpa	抗拉强度/MPa	延伸率/%
					0.00	372 ± 10	935 ± 10	1035 ± 10	13.5 ± 1.5
0.15	395 ± 12	972 ± 10	1122 ± 10	11.3 ± 2.0
					0.45	410 ± 12	995 ± 10	1155 ± 10	9.8 ± 1.0
0.70	445 ± 12	1056 ± 15	1206 ± 10	9.6 ± 1.0

实施例2：

通过半固态触变-塑性复合多段成形工艺制备AERMET100超高强度钢制件。

一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺，具体步骤为：

1）通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度、液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间。差示扫描热分析结果如图3所示。AERMET100超高强度钢的再结晶温度为950 ℃、固相线温度为1405 ℃、液相线温度为1495 ℃，由此确定塑性成形温度区间和半固态成形温度区间如图2所示。

2）部分熔融：本实施例使用AERMET100超高强度钢铸锭为合金坯料。使用感应炉将AERMET100超高强度钢以20℃/s的加热速率加热至1450℃后保温20s，获得均匀球化的半固态坯料。

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，模具加热温度为800℃时，将半固态坯料投入模具中进行触变成形。控制触变成形的应变率为5.0/s，真实应变量为0.45。

4）塑性成形：将3）制得的预制件控温冷却速度分别为5℃/s、2℃/s、1℃/s。塑性成形应变速度为2.0/s，冲程为2.5mm，塑性成形最大形成载荷为40kN。结束时快速冷却以便观察其微观组织，微观组织如图5所示。

从图5中可知，随着冷却速率的逐渐下降，预成形半固态触变成形制件内部液相的部分凝固和固相的合并长大的时间逐渐延长，更多固态颗粒合并长大。这是由于半固态坯料的流动性减小，固相分数变大，相偏析受到抑制。将本实施例中不同冷却速度下制备的制件进行力学测试，结果如表2所示。

表2 实施例2中不同冷却速度下制备的制件进行力学测试

冷却速度	维氏硬度/HV	屈服强度/Mpa	抗拉强度/MPa	延伸率/%
					5℃/s	445 ± 12	1056 ± 15	1206 ± 10	9.6 ± 1.0
2℃/s	405 ± 10	934 ± 10	992 ± 10	9.9 ± 1.5
					1℃/s	378 ± 10	914 ± 10	941 ± 10	11.3 ± 1.5

从表2中可知，实施例2中各制件的维氏硬度、屈服强度和抗拉强度随着冷却速度的降低而降低。因此，在实际应用中冷却速度应选用5℃/s。

实施例3：

通过半固态触变-塑性复合多段成形工艺制备AERMET100超高强度钢制件。

具体步骤为：

1）通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度、液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间。差示扫描热分析结果如图3所示，从图中可知，AERMET100超高强度钢的再结晶温度为950 ℃、固相线温度为1405 ℃、液相线温度为1495 ℃，由此确定塑性成形温度区间和半固态成形温度区间如图2所示。

2）部分熔融：本实施例使用AERMET100超高强度钢铸锭为合金坯料。使用感应炉将AERMET100超高强度钢以20℃/s的加热速率加热至1450℃后保温20s，获得均匀球化的半固态坯料。

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，模具加热温度为800℃时，将半固态坯料投入模具中进行触变成形。控制触变成形的应变率为5.0/s，真实应变量为0.45。

4）塑性成形：将3）制得的预制件控温冷却速度分别为5℃/s，塑性成形应变速度为10.0/s、2.0/s，冲程为2.5mm，塑性成形最大形成载荷为40kN。结束时快速冷却以便观察其微观组织，微观组织如图6所示。

如图6a所示，当塑性成形应变速率为2.0/s时，超高强度钢制件表面并未发生明显的龟裂缺陷。如图6b，6c所示，塑性成形后，制件中心区域和边缘区域的液相偏析程度保持不变，并未加剧。如图6e，6f所示，当塑性成形应变速率为10.0/s时，塑性成形制件中心区域和边缘区域的液相偏析程度保持不变，并未加剧，但是其表面缺发生了严重的龟裂缺陷，说明塑性成形阶段的应变速率不宜过大。将本实施例中不同塑性成形应变速率下制备的制件进行力学测试，结果如表3所示。虽然实施例3中的各制件的维氏硬度、屈服强度和抗拉强度在塑性成形应变速率为10.0/s时较高，但是由于塑性成形应变速率为10.0/s时，制件的表面发生了严重的龟裂缺陷，因此，在实际中选择塑性成形应变速率为2.0/s。

表3 实施例3中不同塑性成形应变速率下制备的制件进行力学测试

塑性成形应变速率	维氏硬度/HV	屈服强度/Mpa	抗拉强度/MPa	延伸率/%
					2.0/s	408 ± 10	976 ± 10	1113 ± 10	10.5 ± 1.0
10.0/s	445 ± 12	1056 ± 15	1206 ± 10	9.6 ± 1.0

实施例4：

通过半固态触变-塑性复合多段成形工艺制备AERMET100超高强度钢制件。

具体步骤为：

1）通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度、液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间。差示扫描热分析结果如3所示，从图中可知，AERMET100超高强度钢的再结晶温度为950 ℃、固相线温度为1405 ℃、液相线温度为1495 ℃，由此确定塑性成形温度区间和半固态成形温度区间如图2所示。

2）部分熔融：本实施例使用AERMET100超高强度钢铸锭为合金坯料。使用感应炉将AERMET100超高强度钢以20℃/s的加热速率加热至1450℃后保温20s，获得均匀球化的半固态坯料。

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，模具加热温度为800℃时，将半固态坯料投入模具中进行触变成形。控制触变成形的应变率为5.0/s，真实应变量为0.45。

4）塑性成形：将3）制得的预制件控温冷却速度分别为5℃/s，塑性成形应变速度为2.0/s，冲程为2.5mm，塑性成形最大形成载荷为40kN。

5）加工热处理：随后在塑性成形制件冷却至室温的过程中的热机械处理阶段施加0MPa、10MPa的弹性压应力。冷却至室温后观察其微观组织，微观组织如图7，图8所示。

当热机械处理弹性压应力为0MPa时，超高强度钢制件内部的金属相由90%的残余奥氏体（γ-Fe）和10%的共晶化合物组成，如图7所示。当热机械处理弹性压应力为10MPa时，超高强度钢制件内部的金属相由30%的马氏体（α-Fe）、60%的残余奥氏体（γ-Fe）和10%的共晶化合物组成，如图8所示，这说明在弹性压应力的作用下，大约一半的残余奥氏体发生的马氏体转变并转变为了马氏体组织。

将本实施例中施加弹性压应力下制备的制件进行力学测试，结果如表3所示。从表4中可知，实施例4中施加了弹性压应力的制件的维氏硬度、屈服强度和抗拉强度比未施加弹性压应力的制件要高，这与图7和图8观察到的一致。说明施加弹性压应力有利于提高制件的力学性能。

表3 实施例4中施加弹性压应力下制备的制件进行力学测试

弹性压应力	维氏硬度/HV	屈服强度/Mpa	抗拉强度/MPa	延伸率/%
					0MPa	445 ± 12	1056 ± 15	1206 ± 10	9.6 ± 1.0
10MPa	487 ± 10	1185 ± 10	1355 ± 10	11.5 ± 1.0

通过上述实施例可知，采用本发明提供的合成工艺制备的AERMET100超高强度钢制件，在控制触变成形的应变率为5.0/s，真实应变量为0.45、预制件控温冷却速度分别为5℃/s，塑性成形应变速度为2.0/s，冲程为2.5mm，塑性成形最大形成载荷为40kN，并在塑性成形制件冷却至室温的过程中的热机械处理阶段施0MPa、10MPa的弹性压应力时，其力学性能可达：维氏硬度/HV 487 ± 10；屈服强度/Mpa 1185 ± 10；抗拉强度/MPa 1355 ± 10；延伸率/% 11.5 ± 1.0，具有力学性能可靠且力学性能好的优点。因此，本发明提供的制备工艺能够抑制液相偏析，获得成分均匀的制件。有效解决了现有半固态成形工艺存在的固液相分离造成的钢铁材料半固态成形制件组织的不均匀性和力学性能的不可靠性，使得制备的钢铁制件组织均匀、力学性能可靠。

最后需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制技术方案，本领域的普通技术人员应当理解，那些对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (7)

1.一种半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，包括如下步骤：

1）获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度和液相线温度，确定该待成形材料的塑性成形温度区间和半固态成形温度区间；

2）部分熔融：将合金坯料加热至半固态坯料的制备温度并保温20-60s，获得半固态坯料；其中，所述半固态坯料的制备温度比所述固相线温度高20-50℃；

3）半固态触变成形：预热模具的上模和下模，再将半固态坯料放入下模中，下压上模使半固态坯料局部充填模具的型腔进行半固态触变成形；控制整个半固态触变成形过程中的真实应变速率为2.0~10.0 /s，真实应变量为0.0~0.70，得到预制件；

4）塑性成形：将预制件冷却至1）中确定的塑性成形的塑性成形温度区间内，开展塑性成形以实现金属坯料对模具的完全充填，得到制件。

2.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，还包括步骤5）加工热处理：在所述制件冷却至室温的过程中，通过模具中的冷却水道控制制件的冷却速度，并通过上模对制件施加弹性压应力。

3.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，所述步骤1）中，通过差示扫描热分析方法获得待成形材料的再结晶温度、固相线温度和液相线温度。

4.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，所述步骤2）、3）和4）均在真空或者惰性气体保护气氛下进行。

5.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，所述步骤3）中，所述模具具有上模和下模；所述下模的预热温度与所述半固态坯料的制备温度相同，所述上模的预热温度比所述半固态坯料的制备温度低5~10 ℃。

6.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，所述步骤3）中，应变速率的控制方法为：通过有限元法模拟上模的压下量，获得真实应变量和应变速率；确定需要施加的真实应变量和应变速率后，对上模的压下量进行控制。

7.根据权利要求1所述的半固态触变-塑性复合多段成形工艺，其特征在于，所述待成形材料为钢铁材料。