CuAlNi形状记忆合金的热型连铸排水系统

CuAlNi形状记忆合金的热型连铸

CuAlNi形状记忆合金的热型连铸 2011年12月04日 来源： 摘　要：用热型连铸法终形制造直径1.5 mm的CuAlNi合金丝。当铸型温度设定为1110 ℃时，可以拉铸出表面光洁、具有定向凝固组织的合金丝。拉铸速度50 mm/min时，晶粒数较少，晶界平直；拉铸速度80 mm/min时，晶粒数较多，晶界较曲折。试样经1000 ℃固溶处理后的一次抗拉强度达502 MPa，伸长率14.4%；热型连铸法制取铜基形状记忆合金，既可免除塑性加工的困难，又可获得定向凝固组织，提高合金性能，具有巨大的优越性。关键词：热型连铸　单晶　形状记忆合金　CuAlNi铜基形状记忆合金由于较好的性能和低廉的价格，是非常重要的实用记忆合金。但铜基形状记忆合金有两个突出的缺点：塑性较低，加工很困难；疲劳寿命低。其原因是由于铜基形状记忆合金的各向弹性系数相差很大，如CuAlNi的弹性各向异性因子为13，而TiNi只有2。这导致合金变形时，在晶界处形成应力集中，引起晶间断裂［1］。热型连铸法是将定向凝固与连续铸造巧妙结合起来的新工艺［2］。该工艺用加热的铸型代替普通连铸中的结晶器。普通连铸由于铸件在结晶器壁上凝固，铸件与器壁的摩擦力非常大。对于细小件，往往会造成拉断。热型连铸法消除了铸件与铸型的摩擦力，因此可以铸出细小的铸件，实现终形连铸。用这个工艺有可能直接拉铸出所需形状、尺寸的形状记忆合金丝、带，而免除塑性加工困难；同时可以获得单晶或定向凝固组织，改善合金的性能。笔者用这一工艺已制取了直径1～8 mm的单晶铜丝(杆)［3］以及其他合金丝［4,5］。1　试验过程试验用水平式热型连铸设备如图1所示。将配好的Cu，Ni料加入石墨坩埚内熔化，并用氮气保护。将炉温升至1 300 ℃，以加速Ni的熔化。炉料化清后炉温降至1 200 ℃，再加入Al，Al化清后，用脱水氯化锌除气、精炼。再加入适量的玻璃和硼砂覆盖液面，以免吸气及氧化。铸型温度达到1 080 ℃时，压下液面控制棒，使液面升高，流入铸型。开动拉拔辊，将引锭棒缓慢拉出，把铸件带出铸型。同时开启冷却水对铸件冷却，实现连续铸造。

图1　热型连铸设备简图1.热电偶2.液面控制棒3.液面探测器4.加热器5.铸型6.引锭棒7.拉拔辊 8.铸件 9.冷却水 10.热电偶 11.水平流道 12.坩埚

2　试验结果及讨论2.1　合金的化学成分合金的化学成分(质量分数)，Al为13.57%，Ni为4.26%，余量为Cu。2.2　具有凝固温度范围合金的凝固特点纯金属具有确定的凝固温度，因此有清晰的液、固两相界面，即凝固界面。在固相区，金属完全凝固，没有液相，有较高的强度。尽管固相与型腔有摩擦力，由于固相强度较高而不易产生拉裂，但可能在铸件表面造成拉痕。通过调整工艺参数，使凝固界面移向铸型出口，减小铸件与铸型的摩擦力，就能获得表面光洁的铸件。在热型连铸的铸型中，铸型的型腔内形成由型外向型内的正温度梯度；在铸型出口处达到固相线温度Ts；型外则是完全凝固的铸件，受冷却水冷却，温度急剧下降。在铸型内形成沿轴向的两相区，如图2中的SL1，SL2。固相的形态和比例与合金的凝固特性有关，可呈分散状，即为糊状凝固；也可呈枝晶状，即为层状凝固。固相的形态和比例直接影响两相区的高温强度及其与铸型的摩擦力。固相的含量从液相区到固相区逐渐增多，铸件与铸型的摩擦力也逐渐增大。当摩擦力超过铸件高温强度，铸件就会被拉裂。如果金属液不能及时填充进去，该处就不能弥合而形成裂纹，即产生热裂。两相区的长度越大，产生热裂的可能性就越大。

图2　TL，TS及GL对两相区长度的影响

从图2可以看出，两相区的长度除了与合金本身的性质，即TL与TS有关外，还与凝固前沿的液相温度GL有关。当温度为G1时，两相区的长度为SL1。当温度梯度为G2时，两相区的长度为SL2。显然，GL越大两相区的长度越小，其铸造性能就越接近纯金属。这一点已为锡铅合金的测试结果所证实［4］。热型连铸具有凝固温度范围的合金时，调整工艺参数的依据和目的就在于尽可能缩短两相区，并使其移向铸型出口。2.3　连铸工艺参数的确定CuAlNi合金具有较宽的凝固温度范围。用DTA差热分析仪测定，TL=1 101 ℃,TS=1 071 ℃，凝固温度范围为40 ℃。在试验中，拉铸直径1.5 mm的丝。将冷却距离固定在距铸型出口25 mm处。拉铸速度设定为50 mm/min。逐渐提高铸型温度，考察铸型温度对拉铸性能的影响。拉铸丝的表面质量与铸型温度有关。当铸型温度为1 080 ℃时，铸件表面出现严重的锯齿状热裂纹。此时的温度在凝固温度范围之内。型腔内有相当长的一段是两相区，与铸型的摩擦力增加，导致热裂。逐次将铸型温度升高5 ℃，裂纹逐渐减轻。1 100 ℃时，裂纹消失，但铸件表面仍有纵向拉痕。这表明两相区已大大缩短，摩擦力已减小到不足以使铸件拉裂，但仍可以在铸件表面划出拉痕。1 110 ℃时，铸件表面光洁，拉痕消失。这表明凝固区间缩短，并且向铸型出口移动。铸件与铸型的摩擦力已大大减少。将铸型温度固定在1 110 ℃。逐渐提高拉铸速度，同时缩短冷却距离，使铸件表面保持光洁，铸件不出现扭曲，实际上是保持凝固界面在一定的位置。当拉铸速度达80 mm/min时，冷却距离缩短到19 mm。由于设备的原因，冷却距离不能再缩短，所以拉铸速度只试验到80 mm/min。进一步缩短冷却距离还可以提高拉速。2.4　铸态组织拉铸速度50 mm/min时的铸态组织如图3。图中黑色小点是γ2相，它沿凝固方向有序地排列。根据CuAlNi合金相图［1］，在共析温度(本试验用DTA测定约610 ℃)以下，β相分解为α+γ2相。γ2相是脆性相。拉铸速度越慢，铸件的冷却速度也越慢，析出的γ2相就越多，铸件就越脆。拉铸过程中发现：拉铸起动阶段的拉速为30 mm/min左右，所得铸件很脆，一弯即断。

图3　拉铸速度 50 mm/min时析出的γ2相　×150

为便于观察晶界，将试样加热至1 000 ℃保温10 min后，淬入冰水中作固溶处理。γ2相消失后，可清晰显示晶界，如图4所示。可见拉速慢时晶粒数较少，晶界也较平直。

图4　拉速 50 mm/min 试样固溶处理后的组织　×24

拉铸速度为80 mm/min时的铸态组织如图5示。此时γ2相已消失，组织为单一的β相。晶界清晰可见。晶内出现一系列孪晶线。试样变形次数越多，孪晶线越密。与图4相比，由于拉速快，晶体生长速度大，晶粒较多，晶界比较曲折。铸件柔软，弯曲后加热至200 ℃左右，即可伸直，已具有形状记忆效应。此时的组织为粗大的马氏体，见图6所示。

图5　拉速80 mm/min铸态试样的组织　×150

图6　加热至200 ℃时的粗大马氏体组织　×24

与拉铸纯金属相比，拉铸合金较难获得单晶。以拉铸纯铜为例，拉铸直径1.5 mm的铜丝，铸型温度设定为1 100 ℃，拉铸速度高达120 mm/min，仍可获得单晶组织［3］。而拉铸同样直径的CuAlNi，铸型温度设定很接近，拉速仅为50 mm/min，仍存在几个晶粒。这可能与凝固界面的稳定性有关。在正温度梯度下，纯金属的凝固界面是稳定的平界面，任何超出界面的凸起都会重熔，因此不易发生枝状生长。而合金凝固时存在溶质原子再分配及扩散的问题，容易形成成分过冷，使界面不稳定，导致枝状生长。为获得单晶CuAlNi，还要对拉铸工艺参数作进一步的研究。2.5　力学性能将固溶处理后的试样作一次拉伸试验及反复拉伸试验。作反复拉伸试验时，用位移控制法将应变量固定为4%。卸载后测量残余变形，如有，则将合金丝加热，使其回复。如此反复拉伸，直至断裂。结果列于表1及表2。

表1　一次拉伸试验结果抗拉强度MPa伸 长 率%弹性应变%塑性应变%塑变后的弹性应变%50214.4284.4表2　反复拉伸试验结果拉力/N原始长度mm拉伸长度mm卸载后长度*mm断裂次数150100.0104.0100706*注：前26次拉伸后有残余变形，卸载后测得的长度为101mm左右。26次拉伸后，试样无残余变形，卸载后长度为100 mm+0.1～0.2mm

将此结果与文献［1］提供的数据比较。文献中CuAlNi多晶反复变形的断裂次数仅9次，单晶在4%应变下断裂次数490次。而热型连铸丝材的断裂次数高达706次，比单晶的提高44%。可见减少晶界确实可以有效地提高合金的性能。3　结　论(1) 热型连铸法能制造所需形状、尺寸的形状记忆合金丝材，解决合金加工性能差的困难，是制造形状记忆合金非常有效的方法。(2) 对于具有宽凝固温度范围的CuAlNi合金，热型连铸法可以获得定向凝固组织。进一步研究合金的凝固特性并选择合适的连铸工艺参数，有可能获得单晶组织。(3) 具有定向凝固组织的合金，由于减轻了晶界对力学性能的有害影响，显示出优异的力学性能，抗拉强度可达502 MPa，伸长率14.4%，4%应变的反复拉伸疲劳断裂次数高达706次，比单晶490次提高44%。作者简介：余业球，男，1969年出生，工程师，广东工业大学机械系，广州五山(510643)作者单位：余业球(广东工业大学)黎沃光(广东工业大学)陈先朝(广东工业大学)王德芳(广东工业大学)参考文献：［1］舟久保.熙康编.千东范泽.形状记忆合金.北京:机械工业出版社，1992.［2］黎沃光.热型连续铸造法的原理及应用.铸造,1996(12):39～44［3］黎沃光,贺春华,余业球等.热型连铸工艺与单晶铜的制取.全国铸造学会铸造工艺及造型材料专业委员会编.第六届全国铸造工艺及造型材料学术年会论文集.洛阳，1999［4］黎沃光,余业球,王德芳.锡铅合金的热型连铸.铸造技术,1997(5):42～44［5］贺春华,黎沃光.热型连铸法制备ZLAlCu10合金的组织与性能.热加工工艺,1999(3):16～18(end)

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