De Kernen van de Raffinage en het Verdelen van Sferische Primaire Kristallen in Staven voor Semi-Solid Afgietsel

De semi-solid vormende verwerking is goed - gekend als nieuwe technologie van het combineren van de voordelen om zowel voor het produceren van complex-gevormde componenten [1] te gieten en te smeden. De dikkere die componenten door dit proces worden geproduceerd stelt betere mechanische eigenschappen dan die door conventioneel samendrukkingsafgietsel [tentoon 1-3]. In dit proces, is het zeer belangrijk om semi-solid dunne modder van fijne en sferische primaire kristalstructuur te bereiken, namelijk niet vertakte structuur.

Experimentele Procedure

Geteste Legeringen

Voor belang van industriële toepassing, werd AC4CH (al-7%Si-0.4Mg) genomen als belangrijkste legering van dit onderzoek en voor vergelijkings al-17%Cu legering; De eerstgenoemde heeft een hogere stevige dichtheid dan vloeistof en de laatstgenoemde heeft een lagere stevige dichtheid dan vloeibaar. De chemische samenstelling van gebruikte AC4CH wordt getoond in Lijst 1. De Koel krommen van deze legeringen werden genomen door differentieel aftastencalorimeter en de liquidustemperatuur van AC4CH werd bepaald als 881 K en al-17%Cu als 883 K. Microstructures van beide legeringen alvorens opnieuw te smelten in Figuur 1 wordt getoond, tentoonstellend vertakte structuren.

Lijst 1. Chemische die Samenstelling van AC4CH in de huidige studiemassa wordt gebruikt.

Het experimentele apparaat wordt schematisch getoond in Figuur 2. Het wordt gemaakt van een bewegende eenheid, een temperatuur metend eenheid, een vormeenheid en een basiseenheid. De vormeenheid werd voorverwarmd in een oven bij 523 K en de legering AC4CH werd gesmolten en oververhit aan 933 K in een andere oven en werd werd gegoten in de vorm bij 923 K. Dan werd de vormeenheid gezet op de basiseenheid en de metende eenheid werd geplaatst. Toen de gesmolten die metaaltemperatuur aan een bepaalde waarde (zie Lijst 2) is verminderd, de bewegende die eenheid bij een bepaalde omwentelingssnelheid wordt aangedreven (zie Lijst 2) werd geplaatst en de staaf werd opgenomen zoals aangetoond in Figuur 2. Zodra de temperatuur recalescence toonde, werd de bewegende eenheid verwijderd en de staaf werd genomen uit het gesmolten metaal. Sindsdien die koelde het gesmolten metaal aan een tarief door baksteen of ijzer voor de basiseenheid te gebruiken wordt gecontroleerd. Toen de temperatuur aan 858 K verminderde, wat gebruikend al-Si de binaire gegevens van het fasediagram [6] en koelend hierboven vermelde krommegegevens werd bepaald en dat aan % vol. ongeveer 64 van stevige fractie beantwoordt, werd de vormeenheid opgeheven met tang en werd gedoofd in een pool van water. De gedoofde metalen werden in de lengte gesneden en hun microstructuren werden geïnspecteerd op gehele gebieden in dwarsdoorsnede. De gemiddelde korrelgrootte werd geëvalueerd gebruikend een optische die microscoop met een beeldanalysator aan personal computer met beeld-Pro Plus software wordt geïntegreerd.

Lijst 2. De Voorwaarden van het Experiment

Nota: De Experimenten voor AC4CH en AL-17%Cu legeringsspecimens zonder werden het bewegen gedoofd bij 858K en respectievelijk 868K.
RECHTS = Kamertemperatuur. Het Koelen het tarief is van toevoegingseind aan het doven in water.

De voorwaarden van elk experiment worden samengevat in Lijst 2. Ten Eerste, gebruikend staaf AC4CH van 8 mm in diameter en ijzer voor de basiseenheid, controleerden wij het effect van de temperatuur van de staaftoevoeging in Ex.1 aan Ex.4. Ten Tweede, werden de gevolgen van omwentelingssnelheid en staafmateriaal gecontroleerd gebruikend een baksteenbasis in Ex.5 aan Ex.7. In Ex.8, werd de voorverwarmde grote staaf getest. Tot Slot werd het effect met stevige dichtheid (al-17%Cu) gecontroleerd in Ex.9.

Effect van de Temperatuur van de Toevoeging van de Staaf

Figuur 3 toont de microstructuren van specimens in Ex.1 (b) aan Ex.5 (f) worden verkregen waar de temperaturen van de staaftoevoeging gevarieerd waren en dat verkregen in een ander experiment zonder staaftoevoeging (a) dat. Figuur 4 toont de distributie van korrelgrootte van de hard gemaakte specimens. Men kan zien dat de primaire kristallen van het specimen zonder staaftoevoeging vertakt zijn. Nochtans, worden de primaire kristallen van de specimens met staaftoevoeging fijner en sferischer aangezien de temperatuur van de staaftoevoeging zoals aangetoond in Cijfers 3 (B) vermindert - (e). In het specimen met staaftoevoeging bij 918 K, behoudt (b), de primaire kristallen nog een vertakte structuur en de gemiddelde korrelgrootte is bijna gelijkaardig aan die van het specimen zonder het bewegen. Bij de temperatuur van de staaftoevoeging van 908 K, is spheroidization van primaire kristallen begonnen. Hoewel de microstructuur gedeeltelijk door vertakte kristallen wordt overheerst, zijn vele sferische primaire kristallen waargenomen (c). Bij de temperatuur van de staaftoevoeging van 898 K, stijgt spheroidization van primaire kristallen en scheidt van elkaar (d). De Temperatuur van 888 K is de dichtste toevoeging één aan de liquidustemperatuur van de legering. De fijnste en meest sferische kristallenstructuur van ongeveer 88 µm was verkregen (e). De Verminderde hitteextractie door de grondstof van ijzer in baksteen te veranderen, het het koelen tarief van semi-solid metaal verminderd van 12.7 K/min is aan 4.8 K/min en de microstructuren wordt ruwer (ongeveer 97 µm) bij de zelfde toevoegingstemperatuur (f), waar de definitie van het koelen tarief in Figuur 6 zal worden getoond.

Effect van de Snelheid van de Omwenteling van de Staaf en het Materiaal van de Staaf

Figuur 7 toont microstructuren en distributie van primaire die kristallen in Ex.5 aan Ex.7 worden verkregen. Het Effect van het bewegen van de snelheid van de staafomwenteling kan lichtjes in (c) en (d) worden gezien voor Ex.6 met 180 min^-1 dat fijnere primaire kristalgrootte van ongeveer 94 µm en bredere sferische gebieden van distributie dan (a) toont en (b) voor Ex.5 met 90 de min.^-1 Hogere bewegende snelheid van de staafomwenteling dunnere primaire kristalgrootte geeft. Figuur 7 (e) en (f) toont het resultaat van Ex.7 waarin roestvrij staal SUS303 het bewegen de staaf met experimenteel voorwaardenzelfde zoals Ex.6 (c) en (d) werd gebruikt. Gemeten t₁ was jaren '20 en t₂ was 250 s. In dit cijfer, kan men zien dat spheroidoization gelijkaardig is maar de grootte van primaire kristallen wordt groter door 96 µm en de distributie van sferische kristallen neemt een hogere standpunt in en heeft minder gebied. Deze resultaten stellen voor dat wanneer de staaf van het zelfde materiaal zoals de gesmolten metalen wordt gemaakt, het als nucleation plaats kon dienst doen. Als niet, wanneer de staaf van materiaal buiten het gesmolten metaal wordt gemaakt, zouden de verbetering en spheroidization van primaire kristallen toe te schrijven kunnen zijn aan het verdelen van vertakte vermelde structuur als Flemings [1].

Het doel van dit experiment is een baar van geheel sferisch kristallengebied te verkrijgen. De hierboven beschreven resultaten stellen voor dat het efficiënt is om kernen te verhogen door staafdiameter te verhogen. Dan 35 werd de mm- diameterstaaf van AC4CH die 4 keer groter is dan vorig experiment gebruikt om de suggestie te bewijzen. Na sommige tests bij metaal het plakken, werden de experimentele voorwaarden voor de staaftoevoeging bepaald, namelijk: de staaf werd voorverwarmd aan 623 K, was de toevoegingstemperatuur van gesmolten metaal 908 K en toevoegingsdiepte 10 mm. Dan werd Ex.8 uitgevoerd en zijn resultaten worden getoond in Figuur 8. De microstructuur toont aan dat de primaire kristallen bijna sferisch zijn en de fijne stevige die deeltjes van 87 µm met de groottedistributie in Figuur 4, die wordt getoond fijnst in dit onderzoek is zoals aangetoond in (a) worden verkregen. De distributie van sferisch kristallengebied behandelt bijna het gebied in dwarsdoorsnede van specimen zoals aangetoond in (b). Dienovereenkomstig, konden wij zeggen het de beste voorwaarde voor een industriële toepassing nadert.

Ziend de koelkromme van Ex.8 (c) in Figuur 8, is het tijdinterval₁ t gelijkaardig als Ex.1 en tijdinterval ₂ als Ex.3. In beide experimenten, bestonden de sferische gebieden niet of waren minimaal. Niettemin op Ex.8 geheel sferisch gebied kan worden verkregen. Een mogelijke verklaring is dat de grotere diameterstaaf een grotere hoeveelheid nucleated kristallen, die vele kristallen verstrekken en een groter contactgebied met het gesmolten metaal heeft absorbeert, die tot meer hitte van gesmolten metaal leiden. Dienovereenkomstig wordt veel onderkoeling en tijdinterval t₁ vereist. Voorts kan het grotere die aantal kernen door te bewegen worden verstrekt de groei van individuele kristallen beperken, die tot minder ruw maken tijdens verharding leiden hoewel het tijdinterval t₂ langer is. Dit zou de reden kunnen zijn waarom de fijnste sferische kristallenstructuren in Ex.8 kunnen worden verkregen.

Figuur 9 toont de resultaten van experimenten voor al-17%Cu die hogere stevige dichtheid dan vloeibaar heeft. Figuren 9 (a) en (b) tonen voor een experiment zonder het bewegen er geen sferisch kristallengebied is; elk primair kristal wordt vertakt met gemiddelde korrelgrootte van ongeveer 98 µm en zij hebben aan de meniscus gedreven. Het resterende gesmolten metaal daalt aan de bodem en wordt eutectische kristallen. In Figuur 9 (c) en (d), duidelijk wijst de resultaten van Ex.9 de waarvan experimentele voorwaarden aan Ex.6 behalve het gesmolten materiaal bijna gelijkaardig zijn erop dat de grootte van sferische primaire kristallen van 94 µm en de distributie van sferische kristallen bijna zelfde zijn. Maar de positie van de distributie is in het hoogste deel van gesmolten legering al-17%Cu, strijdig met het resultaat in legering AC4CH zoals aangetoond in Cijfers 5 en 6. Zo is het effect met dichtheid tussen primaire vast lichaam en vloeistof zeer duidelijk.

Conclusies

Spheroidization en de distributie van primaire kristallen van AC4CH aluminiumlegering in zijn vorm door een staaf op te nemen en te roteren in het gesmolten metaal in diverse verwerkingsvoorwaarden uitgevoerd. De resultaten worden samengevat als volgt:

•         De staaf die van de zelfde legering zoals het gesmolten metaal wordt gemaakt doet dienst als nucleation plaats en verstrekt kernen voor de vorming van fijne en sferische primaire kristallen.

•         De distributie van geraffineerd en spheroidized primaire kristallen op een uitzetbaar gebied in vorm kan worden verkregen door de temperatuur van de staaftoevoeging, de snelheid van de staafomwenteling, het koelen tarief, en staafdiameter te optimaliseren.

•         Het interval van de Tijd van het begin van de staaftoevoeging aan toevoegingseind (recalescence) beïnvloedt de distributie op sferische kristallen, en het tijdinterval van recalescence aan het doven beïnvloedt de grootte toe te schrijven aan ruw maken in de temperatuurwaaier tussen liquidus en schuine streep.

•         Het proces produceerde met succes een baar met 54 mm in diameter en 55 mm in lengte met homogeen sferisch en fijn primair kristal met een gemiddelde korrelgrootte van 87 µm.

Erkenning

Verwijzingen

1.       M.C. Flemings,“ Gedrag van de Legeringen van het Metaal in de Semi-solid Staat“, Metall. Trans. Een 22A (1991) 957-981.

2.       M. Adachi, M. Uchida, S. Satou, H. Sasaki, Y. Harada en N. Ishibashi, de „Recentste Machine Rheocasting“, het Instituut van J. Japan van Lichte Metalen 51 (2001) 568-574.

3.       T. Kaneuchi, R. Shibata en T. Imamura, „Ontwikkeling van het Half vloeibare Proces die van het Afgietsel van de Matrijs Sferisch Primair a Produceren - Fase in schot-Koker“, de Maatschappij van de Techniek van de Gieterij van J. Japan. 74 (2002) 595-599.

4.       J.P. Gabathular, D. Barras, Y. Kranhenbuhl en J.C. Weber, het Te Werk Gaan van 2de Int. Conf: „Semi-solid e-n Verwerking van Legeringen en Samenstellingen“. door S.B. Brown en M.C. Flemings, de Mineralen, het Metaal & de Materiële Maatschappij, Pennsylvania (1993) blz. 33-46.

5.       E. Tzimas en A. Zavaliangos, een „Vergelijkende Karakterisering van dichtbijgelegen-Equiaxed Microstructuren zoals die door het Afgietsel van de Nevel, Magnetohydrodynamic Afgietsel en de Veroorzaakte Spanning wordt Geproduceerd, Smelting geactiveerd Proces“, Mater. Sc.i. Eng. A289 (2000) 217-227.

6.       T.B. Massalski, „Binaire Volume 1 van de Diagrammen van de Fase van de Legering“, e-n. door J.L. Murry, LINKS Bennett en H. Baker, de Amerikaanse Maatschappij voor Metalen, Ohio (1986) p. 165.

7.       K. Nakagawa, K. Hoshino en T. Otani, „Effect van het Bewegen van het Gesmolten Metaal op Microstructuren van de Legering van Si van al-2 Mass%“, de Maatschappij van de Techniek van de Gieterij van J. Japan, 75 (2003) 185-190.

8.       S. Iwasawa, T. Yamaguchi, S. Saikawa, K. Hayashi, S. Kamado en Y. Kojima, Structuur en Mechanische die Eigenschappen van de Legering van al-Si Hypereutectic door Thixocasting Process“ wordt Geproduceerd, de Maatschappij van de Techniek van de Gieterij van J. Japan, 74 (2002) 291-297.

9.       F. Tanabe, T. Motegi en M.H. Robert,“ Invloed van de Structuren van de Staaf AC4CH op Kracht Thixocasting“, de Maatschappij van de Techniek van de Gieterij van J. Japan, 75 (2003) 474-478.

10.   S. Kamado, A. Yuasa, T. Hitomi en Y. Kojima, „Effect van het Bewegen van Voorwaarden op Structuur en Duidelijke Viscositeit van Semi-solid AZ91D magnesiumLegering“, het Instituut van J. Japan van Lichte Metalen 42 (1992) 734-740.

11.   E.F. Emly, „Principe van de Technologie van het Magnesium“, Pergmon Pers, Londen (1966) blz. 788-857.