一種新型al-mg-si-cu合金熱處理工藝的研究

一種新型al-mg-si-cu合金熱處理工藝的研究

隨著世界能源的日益緊張和城市公共交通、地鐵和汽車的小規(guī)模發(fā)展，對鋁材料的需求不斷增加，需求日益高漲。常用的6XXX系工業(yè)型材主要有6061、6005A和6082等鋁合金。目前國內(nèi)中小型企業(yè)以生產(chǎn)建筑型材為主,生產(chǎn)建筑型材的擠壓機一般不帶在線水冷裝置,常見的6082和6005A鋁合金一般需要水霧冷卻才能達到性能要求。因此,很難在中小型企業(yè)大批量生產(chǎn)6082和6005A鋁合金工業(yè)型材。沈健等人對6005A鋁合金的淬火方式進行研究,研究表明6005A鋁合金需要較高的淬火條件和較短的停放時間才能滿足性能要求;鄒永恒、陶虹等人對6082鋁合金熱處理制度進行了研究,結果顯示6082鋁合金停放效應是在生產(chǎn)過程中影響其產(chǎn)品性能的重要因素之一。為此,在6082鋁合金的基礎上,經(jīng)微合金化,設計出一種新型Al-Mg-Si-Cu合金,研究了該合金熱處理制度對力學性能的影響及不同狀態(tài)下的組織特征。1試驗材料和方法新型Al-Mg-Si-Cu合金試驗工藝為成分設計→熔煉鑄造→均勻化處理→擠壓→固溶→時效→力學性能檢測和微觀組織分析。1.1試驗原料及配方大量研究表明,對6000系合金來說當含銅量(質(zhì)量分數(shù),%)為0.6~1.1時,合金不僅保留了該系良好的耐蝕性能,而且具備較高的強度和硬度等優(yōu)良性能。Mn元素的添加,使合金的淬火敏感性發(fā)生變化,并影響擠壓后型材的組織變化。Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金在6082鋁合金的基礎上添加適量的銅,同時降低鎂、硅和錳的含量。本試驗所用6082鋁合金和新型Al-Mg-Si-Cu合金具體成分如表1所示。所用原料:純度為99.70%(質(zhì)量分數(shù),下同)的工業(yè)純鋁,純度為99.9%的鎂、鋅、鉻以及A1-10%Si、A1-50%Cu、A1-10%Mn中間合金,晶粒細化劑為Al-5%Ti-1%B。熔煉爐采用坩堝電阻爐,熔煉溫度為750~800℃,覆蓋劑為1號熔劑,除氣劑采用六氯乙烷,加料順序為Al、中間合金、Cr、Zn、Mg、Al-Ti-B細化劑。熔體經(jīng)多次除氣、除渣后用鐵模澆鑄成直徑為?90mm的圓鑄錠。1.2b壓力和溫度對模具高壓的影響鑄錠經(jīng)機加工去掉外皮后在振升鋁材廠型號為880UST臥式擠壓機上配置內(nèi)徑(90mm擠壓筒和平模進行擠壓。模具預熱溫度為380℃,時間為3h;鑄錠加熱溫度為440℃保溫12h,擠壓溫度為420℃,擠壓型材模具為ZM1HC008,擠壓筒移動速度約為8mm/s。1.3固溶時間和時效將擠壓后的型材在SX228型試驗電爐中固溶,固溶溫度設定為480、500、520、540、560、580、600、620℃,固溶時間為20、40、60、80、100、120min;在FB21型干燥箱內(nèi)時效,時效溫度為165、175、185、195℃,時效時間為0.5~15h;自制淬火水箱,固溶后進行水淬處理。1.4拉伸試樣的制備在中南大學材料學院的CSS100KN電子萬能試驗機上進行力學性能測試,拉伸速度為15mm/min,按照GB/T3076—1982《金屬薄板(帶)拉伸試驗方法》要求沿擠壓方向截取合金熱處理后的拉伸試樣。采用HV-10B型小負荷維氏硬度計測量硬度,其示值精度為±4%,試驗力為29.42N,停留時間10s,試樣尺寸為30mm×20mm×4mm,每個狀態(tài)取5個點的平均值。使用POLVAR-MET型金相顯微鏡,觀察和分析不同狀態(tài)下的顯微組織。試樣腐蝕劑為鹽酸(3mL)、硝酸(5mL)、氫氟酸(2mL)和蒸餾水(250mL)的混合液。能譜測試采用FEI公司的Sirion200型號掃描電鏡。2al-0.32si-1.0cu合金的力學性能6000系鋁合金熱處理過程為固溶-人工時效。為系統(tǒng)地研究Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金,分別對固溶和人工時效的加熱溫度、保溫時間及固溶處理后至時效的延遲時間進行了研究,并探討了其對材料力學性能的影響。2.1固溶溫度對試驗材料力學性能的影響對擠壓后的型材試樣進行固溶時效處理后測試硬度,固溶時間為2h,固溶溫度分別取480~620℃,然后及時進行165℃×10h時效處理。其試驗結果如圖1所示。由圖1知,當固溶溫度低于540℃時,隨著固溶溫度的升高硬度不斷提高,在540~580℃之間,硬度值變化不大,而當固溶溫度在580~620℃時,硬度出現(xiàn)了下降后快速上升的過程。各固溶溫度下的顯微組織照片如圖2所示。固溶溫度從480℃上升到620℃,試樣的顯微組織發(fā)生明顯變化。由圖2(a)可見,固溶溫度為480℃時,基體中殘留了較多未溶解的Mg2Si及其他化合物,導致固溶體內(nèi)強化相濃度較低,時效后基體組織中析出的強化相少,時效強化效果差,材料硬度偏低,說明此時固溶溫度偏低。當固溶溫度為540℃時,如圖2(b)所示,由于溫度適當,合金的強化相粒子基本上已充分固溶到α基體中并在時效后彌散析出,組織均勻。固溶溫度為580℃時(圖2(c)),試樣顯微組織中出現(xiàn)平直晶界,這是晶粒隨著溫度升高而逐漸長大的結果。該溫度下化合物溶解更充分,所以時效后強化效果較好。當固溶溫度為620℃時(圖2(d)),晶粒尺寸更大,晶界為平直晶界且沒有破壞現(xiàn)象,有強化相顆粒在晶界上堆積,對晶界上的位錯運動產(chǎn)生較大的阻力,從而產(chǎn)生較好的強化作用,硬度得以提高。局部晶界變粗有輕微過燒現(xiàn)象?？梢?試樣已加熱至過燒敏感溫度。綜上所述,Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金在520~580℃固溶較適宜,合金的過燒敏感溫度為620℃左右。較寬的合金淬火加熱溫度范圍,有利于合金加工工藝的制定。2.2mg2si顯微組織及晶體結構變化對固溶溫度520℃,固溶時間分別為20、40、60、80、100、120min處理的樣品進行硬度測試,試驗結果如圖3所示。圖3中可知,合金在520℃固溶20~40min時硬度明顯增加,增加至40min,硬度值接近峰值,當固溶時間大于40min后,硬度值呈現(xiàn)波動趨勢,但基本維持在110~120HV3之間。Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金對固溶保溫時間的要求較寬,有利于生產(chǎn)工藝的制定和能源節(jié)約。原因在于固溶40min后,合金中Mg2Si應已充分溶解,固溶效果良好,固溶保溫時間的延長對于硬度值沒有大的影響,甚至晶粒的長大會使硬度值稍微減低,這可由圖4證實。圖4為520℃固溶后165℃時效10h的顯微組織。由圖4(a)可知,當固溶時間為20min時,Mg2Si未充分溶解,顯微組織中殘留較多粗大化合物,致使基體內(nèi)沉淀析出的β相顆粒較少,從而導致硬度偏低。由圖4(b)可知,當固溶時間延長至120min時,Mg2Si基本溶解,并在時效后沉淀析出,組織均勻,合金的綜合力學性能良好。圖5為試驗合金520℃×40min固溶快冷后的SEM形貌照片。從圖5中可以發(fā)現(xiàn),殘留第二相在SEM高倍照片中表現(xiàn)為4種形貌:①一種較大的球狀含Al、Fe、Si、Mn較多的相;②一種主要只含Al、Fe、Si的針狀相;③在晶界處偏聚有部分Mg的相;④較小的第二相粒子。能譜分析結果表明,圖5(a)中的球狀富含F(xiàn)e、Si、Mn元素的相為含Mn的α-Al15(FeMn)3Si2彌散相;圖5(b)中的針狀富含F(xiàn)e、Si的相為β-Al9FeSi相。在合金中加入的Mn對組織有一定的改善作用,鑄錠經(jīng)均勻化固溶處理后,可使針狀β-Al9FeSi相轉變?yōu)榱詈琈n的α-Al15(FeMn)3Si2彌散相,從而消除粗大針狀結晶相對合金性能的有害影響,降低雜質(zhì)元素Fe對材料性能的不利影響,提高合金的塑性。但是合金中仍舊存在部分針狀β-Al9FeSi相偏聚在晶界附近,可能是因為Mn含量較低不足以使針狀β-Al9FeSi相轉變?yōu)榱詈琈n的α-Al15(FeMn)3Si2彌散相。圖5(c)中的主要含Mg的相是因為在熔煉過程中部分單質(zhì)的Mg沒有溶解,從而以單質(zhì)形式偏聚在晶界處。圖5(d)中較小的粒子為沒有固溶的Mg2Si化合物。這些第二相粒子與基體的界面在變形過程中成為應力集中之處和裂紋源,對合金性能產(chǎn)生顯著的不利影響,要達到理想的固溶狀態(tài),固溶時間及溫度需要進一步提高,考慮到實際生產(chǎn)成本的節(jié)約及出口溫度的限制,暫定合金的固溶制度為520℃×40min。2.3時效對合金力學性能的影響Al-Mg-Si-Cu系合金屬于熱處理可強化合金,時效處理可大大提高其合金強度,研究了Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金在520℃固溶處理后,相應的人工時效制度對合金力學性能的影響。該合金在520℃下固溶2h,及時采用不同工藝進行時效。時效溫度分別為165、175、185及195℃,時效時間為0.5~15h。依據(jù)合金時效后的硬度,得出該合金在各試驗溫度下的時效硬化曲線見圖6。對比合金的時效硬化曲線可以看出,合金硬度隨時間有明顯變化。在特定的時效溫度下,硬度隨著時效時間的延長,在初始階段出現(xiàn)快速提高的現(xiàn)象;而且隨著時效溫度的升高,時效硬化速度愈快,達到最大強化效果所需的時間越短。在195℃時效時,合金的硬度值出現(xiàn)雙峰。比較分析可知,合金最佳時效制度為165℃×10h,合金經(jīng)該時效制度處理后,測試其室溫拉伸性能如下:拉伸強度為308MPa,屈服強度為267MPa,伸長率為16.25%。采用掃描電鏡和能譜儀,觀察合金經(jīng)過固溶(520℃×2h)、時效(195℃×3h)之后的微觀組織照片,如圖7所示,能譜分析結果見表2。從圖7可看出,合金中有一種較亮的相,一種和基體顏色比較接近的相,通過能譜圖分析:較亮的相為合金中Mn元素形成的α-Al15(FeMn)3Si2粒狀組織。在Al-Mg-Si合金熔煉過程中,由于Fe元素不可避免地帶入,合金中常存在針狀對合金性能有害β-Al9FeSi相,由于Mn元素的加入,這些針狀組織轉變成α-Al15(FeMn)3Si2粒狀組織,即圖7中較亮的相,它能夠消除鐵元素對合金性能帶來的不利影響。圖7中和基體顏色接近的相為該系合金的主要強化相Mg2Si,在合金時效熱處理之后,Mg2Si強化相彌散析出,它的溶解度隨溫度下降而明顯降低,因此使合金具有較好的熱處理強化效果。從圖7可以看出,Mg2Si強化相足夠細小,大小為0.3~0.5μm,使得合金有較好的力學性能。此外,銅與鋁形成合金的θ相CuAl2,可以提高合金時效強化效果。銅與鎂形成S相(CuMgAl2)使合金具有一定的耐熱性。DmitryG.Eksin認為時效產(chǎn)物主要由兩個因素決定:過飽和固溶體成分和在時效過程析出相順序。時效初期,材料基體內(nèi)開始了時效的“育孕期”,并逐漸形成預脫溶的偏聚區(qū)(即GP區(qū)),而后逐漸析出亞穩(wěn)定的β′相,在足夠時間以后,逐漸演變成穩(wěn)定的β相。β′、θ′、S′相為過渡相,它們與基體半共格,起一定的強化作用。β、θ、S為平衡相,它們與基體完全不共格,由于它們在晶內(nèi)和晶界以不均勻的粗大析出物的形式析出,所以使合金的強度下降。Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金在195℃時出現(xiàn)雙峰現(xiàn)象可能是合金在析出β′強化相后,隨著時效時間的增加脫溶出來的θ′相產(chǎn)生的強化效應。從脫溶序列中可以發(fā)現(xiàn)θ′相在脫溶時的相變阻力較β′相大,在較低溫度時θ′相相變驅動力為正值,無法脫溶。故在較低溫度只發(fā)現(xiàn)一個時效強化峰。2.4al-0.32si-1.0cu合金的硬度為方便對比,分別將Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金和6082合金的硬度試樣在520℃×2h固溶加熱、經(jīng)室溫水冷,再經(jīng)不同的延遲時間(3h和5h)后,在165℃下進行時效處理。試驗結果如圖8所示。從圖8中可見,Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金和6082合金在經(jīng)固溶→延遲→時效處理后,較無延遲時效處理硬度均下降;且隨著延遲時間的增加合金硬度下降明顯;隨延遲時間的增加6082鋁合金硬度下降較Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金明顯。與無延遲時效相比,Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金經(jīng)3h延遲后,硬度無明顯變化,經(jīng)5h延遲后峰值硬度下降約10HV3;而6082合金經(jīng)3h延遲后,峰值硬度下降已經(jīng)很明顯,約為25HV3,經(jīng)5h延遲后峰值硬度下降約55HV3。Al-Mg-Si系合金中鎂在鋁中的溶解度遠大于硅,在室溫停留期間,過剩硅將首先形成偏聚,而鎂、硅原子的GP區(qū)是在硅核上形成的,如果停放時間很短,則只產(chǎn)生硅的偏聚,大部分溶質(zhì)原子仍保留在固溶體內(nèi),隨后進行人工時效,鎂和硅原子繼續(xù)向硅的偏聚團上遷移,形成大量穩(wěn)定的晶核,繼續(xù)成長;如果在室溫下停留時間過長,合金內(nèi)形成大量偏聚,因而固溶體中溶質(zhì)元素濃度大大降低,這樣,當溫度一旦升高到人工時效的溫度時,那些小于臨界尺寸的GP區(qū),將重新溶入固溶體,致使穩(wěn)定的晶核數(shù)目減少,從而形成粗大的過渡相,導致強化效果降低。同時Al-0.41Mg-0.36Si-1.0Cu合金加入Cu元素,減小了淬火后停留時間對合金性能的影響。GP區(qū)的形成速率與空位濃度有關。增加空位濃度和延長空位壽命都會形成較大的GP區(qū)。而銅元素的加入,能穩(wěn)定空位,增加空位濃度,使GP區(qū)長大到可以作為穩(wěn)定晶核的尺寸。晶核數(shù)目增加,過渡相尺寸相應減小