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摘 　要：利用膨胀法、金相、XRD法研究了冷却速度对Fv520(B)钢Ms点及其组织的影响。结果表明，Fv520(B)钢具有良好的淬透性，其Ms点为 155℃，冷却速度降低，Ms点略有升高。在冷却速度为17.5℃/s～0．03℃/s的范围内，均得到马氏体组织，冷却速度对马氏体组织状态影响不大。
关键词：Fv520(B)钢；Ms点；马氏体；显微组织

1　前言

马氏体时效不锈钢因其具有较高的强度，良好的耐应力腐蚀、晶间腐
蚀、 点蚀等性能，在化工工业上得到广泛的应用。Fv520(B)钢是在0Cr13钢的基础上，通过添加Cu、Nb、Mo、Ni等合金元素，提高其淬透性；减少 Cr的碳化物的晶界析出，提高腐蚀性能；增加时效过程中ε-Cu、NbC、Mo2C等时效相析出来提高强度。在实际应用过程中，了解冷却速度与马氏体转变 量、马氏体的组织形态的关系是合理制定热处理制度的关键。本文研究了冷却速度对Fv520(B)钢Ms点及马氏体组织形态的影响。

2　试验材料及方法

试 验用Fv520(B)钢化学成分(质量分数)w(％)为：0.05C，0.40Si，0.80Mn，14.50Cr，5.50Ni， 1.80Cu，1.70Mo，0.35Nb，0.007P，0.006S。试料经锻造及锻后退火，加工成3mm×10mm的膨胀试样，相变点的测定是在 Formaster-Z全自动膨胀仪上进行的。奥氏体化条件为1050℃×30min，以不同的冷却速度冷却，冷却速度υ(℃/s)为17.5，6， 3.5，1.75，0.15，0.06，0.03，测定膨胀量与温度的关系，采用切线法确定相变点［1］，利用金相、XRD法进行组织分析。

3　试验结果及分析讨论 3.1　冷却速度对Ms点的影响

试验用钢的CCT曲线如图1所示，可见在本试验条件下均得到马氏体组织，而无其它相变，表明该钢具有良好的淬透性。该钢的Ms点为155℃。按下式计算Cr、Ni当量［2］：

Cr当量＝(％Cr)＋1．5(％Si)＋(％Mo)＋1．5(％Ti)　　　　　　　　　　(1)

Ni当量＝30(％C＋％N)＋(％Ni)＋0.5(％Mn)＋0．7(％Co)　　　　　　　(2)

该 钢的Cr、Ni当量分别为16.8和7.4，按文献［2］的方法，查Cr、Ni当量与Ms点的关系图，可得Ms点为160℃左右，这与我们膨胀法测定的结 果相一致。从图1可以看到随冷却速度的降低，Ms点略有升高，原因是在1050℃固溶处理时，碳化物基本溶解，在冷却过程中，冷却速度过慢，有碳化物析 出，使奥氏体中碳含量及合金元素含量降低，特别是碳含量的降低，故使Ms点升高。


图1　Fv520(B)钢的CCT曲线
3.2　冷却速度对组织的影响

图2 为不同冷却速度条件下的金相组织，可见，在不同冷却速度条件下，均得到典型的低碳马氏体组织，随冷却速度的降低，板条马氏体的板条略有粗化，但其影响并不 大。XRD分析结果表明，试验用钢室温组织为马氏体＋残留奥氏体＋极少量的NbC。对残留奥氏体定量分析结果，其量为8.1％，随冷却速度的降低，残留奥 氏体量略有降低，这与Ms点的测定结果相一致。


图2　不同冷却速度条件下Fv520(B)钢的金相组织
(a)17.5℃/s　(b)1.75℃/s　(c)0.03℃/s
4　结论

Fv520(B)钢具有良好的淬透性，其Ms点为155℃，冷却速度对马氏体组织影响不大，室温残留奥氏体量为8.1％左右。对于一般工件采用空冷即可达到淬火的目的。

作者简介：乔桂英(1966—)，女，硕士，工程师，主要从事金属材料的研究工作，联系电话：(0335)8057047。
作者单位：乔桂英(燕山大学材料科学与化学工程学院，秦皇岛　066004)
张克勤(燕山大学材料科学与化学工程学院，秦皇岛　066004)
肖福仁(燕山大学材料科学与化学工程学院，秦皇岛　066004)

参考文献：
［1］林慧国，傅代直．钢的奥氏体转变曲线［M］．北京：机械工业出版社，1988：231．
［2］魏振宇．某些沉淀硬化不锈钢的金属学问题［J］．钢铁，1980，15(2)：45～53．

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摘　要：研究了热处理对Cu-Cr合金接头铸件性能的影响，并确定了最佳工艺参数。
关键词：热处理；Cu-Cr合金；性能

1　前言

Cu-Cr合金接头铸件是为国内某厂生产大型发电机组配套的主要部件，其技术要求难度高，力学性能和导电性能应符合美国西屋电气公司标准和ASTM　E272的要求，化学成分：0.4%～1．2%Cr，余量Cu，杂质Pb
≯0．015%，P≯0．04%，杂质总量≯0.15%；力学性能：σb≥207MPa，σ0．2≥138MPa，δ5≥10%，硬度≥70HB；相对导电率：IACS≥80%。经过对该铸件的热处理试验，完全满足了用户的要求，为其国产化提供了一个有效的途径。

2　试验材料和试验方法

Cu -Cr合金接头铸件所采用的炉料是电解铜Cu-2和金属铬Cr-1。采用中频感应电炉熔炼，箱式电阻炉热处理。拉伸试样和导电率试块均采用砂型铸出；前者 按GB　228的规定加工成直径(d0)为10mm的短比例试样，后者根据室温电阻测试装置的要求加工成120mm×6mm×5mm的试块。
Cu-Cr合金接头铸件的熔铸工艺为：先加入电解铜和覆盖剂，待电解铜完全熔化达到一定温度后再将铬以纯金属的形式(颗粒状)直接加入到铜液中，保温一段时间，铜液达到1300～1350℃时出炉浇注。

3　试验结果与分析

3.1　铬在合金接头铸件中的作用

从 铜铬二元相图可知，铬在铜中的最大固溶度在1076.2℃时可达0.7%，在450℃时为0.04%。这说明，固溶度随温度下降而减少，而其减少得越多， 淬火后所获得的固溶体过饱和程度就越大，时效强化的效果也就越显著。因此，在铜基体中加入少量铬对铜起到固溶强化作用，铸件的强度显著提高。但由于铬固溶 于铜基体中会造成严重的晶格畸变，使铸件导电性能恶化。时效处理后，过饱和固溶体得以分解，铬从固溶体中大部分析出，形成弥散分布的沉淀物，产生时效硬 化，同时仍有微量铬固溶于铜基体中形成固溶强化。由于铬大部分析出，从而使铸件的导电性能得到大幅度提高。这也就是Cu-Cr合金铸件不仅具有高强度同时 也具有高导电性的根本原因[1]。

3.2　Cr含量对铸件性能的影响

试验表明，过高或过低的Cr含量对铸件的性能都是不利的。当Cr在Cu中的固溶量超过某一数值时，再增加Cr含量，强度就不再提高，导电性能反而下降。当加入Cr含量太低时，导电性能虽然没有什么损失，但肯定达不到应有的强化效果。

Cr含量对Cu-Cr合金铸件性能的影响见图1。


图1　Cr含量Cu-Cr合金对铸件性能的影响
1.导电率2.抗拉强度
从图1中可以看出，为使铸件获得良好的综合性能，Cr含量控制在0.4%～1．0%的范围内为宜。

3.3　固溶温度对铸件强度和导电性能的影响

Cu -Cr合金接头铸件的热处理工艺包括固溶和时效这两个环节，其性能的好坏主要取决于合金基体中铬粒子析出物的大小和分布。提高固溶温度，延长保温时间，虽 然可增加铬在铜基体中的固溶量，使基体金属位错密度增大，同时发生晶格畸变，从而使铸件的强度得到提高。但过高的温度和时间将造成合金晶粒粗大，铬粒子聚 集在晶界，产生过烧现象。而过烧铸件在随后的加工过程中易产生裂纹，并增大铸件表面脱落层和氧化损耗，从而降低铸件的强度和导电性。相反，如果固溶温度过 低，保温时间过短，则铬在铜基体中的固溶过程不充分，固溶量就过少，且成分不均匀，在随后的时效过程中还容易产生不连续脱溶，从而也会降低铸件的强度和导 电性[2]。 将同一条件下的铸坯分别在920～1000℃保温1h，每隔20℃进行固溶处理，然后水淬，再经480℃保温1h，然后随炉冷却，加工成试样(块)后测得 的性能如图2、图3。


图2　固溶温度对Cu-Cr合金铸件强度和伸长率的影响
1．抗拉强度2．屈服强度3．伸长率


图3　固溶温度对Cu-Cr合金铸件导电率和硬度的影响
1．导电率　2．硬度
从 图2和图3可知，随着固溶温度的提高，铸件的力学性能和导电性也随之提高，但达到一定温度时，两者会随之下降。因此，固溶温度选择的原则，是在不产生过烧 的前提下尽量高一些，使铬尽可能多地固溶于基体中，使其固溶量达到最大值。试验证明，Cu-Cr合金接头铸件的固溶温度以980～1000℃保温1h为 宜。

3.4　时效温度和时间对铸件强度和导电性能的影响

Cu-Cr合金是兼有固溶强化加时效硬化，即析出强化型合金，时 效时有铬粒子析出且呈均匀细密分布。时效效果，取决于合金成分、固溶体特性、时效温度和时间、过饱和度、析出过程特性和强化相结构等。对同一成分的过饱和 固溶体来说，时效温度和保温时间是影响时效效果的主要因素。

将同一条件下的铸坯，采用不同温度而时间相同或相同温度而时间不同进行时效，然后随炉冷却，加工成试样(块)后测得的性能见表1、表2。

表1　时效温度不同而时间相同时对铸件性能的影响
试样
编号 时效
温度／
℃ 时效
时间／
h 性能
σb
／MPa σ0．2
／MPa δ5
(%) HB IACS
(%)
1
2 420 1 250
245 169
164 18.5
17 119.5
116 77.8
78.2
1
2 440 1 284.5
280 196
191.5 20
18.5 128
124 78.9
78.3
1
2 460 1 325
320 233.5
228 23
21 135.5
132 80.8
81.2
1
2 480 1 370
365.5 280
275 28
26 145
142 86
85
1
2 500 1 318
313.5 230
224 22
20 131.5
128 80.5
80.2

表2　时效温度相同而时间不同时对铸件性能的影响
试样
编号 时效
温度／
℃ 时效
时间／
h 性能
σb／
MPa σ0．2／
MPa δ5
(%) HB IACS
(%)
1—1
1—2
1—3 420 1
2
3 247
242
233 166
160
151 17.5
16
14.5 118
115
110 78
77.6
77.1
2—1
2—2
2—3 440 1
2
3 282
276
268 194
189
180 19.5
18
16 126
122
116 78.6
78.4
77.8
3—1
3—2
3—3 460 1
2
3 323
317
307 230
226
217 22
20
17.5 133.5
130
124 81
80.6
80.2
4—1
4—2
4—3
4—4 480 1
2
3
4 368
363
356
346 278
273
264
250 27
24
20
15 143.5
140
135
130 85.8
85.6
85
84.8
5—1
5—2
5—3 500 1
2
3 316
310
292 227
222
213 21
19.5
17 129
125
120 80.4
80
79.4
从 表1和表2可以看出，当时效温度不同而时效时间相同时对铸件各种性能的影响较为显著。反之，当时效温度相同而时效时间不同时除对铸件的力学性能影响稍大 外，对导电性能的影响却不明显，相差最多不过1%。试验证明，Cu-Cr合金接头铸件的时效温度和时间以480℃×1h为宜。

4　结论

(1)　试验证明，Cu-Cr合金接头铸件的Cr含量以0.4%～1．0%为宜。
(2)　Cu-Cr合金接头铸件的最佳热处理工艺是980℃保温1h，然后水淬，再在480℃保温1h，随炉冷却。
(3)　在上述两种条件下，该铸件的综合性能均可远远满足美国西屋电气公司的标准和ASTM　E272的要求。
(4)　从该铸件装机运行试验表明，Cu-Cr合金是一种力学性能好且导电性优异的铜基材料，在机电行业中前景看好，值得推广。

参考文献：
[1]王深强等．高强高导铜合金的研究概述[J]．材料工程，1995(7)：3～6．
[2]黄雄辉．铜铬锆电极合金的热处理[J]．上海金属(有色分册)，1986，7(6)：16～21．
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摘　要：利用微弧氧化方法在硅酸盐溶液中在Ti-6Al-4V合金表面生长出一层厚度达50μm的陶瓷氧化膜，并用X射线衍射(XRD)、扫描电镜 (SEM)初步研究了氧化膜的组织结构。该氧化膜由大量金红石型TiO2和SiO2非晶相及少量锐钛矿型TiO2相组成，且膜内层金红石含量比膜外层高。这些相都是由微弧区熔融物快速冷却形成的。硅元素已扩散到膜内层，Ti、Si元素在膜内部分布是不均匀的。
关键词：钛合金；微弧氧化；组织结构；陶瓷膜

钛合金具有密度小、比强度高、耐蚀性优异和生物相容性好等优点，在航空、航天、石油化工、医用材料等
领域有广泛应用。但它的摩擦系数大、耐磨性较差，在还原性酸中腐蚀比较严重，与其他金属接触时会产生危害性很大的接触腐蚀，这些都阻碍了钛合金应用范围的扩大。表面处理是提高钛合金性能的重要方向之一。钛合金阳极氧化膜厚度一般小于1μm，达到2～3μm已属不易[1，2]，因此采用阳极氧化来提高钛合金性能受到很大限制。

微弧氧化是一种在有色金属表面原位生长氧化物陶瓷膜的新技术[3～7]。它采用较高的工作电压，将工作区域引入到高压放电区，是对现有阳极氧化理论的突破。它在金属表面生长一层膜较厚、硬度高的陶瓷膜，极大地提高了金属耐磨损、耐腐蚀及绝缘性能，具有广阔应用前景。目前，国内外对铝合金微弧氧化研究较多[6～9]，研究发现铝合金交流微弧氧化膜性能比直流模式高得多，而只有少数单位在研究直流模式下钛合金微弧氧化，以提高钛合金耐蚀性[10]。采用交流电源研究钛合金微弧氧化则还未见文献报道。

本文第一次尝试使用交流微弧氧化方法在硅酸盐溶液中在钛合金表面生长出氧化物陶瓷膜，并用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了氧化膜的组织结构。

1　试验材料及方法

采用自行研制的30kW交流微弧氧化装置进行表面处理，其装置类似普通阳极氧化设备，包括专用高压电源、电解槽、搅拌系统、冷却系统，工件与不锈钢板为对等电极。样品为30mm×30mm×1mm的Ti-6Al-4V TC4板材，表面除油后放入电解槽中微弧氧化。使用去离子水配制的Na2SiO3溶液，浓度为8g／L，氧化时间为3h。 氧化膜厚约50μm，在砂纸上磨光到30μm，对未磨及磨光试样进行X射线衍射分析，所用仪器为日本理学D／Max-ra型X射线衍射仪。用 Cambridge　S-360扫描电镜(SEW)观察膜表面形貌及横截面组织，并用SEM配置的能谱仪进行成分点分析和线扫描，研究膜内层Ti、Si、 Al元素分布。

2　试验结果与分析

2.1　陶瓷氧化膜表面形貌

图1为氧化膜表面的二次电子像。从图1a中可看见氧化膜表面由直径几十微米大颗粒及大量几微米小颗粒组成，每个大颗粒中间残留一个几微米大小的放电气孔，类似火山口。颗粒熔化后连在一起，气孔周围能观察到膜熔化过的痕迹，膜表面还有许多直径小于1μm的气孔(图1b)。膜表面类似许多大小不同的火山喷发后残留形貌。微弧氧化膜表层是多孔的，在强电场作用下，孔底气泡首先被击穿，进而引起膜的介电击穿，发生微区弧光放电。试验过程中，浸在溶液里样品表面能观察到无数游动的火花，由于击穿总是发生在膜相对薄弱部位，因此最终生成膜是较均匀的。从图1中气孔大小可以判断微弧直径为微米量级，弧点大小差异较大，大颗粒是同一部位多次放电后孔内喷出物堆积而成。


图1　Ti-6Al-4V微弧氧化膜
表面形貌，(b)是(a)的局部放大
2.2　氧化膜横截面的组织结构

涡流测厚仪测出氧化膜总厚度为50μm，膜表层是疏松的，内层较为致密，厚约30μm。进一步把膜磨光到15μm后，其横截面的背散射像如图2所示。照片右边白色区域为钛合金基体，左边为氧化膜，膜内层较为致密，有少量孔洞。利用能谱仪对氧化膜横截面进行Ti、Si、Al元素的线扫描如图2a、b、c所示。在靠近膜／基体界面附近的膜里Si元素含量仍然比较高，说明溶液中硅元素已扩散到膜内层。2a、b显示Ti、Si元素线扫描成分分布曲线形状正好互补，Ti含量高的地方Si含量低，而Ti含量低的地方Si含量高。背散射像能反映平均原子序数高低，平均原子序数高的区域为图中较亮的区域。对比电子束扫描线(图中直线)与Ti、Si成分分布曲线可发现，电子束扫过的白色区域钛含量高，而灰色区域硅含量高。因此在硅酸盐溶液中生成的钛合金微弧氧化膜里 Ti、Si元素分布是不均匀的，白色区域为富钛区(图中A区)，灰色区域为富硅区(图中B区)。图2c显示膜里Al元素分布较均匀，含量比铝基体低。微弧氧化过程中基体的氧化和膜的溶解过程是同时发生的，有部分铝元素溶入溶液里，同时微弧放电区熔融物一部分直接喷到溶液中。


图2　氧化膜横截面的背散射像及成分分析
(a)Ti线扫描　(b)Si线扫描　(c)Al线扫描
Fig．2　The　backscattering　image　and　composition
analysis　of　cross-section　of　oxide　coating．
(a)i　line　scanning　(b)Si　line　scanning
(c)Al　line　scanning
对膜内层氧化膜进行点成分分析，扫描面积为10μm×12μm，膜的平均成分(不考虑氧)质量分数(%)为33.82Ti，59.64Si，5.73Al，0.81V。V元素含量很低，表明大部分V元素在微弧氧化过程中已溶解到溶液里。Si元素含量达到60%，表明溶液中离子强烈地参与了微弧区的物理化学反应，也预示可以通过改变溶液成分、浓度等参数来调整钛合金微弧氧化膜的相组成，生长出掺有所需元素的氧化膜，使膜具有较强的适应性，满足不同应用产品的要求，这是钛合金微弧氧化技术特点之一。

2.3　XRD相分析

图3a、b分别为氧化膜未磨及磨光后X射线衍射图谱。分析表明，钛合金微弧氧化陶瓷膜含有大量金红石型TiO2和少量锐钛矿型TiO2相，图中 Ti衍射峰来自钛合金基体。图3a、b图谱的试验条件完全相同，根据衍射峰(110)R／(101)A相对衍射强度可推知，同锐钛矿含量相比较，膜内层的金红石相相对含量比表层高。其形成与微弧区烧结有关，具体机理尚不清楚。金红石和锐钛矿都是四方结构。金红石熔点为1870℃，在各种温度和压力下都十分稳定，而锐钛矿则为亚稳相，加热可转变为金红石相[11，12]。因此，高熔点的金红石相出现及图1中观察到氧化膜熔化痕迹都证实微弧区瞬间温度确实非常高。微弧氧化利用水溶液冷却以保持样品处于常温，又创造了局部高温，形成氧化物陶瓷相，这正是微弧氧化与阳极氧化区别之所在，也是微弧氧化技术的独特之处。


图3　Ti-6Al-4V微弧氧化陶瓷膜X射线衍射图谱
(a)　未磨50μm　(b)　磨光后30μm
Fig．3　XRD　patterns　of　ceramic　coating　formed　by
microarc　oxidation　on　Ti-6Al-4V　alloy
(a)　original　coating(50μm)　(b)　ground　coating(30μm)
上述能谱分析显示氧化膜里硅元素含量超过50%，而图3中并未出现SiO2的衍射峰，这说明氧化膜中除含有金红石和锐钛矿外，还含有大量SiO2非晶相。如图3所示，外层膜的 (110)R衍射峰高比膜内层低，显示膜外层金红石含量比内层低，预示了膜外层SiO2非晶相含量比内层高，这是硅酸盐离子向膜内渗透的必然结果。 SiO2从熔体形成非晶态的临界冷却速度只有2×10-4K／s，极易形成非晶态物质，而TiO2如Al2O3一样很不易形成非晶[13]，因此，即使微弧区熔融物冷却速率相当高，钛合金在硅酸盐溶液中生长出的微弧氧化膜必然由晶态的TiO2和非晶态的SiO2组成，这与图3试验结果完全相符。

3　结论

(1)　利用微弧氧化方法能在Ti-6Al-4V合金表面生长一层厚度达到50μm的陶瓷氧化膜，膜内层较为致密。
(2)　钛合金微弧氧化膜主要由大量金红石型TiO2和SiO2非晶相及少量锐钛矿型TiO2相组成。同金红石相的相相比，金红石相对含量在膜外层比膜内层低。晶态的TiO2和非晶态的SiO2都是由微弧区熔融物快速冷却形成的。
(3)　微弧氧化时出现氧化膜区熔化，溶液离子参与了微弧区物理化学反应。硅元素已扩散到膜内层，Ti、Si元素在膜内部分布是不均匀的。■

基金项目：国家“863”计划(863-715-011-020)及国家自然科学基金(59801003)、北京市
　科技院萌芽计划资助项目。
作者简介：薛文斌(1969—)，男，博士，讲师。从事微弧氧化技术研究工作，主持国家自然
　科学基金和北京市科技院萌芽计划各一项，发表论文近40篇。联系电话：
　010-62207222，E-mail：xuewb　＠　263．net。
作者单位：薛文斌(北京师范大学低能核物理研究所　北京市辐射中心，北京　100875)
　邓志威(北京师范大学低能核物理研究所　北京市辐射中心，北京　100875)
　陈如意(北京师范大学低能核物理研究所　北京市辐射中心，北京　100875)
　张通和(北京师范大学低能核物理研究所　北京市辐射中心，北京　100875)

参考文献：

[1]Aladjem A．Review：Anodic Oxidation of Titanium and Its Alloys[J]．J．Mater．Sci．，1973，8：688～704．
[2]何文芳.钛阳极氧化[J]．电镀与环保，1998，18(6)：26～27．
[3]薛文斌，邓志威，来永春，汪新福，陈如意．铝合金微弧氧化膜的形成过程及其特性[J]．电镀与精饰，1996，18(5)：3～6．
[4]薛文斌，邓志威，来永春，陈如意.铝合金微弧氧化膜尺寸变化规律[J]．中国有色金属学报，1997，7(3)：140～43．
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铣刀种类及直径    代木    铝    钢    铜
转速S    进给F    转速S    进给F    转速S    进给F    转速S    进给F
立铣刀    0.5    3500    1000    3500    1000    3500    1000    3500    1000
立铣刀    1    3500    1000    3500    500    3500    500    3500    500
立铣刀    2    3500    1600    3500    1500    3500    1000    3200    800
立铣刀    4    3300    2000    3500    2000    3500    1500    3200    1600
立铣刀    6    3200    2000    3500    2800    3500    1800    3000    2000
立铣刀    8    3000    2000    3000    2800    2800    1800    2800    2200
立铣刀    10    2800    2000    2700    2800    2500    1800    2500    2000
立铣刀    12    2000    2800    2000    3000    1800    2500    2200    2000
立铣刀    16    1000    2000    1600    2000    1300    2000    1800    1800
立铣刀    20    900    1200    800    1800    750    1000    700    1000
立铣刀    25    850    1000    750    1100    700    900    700    950
球头立铣刀    0.5    3500    6000    3500    6000    3500    1000    3500    1000
球头立铣刀    1    3500    6000    3500    3500    3500    300    3500    3500
球头立铣刀    2    3500    6000    3500    1000    3500    600    3500    1000
球头立铣刀    3    3500    6000    3500    1000    3500    800    3500    1500
球头立铣刀    4    3500    6000    3500    1000    3500    800    3200    1000
球头立铣刀    6    3500    6000    3500    800    3500    800    3000    1000
球头立铣刀    8    3500    6000    3500    1200    3500    1000    2800    1500
球头立铣刀    10    3200    6000（精）    3500    1500（精）    3500    1200（精）    2500    1000（精）
球头立铣刀    12    2000    2500    3500    1500    3200    1200（精）    2000    1000（精）
球头立铣刀    16    1800    2000（粗）    3500    1800（精）    3200    1800（精）    1800    1000（精）
球头立铣刀    20    900    1800    1600    1800    800    1000    800    900
球头立铣刀    25    850    1000    1000    1800    750    1000    750    900
尖刀    0.1    1500    3000    1500    3000    1500    3000    1500    3000

备注：S=主轴转速、F=切削进给、粗＝粗铣、精＝精铣      
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【摘要】本文介绍了在电炉熔炼过程中，如何在较高的碳当量和较好的机加工性能要求的条件下获得高强度灰铸铁的熔炼技术，以及如何对材料的微量元素进行控制。
关键词：灰铸铁 碳当量 力学性能 加工性能 微量元素

长城须崎铸造股份有限公司（简称CSMF）传统的灰铸铁熔炼控制方向是低碳高强度铸铁（C：2.7~3.0，Si：2.0~2.3，Mn：0.9~1.3）这样的材料虽然
能够满足材料机械性能的要求，但其铸造性能、加工性能却较差，随着公司市场开发拓展，越来越多的高难度、高技术质量要求的铸造产品纳入CSMF的生产序列，特别是CSMF用工频电炉熔炼工艺取代冲天炉熔炼工艺，如何在电炉熔炼条件下获得高碳当量高强度铸铁，满足顾客的定货要求，是我们当时的一个研究课题，本文叙述了电炉熔炼的条件下高强度灰铸铁的生产技术。

1 影响材料性能的因素

1.1 碳当量对材料性能的影响

决定灰铸铁性能的主要因素为石墨形态和金属基体的性能。当碳当量（CE=C+1/3Si）较高时，石墨的数量增加，在孕育条件不好或有微量有害元素时，石墨形状恶化。这样的石墨使金属基体能够承受负荷的有效面积减少，而且在承受负荷时产生应力集中现象，使金属基体的强度不能正常发挥，从而降低铸铁的强度。在材料中珠光体具有好的强度、硬度，而铁素体则质底较软而且强度较低。当随着C、Si的量提高，会使珠光体量减少，铁素体量增加。因此，碳当量的提高将在石墨形状和基体组织两方面影响铸铁铸件的抗拉强度和铸件实体的硬度。在熔炼过程控制中，碳当量的控制是解决材料性能的一个很重要的因素。

1.2合金元素对材料性能的影响

在灰铸铁中的合金元素主要是指Mn、Cr、Cu、Sn、Mo等促进珠光体生成元素，这些元素含量会直接影响珠光体的含量，同时由于合金元素的加入，在一定程度上细化了石墨，使基体中铁素体的量减少甚至消失，珠光体则在一定的程度上得到细化，而且其中的铁素体由于有一定量的合金元素而得到固溶强化，使铸铁总有较高的强度性能。在熔炼过程控制中，对合金的控制同样是重要的手段。

1.3炉料配比对材料的影响

过去我们一直坚持只要化学成分符合规范要求就应该能够获得符合标准机械性能材料的观点，而实际上这种观点所看到的只是常规化学成分，而忽略了一些合金元素和有害元素在其中所起的作用。如生铁是Ti的主要来源，因此生铁使用量的多少会直接影响材料中Ti的含量，对材料机械性能产生很大的影响。同样废钢是许多合金元素的来源，因此废钢用量对铸铁的机械性能的影响是非常直接的。在电炉投入使用的初期，我们一直沿用了冲天炉的炉料配比（生铁： 25~35%，废钢：30~35%）结果材料的机械性能（抗拉强度）很低，当我们意识到废钢的使用量会对铸铁的性能有影响时及时调整了废钢的用量之后，问题很快得到了解决，因此废钢在熔化控制过程中是一项非常重要的控制参数。因此炉料配比对铸铁材料的机械性能有着直接的影响，是熔炼控制的重点。
 1.4微量元素对材料性能的影响

以往我们在熔炼过程中只注意常规五大元素对铸铁材质的影响，而对其它一些微量元素的作用仅仅只是一个定性的认识，却很少对他们进行定量的分析讨论，近年来，由于铸造技术的进步，熔炼设备也在不断的更新，冲天炉已逐渐被电炉所代替。电炉熔炼固然有其冲天炉不可比拟的优点，但电炉熔炼也丧失了冲天炉熔炼的一些优点，这样一些微量元素对铸铁的影响也就反映出来。由于冲天炉内的冶金反应非常强烈，炉料是处于氧化性很强的气氛中，绝大部分都被氧化，随炉渣一起排出，只有一少部分会残留在铁水中，因此一些对铸件有不利影响的微量元素通过冲天炉的冶金过程，一般不会对铸铁形成不利影响。在冲天炉的熔炼过程中，焦炭中的氮和空气中的氮气（N2）在高温下，一部分分解会以原子的形式溶入铁水中，使得铁水中的氮含量相对很高。

据统计自电炉投产以来，由于铅含量高造成的废品和因含铅量太高无法调整而报废的铁水不下百吨，而因含氮量不足造成的不合格品数量也相当高，给公司造成很大的经济损失。

在我们多年的电炉熔炼经验和理论基础上，我认为在电炉熔炼过程中重点微量元素主要有N、Pb、Ti，这些元素对灰铸铁的影响主要有以下几方面：

铅

当铁水中的铅含量较高时（>20PPm），尤其是与较高的含氢量相互作用，在厚大断面的铸件很容易形成魏氏石墨，这是因为树脂砂的保温性能好，铁水在铸型中冷却较慢，（对厚大断面这种倾向更为明显，）铁水处于液态保温时间较长，由于铅和氢的作用使铁水凝固比较接近于平衡状态下的凝固条件。当这类铸件凝固完毕，继续冷却时，奥氏体中的碳要析出，成为固态下的二次石墨。在正常情况下，二次石墨仅使共晶石墨片增厚，这对力学性能不会产生很大影响。但含氮和氢量高时，会使奥氏体同一定晶面上石墨表面能降低，使二次石墨沿着奥氏体一定晶面长大，伸入金属基体中，在显微镜下观察，在片状石墨片的侧面长出许多象毛刺一样的小石墨片，俗称石墨长毛，这就是魏氏石墨及形成原因。在铸铁中的铝能促使铁液吸氢，而增加其氢含量，因此铝对魏氏石墨的形成，也有间接的影响。

当铸铁中出现魏氏石墨时，对其力学性能影响很大，尤其是强度、硬度，严重时可降低50%左右。

魏氏石墨有以下金相特征：

1）在100倍的显微照片上，粗大的石墨片上附着许多刺状小石墨片，即为魏氏石墨。
2）同共晶片状石墨关系是相互连接的。
3）常温下成为魏氏石墨网络延伸入基体中，就成为基体脆弱面，会显著降低灰铸铁的力学性能。但从断面看，断裂裂纹仍是沿共晶片状石墨扩展的。如图1所示：


图1 魏氏石墨 ×100
氮

适量的氮能促进石墨形核，稳定珠光体，改善灰铸铁组织，提高灰铸铁的性能。

氮对灰铸铁的影响主要有两方面，一是对石墨形态的影响，另一方面是对基体组织的影响。氮对石墨形态的作用是一个非常复杂的过程。主要表现在：石墨表面吸附层的影响和共晶团尺寸大小的影响。由于氮在石墨中几乎不溶解，因此，在共晶凝固过程中氮不断吸附在石墨生长的前沿和石墨两侧，导致石墨在析出过程中，其周围浓度增高，尤其在石墨伸向铁水中的尖端时，影响液 — 固界面上的石墨生长。氮在共晶生长过程中石墨片尖端和两侧氮的浓度分布存在明显的差别。由于氮原子在石墨表面上的吸附层能够阻碍碳原子向石墨表面的扩散。石墨前沿的氮浓度比两侧高时，石墨长度方向的生长速度降低，相比之下，侧向生长就变得容易些，其结果使石墨变短、变粗。同时由于石墨生长过程中总会存在缺陷，氮原子的一部分被吸附在缺陷位置而不能扩散，将会在石墨长大的前沿上局部非对称倾斜晶界，其余部分仍按原方向长大，从而石墨产生分枝，石墨分枝的增加，是石墨变短的另一个原因。这样以来，由于石墨组织的细化，减小了其对基体组织的割裂作用，有利于铸铁性能的提高。

氮对基体组织的影响作用，一是由于它是珠光体稳定元素，氮含量的增加，使铸铁共析转变温度降低。因此，当灰铸铁中含有一定量的氮时，能使共析转变过冷度增加，从而细化珠光体。另一方面是由于氮的原子半径比碳和铁都小，可以作为间隙原子固溶于铁素体和渗碳体中，使其晶格产生畸变。由于上述两方面的原因，氮能对基体产生强化作用。

虽然氮可以提高灰铸铁的性能，但是，当其超过一定量时，会产生氮气孔和显微裂纹如图2所示，所以对氮的控制应是在一定范围内的控制。 一般为70—120PPm，当超过180PPm时铸铁的性能将会急剧下降。


图2 氮气孔
Ti在铸铁中是属于一种有害元素，究其原因是钛与氮的亲和力较强，当灰铸铁中的钛含量较高时无益于氮的强化作用，首先与氮形成TiN化合物，这就减少了固溶于铸铁中的自由氮，事实上正是由于这种自由氮对灰铸铁起着固溶强化的作用。因此钛含量的高低间接的影响着灰铸铁的性能。

2 熔炼控制技术

2.1 材料化学成分的选择

通过上述分析，对化学成分的控制是熔炼技术中非常重要的，它是熔炼控制的基础。所以合理的化学成分，是保证材料性能的基础。通常对于高强度铸铁（抗拉强度≥300N/mm2）的成分控制主要有等。C、Si、Mn、P、S、Cu、Cr、Pb、N

表1 GB牌号化学成分%

C 　　　　　Si　　　 Mn 　　　　P 　　　S　　　　 Cu　　　 Cr 　　　Pb 　　　　N

3.0~3.3　 1.5~1.9 0.6~0.9　 <0.06 　 <0.1　 0.4~0.8 　 <0.12　 <20ppm 　70~120ppm

2.2炉料配比的确定

表2 炉料配比%

生铁　　　　　　 废钢　　　　　　 回炉铁

5~20　　　　　　 50~70 　　　　　　其余
2.3微量元素的控制技术

实际过程控制中，根据对炉料的分析，确认铅的来源主要是废钢，所以对原材料中铅的控制主要是要对废钢中Pb夹物的控制,通常铅含量控制在15ppm以下。如果当原铁水中含铅量>20ppm时，在进行孕育处理时进行特殊变质处理。

由于Ti主要来源于生铁，所以对Ti的控制主要是控制生铁，这样一方面是在采购时要对生铁中的Ti含量提出严格要求，通常要求生铁含钛量为：Ti<0.8%,另一方面是要根据生铁的含钛量及时调整使用量。

主要来源于增碳材料和废钢中,因此对N的控制主要是控制增碳材料和废钢，但是正象上面所述过低过高对灰铸铁的性能都有不利的一面，因此对N的含量控制范围一般为：70~120ppm，但是N的含量还要和Ti含量有一个合理的匹配，通常N与Ti的关系为：N：Ti=1：3.42即0.01%的Ti可吸收30PPm的氮，生产时一般建议氮量为：N=0.006~0.01+Ti/3.42。图3为在灰铸铁中钛与氮的关系。


图3 氮与钛的关系
2.4熔炼工艺的控制技术

1）孕育技术

孕育处理目的在于促进石墨化，降低白口倾向，降低端面敏感性；控制石墨形态，消除过冷石墨；适当增加共晶团数和促进细片状珠光体的形成，从而达到改善铸铁的强度性能和其它性能的目的。在实际过程控制中，需要控制的参数如下：

表3 孕育处理参数

孕育剂种类　　　　 粒度　　　　 加入量　　　　　 孕育方式 　　　　　孕育温度　　　　　 孕育有效时间

75Si-Fe　　　　　　 3~5 　　　　0.3~0.6 　　　　二极孕育 　　　　　1420~1460℃　　　　　 10分钟
铁液温度对孕育的影响及控制铁液温度对孕育的影响显著。在一定的范围内提高铁液的过热温度并保持一定时间，可以使铁液中残存着未溶的石墨质点，完全溶入铁液中，以消除生铁的遗传影响，充分发挥孕育剂的孕育作用，提高铁水受孕育能力。过程控制中，对过热温度提高到1500~1520℃，对孕育处理温度控制在 1420~1450℃。

孕育剂的粒度是孕育剂状况的重要指标，对孕育效果有很大影响。粒度过细，易于分散或被氧化进入溶渣而失去作用，粒度太大，孕育剂熔化或溶解不尽，不仅不能充分发挥孕育作用，反而会造成偏析、硬点、过冷石墨等缺陷。因而对孕育剂的粒度尽量控制在2~5mm。保证孕育效果。

过程控制中孕育工艺主要在孕育槽孕育，这样对一包浇注的铸件，基本可以在孕育衰退前浇注结束。但对于比较大的件和双浇包浇注的件，不能满足要求。因而采用了晚期孕育方法：即在浇注铸件之前，在浇包中进行浮硅孕育（孕育量为0.1%），这样减小了或不存在孕育衰退，提高了孕育效果。

2）合金化处理

合金化处理向普通铸铁中加入少量的合金元素，提高灰铸铁的力学性能。在熔炼过程控制中，对合金的加入，主要是针对顾客要求淬火的件和导轨比较厚大的件，主要加入的合金元素及加入量。如表4所示：

表4 常用合金元素及含量
Cu　　　　　　　　 Sn 　　　　　　　　Cr
0.4~0.7%　　　　　 0.05~0.08%　　　　 0.1~0.2%
这样在一定程度上保证了由于CE值的提高造成性能的下降，而且对淬火件来说，提高了淬火时的淬透性。保证了淬火深度。1) 对熔炼过程的温度控制如图4：


图4电炉熔炼过程曲线
图中O—A段是投料熔化过程，这个阶段重点控制的加料顺序，按废钢、机铁、生铁的先后顺序进行加料，为了减少合金元素的烧损，铁合金应在最后加入，当冷料全部化清后升温至1450℃即A点，。如果低于1450℃时则有增碳剂或铁合金不完全溶解的危险。
在A—B段，应做如下处理：

◆ 测温；
◆ 扒渣；
◆ 取样分析化学成分；
◆ 利用热光谱仪对常规元素和微量元素进行分析；
◆ 取三角试片测CW值；
◆ 根据各种检测结果对铁水进行调整后，继续送电10分钟后重新取样分析，确认所有数据正常后继续升温至1500℃左右，即C点。在C—D段，让铁水静置5至10分钟后取三角试片测试CW值，测温后准备出铁。

三角试片的控制

对于不同牌号，确定不同三角试块的白口（CW）控制范围，结合炉前成份分析确定铁水质量。

3 结论

上述灰铸铁的熔炼技术，自1996年至2003年间在CSMF已成功的应用了8年，铸件的CE控制在3.6~3.9的前提下，不论是抗拉强度指标，还是实体硬度指标（特别是部分机床件导轨硬度）都满足要求，很大程度上提高了铸件的切削性能。经证明此项技术已是一种定型的技术，其控制要点如下：

3.1 材料化学成分的控制
3.2 炉料配比的确定
3.3 微量元素的控制技术
3.4 孕育处理工艺的控制
3.5 合金化处理
3.6 对熔炼过程的温度控制
3.7 三角试片的控制

参考资料0.
①．铸造合金及其熔炼 机械工业出版社
②．氮—合金元素 国际密烘金属有限公司
③．密烘技术安装手册 国际密烘金属有限公司         
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工作原理

（一）铸造缺陷修补机（黑色金属）应用电阻生热原理，输入220V电压，经变压、整流、滤波、R-L-C系统，在输出端形成一个千安（3000A）的高电流，低电压（3V），利用在虚拟回路中，补材与基材之间存在的巨大电阻值，经设备内部微电脑模糊运算系统，给出略高于补材与基材熔化点（Ф1. 0或Ф1.5）的热能值，在外部可变频率，补材厚度（幅度）调整的参与下，
输送至智能P─H系统，微调最后输出参数，使焊点温度达到1800—2200℃，完成熔化点所需热能的1次智能输出。

补材与基材焊补点的一次升温、溶化、冷却全过程称为设备的一次焊补，焊补次数可达每秒1.5次—30次可调，即完成铸件缺陷的焊补为一个高频断续给热熔化过程，每个焊补过程的热能经设备的智能输出后，95％以上用于熔化做功，剩余微量热能在间断的ms级时间段内导散消失，故设备焊补铸件缺陷时，缺陷焊补处完成高温熔化焊补，焊补点附近及整个铸件处于常温状态，此设备在能量输出方面是一台高智能的电子设备；内部设有多层安全防护装置，主机集二十一世纪初多项世界先进电子技术于一体，是多位专家集体智慧的结晶。

（二）铸铝、铸铜缺陷修补机，是利用高频电压将补材与基体之间的气体击穿形成高能离子区，伴随产生温度可达8000℃以上的高温电火花，此电火花将离子区内的补材与基材同时熔化，从而完成缺陷处的金属重熔焊补过程，此设备输入220V电压，经先进的变频（100——1200HZ）变压（3V- 30V）系统，输送至设备内部的微电脑模糊运算系统，在W1中产生一个初定值，在外部焊丝直径、转头转速调整的参与下，输送至智能P—H系统，微调设备一级输出参数，使在虚拟回路中产生的高能离子区内的电火花达8000℃以上，在ms级时间段内完成一个离子区的存在过程。即高温电火花熔化补材与基材的过程，因单位离子区存在的时间长短对焊补起着非常重要的作用，即存在时间长熔化的补材与基材将被气化，无法起到沉积的作用；存在时间短，补材与基材熔化不充分，焊补效果不好，所以此设备还有一个最先进的高智能P-H-H-B系统，对各参数的参与做最佳的优化调整，输出合格能量。此设备的研制成功是世界高能电子元件与先进电子技术的结晶，是对铸铝、铸铜企业最实惠的发明。

焊补特点

1、结合牢固、致密，无脱落的可能。每个焊补点为补材与基材熔化后的再凝固，即在焊补点处，设备将补材与基材同时熔化，两种熔化后的液态金属融合后。重新固化，即缺陷的修补过程为补材与基材的二次冶金重熔。

2、常温焊补，基体不发热，焊补点附近金相组织不改变，无应力集中等现象。即每个单元焊补过程所需热能为设备的一次智能性的输出，95％以上用于熔化做功，剩余微量瞬间导散，故整个焊补过程基体及焊补点附近始终处于常温状态；

3、不产生热变形，不出现裂纹，无硬化、无硬点现象，不影响机械加工性能。由于在整个缺陷的焊补过程中，制件始终处于常温状态，故在传统焊补工艺中出现的不足均都得已避免，彻底解决了铸铁不易焊补的难题，焊补后可进行车、铣、刨、磨等各种机械加工。

4、修复后不留痕迹。这是此设备最显著的特点，因补材可选择同材质的铁屑或普通的碳钢，焊补点经机械加工后分辩不出修补痕迹，对于材质较疏松的灰口铸铁，操作者从微观上可分辩出在致密度方面上略有区别，但做为不知曾焊补的质检者来说，仍是无可挑剔的合格品，这是电焊、氩弧焊（一般为镍基焊条）等传统方法所不可能达到的效果。

5、操作简便，可直接手握，眼视，焊位准确，焊点小，焊后修整量小。对于广大较小缺陷及大面积缩松针孔的焊补，更显其突出优势，对于较大缺陷的焊补，其修补时间相比较要延长一些，但其修补后的效果是相同的。

6、对于热处理后铸件的修补（如机床导轨面、曲轴面等），焊补点附近不会出现退火软化现象，对于热处理前的铸件，焊补后不影响其淬火、调质、渗碳等热处理工艺。

7、焊补位置广泛、灵活。只要眼睛能看得到，笔能触得到的地方，均能焊补，这也是其它焊补工艺所不能达到的。

8、非加工面的焊补，可不进行任何加工，直接喷砂处理即可得到铸件表面的效果。

9、工作时无毒、无烟、无光、无尘、无噪音、无环境污染，无需穿戴任何防护用品。

补材的选择和购买

（一）补材选择

一、铸造缺陷修补机（黑色金属）补材选择范围广泛、价格低廉。只要几何形状满足要求的黑色金属的丝（φ0.8mm-φ1.2mm）、片（厚度小于 0.4mm）、屑（厚度小于1.0mm）均可做为补材。在同一种材质的基体上可焊补多种材质的补材；同一种材质的补材可焊补在不同材质的基体上。不同材质的基体根据其不同机械性能的要求,可选择不同的补材以达到其特定的技术要求。铸钢、不锈钢基体补材的选择应选择材质、牌号相近的补材（丝、片、铁屑），以便从颜色、性能上达到统一; 铸铁（灰口、球墨、合金铸铁等）基体补材的选择略有研究。推荐方法如下：1、在加工面上出现缺陷，推荐使用低碳钢的丝、片或同质的铁屑如商店中出售的普通（≤φ1.0mm）铁丝，在使用前用砂布将铁丝表面上的锌层磨掉即可。焊补后硬度在HB170-HB220之间，颜色相同，无法辨认修复痕迹，不影响其后序的机械加工，片（厚度≤0.4mm的低碳钢）的焊补效果与铁丝相同。但同质的铁屑应在熟练掌握操作手法后使用，否则会影响焊补效率或焊补质量。典型零件如：机床导轨、曲轴、缸套件等的加工面缺陷。2、缺陷处要求有一定的硬度，如轧辊面的缺陷修补。推荐使用同质的铁屑或高碳合金钢的补材，焊补后的颜色、硬度均能满足质量要求。3、在磨擦面上修补缺陷选择补材时，应考虑的最基本原则是在颜色一致的前提下应使焊补点的硬度低于周边硬度，即严禁出现焊补硬点，以免在摩擦运动中出现硬点拉划。

二、铸铝缺陷修补机的补材选择有两种：即铝焊条或铝导线（Ф6mm以下），铝焊条为铝合金,铝导线为纯铝，焊补效果相近，根据实际情况选择。

三、多金属缺陷修补机在焊补铜件时补材选择有两种:即铜焊条或铜导线（Ф6mm以下）,铜焊条为铜合金（黄铜），铜导线为纯铜（紫铜），也可用同质铜铸出条状补材进行同质焊补。

四、多金属缺陷修补机在焊补钛合金时，应选择同质的钛合金铸出条状补材进行同质焊补。

五、多金属缺陷修补机在焊补黑色金属时，应根据焊补点所具有的机械性能的不同特点在颜色一致的前提下，选择相应材质的丝（Ф6mm以下）做为补材。

（二）补材的购买：

奥可牌铸造缺陷修补机的补材均可在商店，钢材营销点等处购买或从网上直接订购，也可自己车屑、铸出,即非专供材料。焊补缺陷时所用补材量微，几公斤可使用上一年,如购买不便，也可从本公司邮购。

补材的几何要求：

焊片：厚度≤0.4mm的不同材质的钢带
焊丝：直径≤Ф1.0mm的不同材质的铁丝
焊屑：厚度≤1.2mm的本体铁屑        
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Bewise Inc.   www.tool-tool.com

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【摘要】：本文通过应用多金属缺陷修补机对ZL115试样修补后进行的金相组织分析，以及对实际工件修补后进行的外压强度试验，证明了该新工艺修复铸铝合金或机械加工中所产生的局部缺陷是十分有效的。修复处金属组织致密，修复过程中不会引起工件变形是其突出的特点。
关键词：铝合金 缺陷 修复

说明：在另一个拉伸实验中我们已得出结论，用铸铝缺陷修补机修复缺陷处的抗拉强度符合国
家相关标准的要求，在本次实验中所涉及到的一些数据及理论不再重述。

1、实验目的

批量生产的低压薄壁容器，零件大部分采用ZL115压差铸造毛坯。虽然铸件经过X光探伤检测，但是由于结构特征的限制和铸造缺陷的大小与分布的敏感方向不同，有些缺陷在X光片上不能明显呈现出来，常常在机械加工之后发现，有些直径微小的穿透性气孔只能在压力试验之后发现。这严重影响到产品质量和生产进度，甚至造成巨大经济损失。一些常规焊补方法均不能很好地满足技术要求。为了验证该项新工艺对解决铸铝零件机加后所出现的密封性和外观缺陷修复的有效性，寻找出一种铸铝件缺陷修复新途径，我们进行了大量工艺试验和必要的检测，并期望在试验完成后能形成一套正确的铸铝件缺陷修复工艺规程，用于指导缺陷修复的具体操作。

2、多金属修补机的缺陷修复机理

由于铝及其合金的化学活泼性很强，表面极易形成氧化膜，且多属于难熔性质（如Al2O3 的熔点约为2050℃，MgO的熔点约为2500℃）加之铝及其合金导热性强，焊接时容易造成不熔合现象。由于氧化膜比重同铝的比重极其接近，所以也容易成为焊缝金属的夹杂物。同时铝及其合金的线胀系数大，导热性又强，焊接时容易产生翘曲变形。这是铝及其合金焊接时颇感困难的问题。目前熔化焊中最常用的氩弧焊是靠“阴极雾化”作用，将氧化膜破碎，在氩气的保护下，使氧化膜不能重新产生。但是在焊接热处理强化处理后的铝合金时，近缝区存在强度大大削弱的现象，也不可避免的会产生翘曲变形。

多金属缺陷修补机主要用于修复铸造缺陷，它有逆变式高频+脉冲电源、可使焊丝高速旋转的焊枪和控制部分组成。其修复缺陷的机理为：利用高频+脉冲电压将气体击穿形成等离子气，从而产生温度可达6000℃以上的电火花，电火花将可熔性旋转电极（即焊丝）瞬间（10-5 —10-6秒）和与其接触的母材同时熔化，依靠瞬间高温和旋转焊丝与母材的机械摩檫及旋转电场力的综合作用，使氧化膜破碎，在氩气的保护下，使氧化膜不能重新产生，从而完成焊丝与母材的冶金结合。由于电火花作用时间短，与焊丝直接接触的母材局部熔化，铝的导热性很好，瞬间将输入的热量扩散并散失到空气中，基体几乎不产生温升，从而基体不会变形，精密铸铝件机械加工后进行缺陷的修复，而不会影响尺寸精度。修补后表面经过修锉打磨或机械加工，外观可以和基体保持一致。3、试板制做

试板材料：ZL115
热处理状态：淬火+不完全人工时效
焊丝：S311标准铝硅焊丝
试样形式：试板开槽、开孔后用铸铝缺陷修补机进行修补后制取金相试样。

ZL115铸造铝合金和焊丝S311化学成分见表1。

表1 ZL115和S311化学成分
牌 号    代 号    主 要 元 素 （℅）
Si    Cu    Mg    Zn    Mn    Sb    Fe    Ti    Al
ZAlSi5Zn1Mg    ZL115    4.8-6.2    　    0.4-0.65    1.2-1.8    　    0.1-0.25     　    　    余 量
SAlSi-1    S311    4.5-6.0    0.30    0.05    0.10    0.05    　    0.80    0.20     余 量
4、金相组织及分析：

用氩弧焊焊接经热处理强化铝合金时，焊接热影响区大致可分为下列几个组织区域：1）半熔化区（容易产生过烧的区域）；2）不均匀固熔体区（固熔体局部分解的粗晶粒区域）；3）软化退火区（过时效区域）。合金在半熔化区中的状况对焊接接头的性能影响最大。焊接结构的强度基本上就取决于半熔化区的组织变化。半熔化区如果产生过烧现象，不仅更加促使在此部位形成热裂缝，而且大大降低接头的强度及塑性。热处理强化铝合金接头在静拉力试验时，往往是沿着半熔化区发生断裂。合金在半熔化区中的强度不大于合金焊前强度的50-70℅。

在半熔化区之后的不均匀固熔体区，其特征是：合金元素在晶粒周围产生不均匀的集中，晶粒比较粗大。

在不均匀固熔体区之后的软化退火区，容易产生粗大晶粒和厚度相当大的网状第二相夹杂物。

多金属缺陷修补机在进行铝及其合金的缺陷修复时，由于加在焊丝和母材之间的是瞬时脉冲电流产生瞬时超高温，使焊丝和母材瞬时熔化瞬间结晶，它没有连续存在的熔池，母材几乎不产生温升，从而不存在热影响区。它的近缝区仅仅存在一个半熔化区。很显然，在半熔化区内不会产生过烧现象，母材的金相组织没有明显变化。图1是ZL115母材的显微组织。基体为α（Al）固熔体，其上分布着强化相硅（Si）相。图3、图4、图5均是从半熔化区拍下的显微组织。可以看出半熔化区内的晶粒大小没有发生明显变化。我们从图3中看出：母材的硅（Si）相已在焊缝中出现。从图4中看出：焊缝与母材的晶粒连生生长，即焊缝的树枝状晶体沿着母材熔化的晶粒边界，并垂直于母材晶界生长。图5表明：焊缝与母材金属互相渗透，焊缝的树枝状晶体从母材的硅相开始生长。从图3、图4、图 5我们可以明显看出：半熔化区的宽度十分微小，仅仅只跨越2-3个晶粒。半熔化区内晶粒的大小和母材没有任何异样，没出现粗大现象。交互结晶的情景表现得淋漓尽致。同时我们还应注意到：焊缝金属的树枝晶体非常细小而均匀。这些现象与修补过程中金属所经受的热循环特征是非常一致的。

5、实际工件铸造缺陷修补试验：

有一个ф540、壁厚6毫米的铸铝壳体在作0.3MPa气密试验时发现漏气。在缺陷部位钻ф6mm深3mm孔，进行缺陷修补。焊补参数：频率600HZ、 占空比45% 、 输出幅度41% 、 转速79%，该壳体先后作10次0.3MPa

气密和0.9 MPa外压强度试验，未发现有渗漏现象。

6、试验结果及分析

试验结果显示，该新工艺在修补时不像一般的熔焊形成熔池，它是靠电火花将旋转电极即焊丝熔化，同时母材与焊丝接触部分产生局部熔化形成熔融金属的冶金结合。焊缝是非常细小的树枝晶状铸造组织，基体也是铸造组织，两者的差别在于结晶方向不一样。根本不存在热影响区对母材强度的削弱。由于母材所产生温升极小，半熔化区没有过烧现象，晶粒细小，不存在氩孤焊中所出现的不均匀固熔化区和软化退火区，不会出现热裂縫及强度、塑性下降的现象，由于此种焊补工艺不存在熔池，熔融的金属瞬间熔化、瞬间结晶，时间非常短（µms级），尽管有瞬时高温，也不会引起母材尽寸精度的变化，但是由于熔敷金属是一片一片熔化，一片一片结晶凝固，片与片之间能否致密结合与操作者的作业技巧有一定关系。

7、结论

根据以上实验结果及分析以及我们以前做的拉伸及硬度实验的数据结果，证明制件在焊补过程中，不升温、不变形，基体强度削弱程度微小，符合有关国家标准，焊补点金属致密，无烧痕，补材与母材宏观一致。我们认为采用这种焊补方法进行铸铝缺陷修补是完全可行的，我们有充分的理由将这种修补方法定义为一种新型的熔焊方法，这种新型的熔焊方法，具有极其广阔的推广应用前景。

作者简介：张林贵（1944.8—— ）男 汉族 河南人 现郑州七一三研究所 高级工程师 总工艺师 1969年毕业于西安交通大学焊接工艺及设备专业，从事专业技术研究工作35年，获部级二等成果奖一项，省级优秀成果奖一项，国家职务发明专利一项，非专利工艺发明和创新20余项，在国家一级学术刊物公开发表学术论文12篇，用于省部级和全国性学术交流论文20余篇。其研究成果创造了巨大经济和社会效益。其本人载入《中国当代发明家大辞典》。       
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