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    鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織與性能的影響

    2016-06-07 07:19:46王龍田長(zhǎng)文王桂青劉運(yùn)騰張新恩
    山東科學(xué) 2016年1期
    關(guān)鍵詞:顯微組織力學(xué)性能

    王龍,田長(zhǎng)文,王桂青,劉運(yùn)騰,張新恩

    (1.山東建筑大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,山東 濟(jì)南 250101;2.山東省科學(xué)院新材料研究所,山東 濟(jì)南 250014)

    鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織與性能的影響

    王龍1,2,田長(zhǎng)文2*,王桂青1,劉運(yùn)騰2,張新恩2

    (1.山東建筑大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,山東濟(jì)南250101;2.山東省科學(xué)院新材料研究所,山東濟(jì)南250014)

    摘要:研究了鎂元素對(duì)擠壓高鋁鋅合金的組織和力學(xué)性能的影響,結(jié)果表明:與未加鎂的合金相比,加入0.015%Mg,合金擠壓態(tài)的抗拉強(qiáng)度從366mPa提高到467mPa、布氏硬度從HB91提高到HB114,伸長(zhǎng)率從43.6%降低到27%;在320℃×2h固溶處理水淬室溫自然時(shí)效狀態(tài)下,合金的抗拉強(qiáng)度從389mPa提高到488mPa,布氏硬度從HB107提高到HB139,伸長(zhǎng)率從41%降低到28.3%;鎂元素影響過飽和β相轉(zhuǎn)變和分解產(chǎn)物形態(tài),能阻礙合金的共析分解和室溫時(shí)效脫溶析出。

    關(guān)鍵詞:高鋁鋅合金;變形鋅合金;擠壓;顯微組織;力學(xué)性能

    鑄造高鋁鋅合金(25%~40%Al)具有優(yōu)異性能以及資源與成本優(yōu)勢(shì),用于代替銅合金材料制造耐磨減磨零件,應(yīng)用在機(jī)械制造等領(lǐng)域顯示出很強(qiáng)的競(jìng)爭(zhēng)能力[1-3]。但該合金由于凝固溫度范圍較寬,鑄件呈糊狀凝固方式,易出現(xiàn)枝晶間縮松、成分偏析等鑄造缺陷,致使合金的塑韌性較差,因而限制了應(yīng)用范圍。

    為了提高和改善合金的性能,拓寬應(yīng)用領(lǐng)域,業(yè)界開展了熱塑性成形的相關(guān)研究[4-13]。徐必鴻等[4-5]研究了高鋁鋅合金熱塑性變形的組織與性能,通過擠壓、軋制和鍛造,合金的力學(xué)性能特別是塑韌性提高。李紅英等[7]研究了ZA27合金的熱變形行為,建立了ZA27合金熱變形加工圖,為制定熱加工工藝提供了理論依據(jù)。張忠明等[8]研究表明,熱擠壓使ZA27合金的阻尼性能提高。近年來,國(guó)內(nèi)外陸續(xù)開展了更高鋁含量(30%~40%Al)的高鋁鋅合金塑性變形的研究[10-13]。

    總之,目前國(guó)內(nèi)外對(duì)變形高鋁鋅合金的研究較少(超塑性鋅鋁合金除外),至今發(fā)表的研究論文屈指可數(shù),也沒有形成變形高鋁鋅合金系列和標(biāo)準(zhǔn),距規(guī)?;こ涕_發(fā)和應(yīng)用還有相當(dāng)?shù)木嚯x。當(dāng)前迫切需要開展成分優(yōu)化、成形工藝和熱處理等相關(guān)應(yīng)用基礎(chǔ)研究,以促進(jìn)其發(fā)展與應(yīng)用。

    在鑄造高鋁鋅合金中加入0.01%~0.02%Mg,能提高合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性能,但顯著降低了合金的塑性[14]。鎂對(duì)變形高鋁鋅合金的影響至今未見相關(guān)文獻(xiàn)。為此,本文以高鋁鋅合金為研究對(duì)象,通過與未加鎂的合金的組織和性能對(duì)比,研究了鎂元素在擠壓高鋁鋅合金中的作用。

    1 試驗(yàn)方法和條件

    試驗(yàn)合金的化學(xué)成分見表1,試驗(yàn)用原材料采用0#鋅、A00電解鋁、1#電解銅、1#金屬鎂以及Al-5Ti-1B中間合金。合金在石墨坩堝電阻爐中熔煉,熔煉溫度為670℃,熔化后進(jìn)行除渣除氣處理。用鐘罩法壓入金屬鎂,攪拌合金液,保證鎂元素充分均勻擴(kuò)散,靜置20min澆注,澆注溫度630~650℃。擠壓鑄坯采用金屬型立式鑄造,尺寸為Ф125mm×400mm,頂部采用保溫冒口補(bǔ)縮。

    擠壓錠坯加工尺寸為Ф120mm×300mm。錠坯經(jīng)360℃×12h均勻化處理,然后降溫至300℃保溫3h,保溫結(jié)束后立即擠壓,擠壓溫度300℃。擠壓用800t臥式金屬擠壓機(jī),擠壓筒直徑Φ125mm,擠出棒材直徑Φ16mm,擠壓比為61,擠壓筒和模具溫度290℃。擠壓時(shí)采用風(fēng)冷,風(fēng)冷溫度25℃。

    合金的熱處理試驗(yàn)采用25kW箱式電阻爐,空冷溫度25℃,淬火時(shí)水溫23~25℃。

    拉伸試驗(yàn)用WDW-200E電子萬能試驗(yàn)機(jī),試樣為直徑Φ10mm、標(biāo)距50mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣,拉伸試驗(yàn)速度2mm/min。用HB-3000B型布氏硬度計(jì)測(cè)試布氏硬度,試驗(yàn)載荷9807N,鋼球直徑Ф10mm,保壓時(shí)間30s。金相組織分析用蔡司SUPRATM55掃描電子顯微鏡,腐蝕劑為3%鹽酸水溶液。

    表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of tested alloys

    2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

    2.1力學(xué)性能及分析

    表2 擠壓合金的力學(xué)性能Table 2mechanical properties of extruded alloys

    合金的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見表2。對(duì)比兩種合金的力學(xué)性能,加入0.015%Mg(1號(hào)試樣),擠壓態(tài)和熱處理態(tài)的抗拉強(qiáng)度、硬度都得到明顯提高。在擠壓風(fēng)冷(25℃)狀態(tài)下,抗拉強(qiáng)度從366mPa提高到467mPa,提高了27.6%;320℃×2h固溶處理空冷(25℃)狀態(tài),抗拉強(qiáng)度從347mPa提高到407mPa,提高了17.3%;320℃×2h固溶處理水淬狀態(tài),抗拉強(qiáng)度從389mPa提高到488mPa,提高了25.4%;340℃×2h固溶處理水淬狀態(tài),抗拉強(qiáng)度從385mPa提高到482mPa,提高了25.2%。加入0.015%Mg,使合金的伸長(zhǎng)率降低,但合金仍具有較好的塑性,伸長(zhǎng)率在25%以上。

    由表2還可看到,加鎂的合金經(jīng)固溶處理后,冷卻方式對(duì)合金的強(qiáng)度、硬度具有顯著影響,但對(duì)合金的塑性影響較小,合金具有顯著的熱處理強(qiáng)化效果。

    2.2顯微組織及分析

    2.2.1擠壓錠坯鑄態(tài)及均勻化組織

    圖1為合金的鑄態(tài)組織,室溫組織由初生富鋁α相(樹枝晶中心區(qū)域,電鏡下呈黑色)、(α+η)層片狀共析組織(樹枝晶邊沿區(qū)域)、樹枝晶間隙中η相和ε相組成[14-16]。由于加入了Ti、B元素,還含有TiAl3、TiB相粒子[17],這些粒子很小,主要起結(jié)晶晶核作用,細(xì)化初生富鋁α相。鎂由于加入微量,主要固溶于基體中,沒有形成新相。α相為Zn、Cu在Al中的固溶體,η相為Cu、Al在Zn中的固溶體,ε相為CuZn4金屬間化合物[14-16]。由于非平衡凝固,樹枝晶組織成分偏析嚴(yán)重,這是由于初生富鋁α相與液相發(fā)生包共晶反應(yīng)沒有完全進(jìn)行,包晶反應(yīng)形成的β相僅圍繞在初生富鋁α相的周圍[15]。β相僅在高溫下存在,冷卻到共析轉(zhuǎn)變溫度時(shí),發(fā)生共析分解,形成(α+η)層片狀共析組織。β相與α相晶格類型相同,只是Zn含量和晶格常數(shù)不同[15]。

    圖2為擠壓錠坯均勻化空冷的組織,可見,經(jīng)360℃×12h均勻化后,枝晶間隙富鋅η相完全溶解,枝晶成分偏析顯著減輕,但在樹枝晶中心區(qū)域仍存在有少量的未均勻化的初生富鋁α相。由于Cu含量較高,ε相未能完全溶解。

    圖1 鑄態(tài)合金組織(SEM)Fig.1microstructure of as-cast alloys(SEM)

    圖2 鑄造合金的均勻化組織(360℃×12 h固溶處理空冷)Fig.2 Homogenizingmicrostructure of cast alloys(360℃×12 h solution treatment air-cooling)(SEM)

    2.2.2擠壓態(tài)組織

    圖3為合金的擠壓態(tài)組織。合金在300℃下擠壓,根據(jù)Zn-Al-Cu三元合金相圖[15],該溫度下合金的組織由α相、β相和ε相組成。在擠壓應(yīng)力的作用下,組織發(fā)生了斷裂、破碎,整體組織得到顯著細(xì)化并呈機(jī)械混合分布,擠壓改變了組織中各相的分布狀態(tài)。α相、β相被擠壓破碎成細(xì)小的點(diǎn)塊狀,部分呈團(tuán)塊狀,但中心區(qū)域的富鋁α相仍保留了原有組織的特征,呈較大的團(tuán)塊狀,見圖中呈黑色部分。這是由于初生富鋁α相未能得到充分的均勻化,其含鋁量較高,高溫下強(qiáng)度和硬度較高,變形抗力較大,不易變形。擠壓變形后,隨溫度降低,破碎的β相在冷卻過程中發(fā)生共析分解,形成(α+η)層片狀共析組織。同時(shí)擠壓后ε相分布更加均勻。

    圖3 擠壓態(tài)組織(SEM)Fig.3 As-extrudedmicrostructure of alloy(SEM)

    2.2.3擠壓合金320℃×2h固溶空冷狀態(tài)組織

    圖4為擠壓合金經(jīng)320℃×2h固溶后空冷狀態(tài)的組織。由于固溶溫度高于合金的共析轉(zhuǎn)變溫度[14],部分破碎的晶??焖俸喜㈤L(zhǎng)大、溶解、擴(kuò)散,成為β相,空冷過程中β相發(fā)生共析轉(zhuǎn)變,形成(α+η)層片狀共析組織。團(tuán)塊狀的富鋁α相由于與邊沿區(qū)域分離,成為孤立的狀態(tài),成分均勻化更加困難,冷卻過程中該相發(fā)生脫溶析出分解,形成粒狀組織。加鎂與未加鎂的合金相比,空冷狀態(tài)下,(α+η)層片狀共析組織較為細(xì)小,這說明空冷狀態(tài)下鎂具有阻礙β相共析轉(zhuǎn)變的作用。

    圖4 擠壓合金320℃×2 h固溶處理空冷組織(SEM)Fig.4microstructure of extruded alloy(320℃×2 h solution treatment air-cooling)(SEM)

    2.2.4擠壓合金固溶水淬狀態(tài)組織

    圖5為擠壓合金經(jīng)320℃×2h固溶后水淬狀態(tài)的組織,部分η相被腐蝕顯示凹坑狀。圖6為高倍組織形貌,圖中亮相(淺色部分)為η相(有些為ε相)。由于冷卻速度快,高溫β相來不及發(fā)生共析轉(zhuǎn)變就過冷到室溫,稱之為過冷β相。這時(shí),過冷β相中Zn原子的過飽和度很大(Zn在Al中的溶解度340℃時(shí)為69.5%,室溫時(shí)小于2.5%[18]),同樣Cu原子過飽和度也很大,因此室溫自然時(shí)效時(shí),過飽和的Zn原子必然要脫溶析出形成η相和ε相[14]。從圖中可以看到,加鎂與未加鎂的合金相比,水淬狀態(tài)的組織有明顯差別,表現(xiàn)在未加鎂的合金過冷β相分解轉(zhuǎn)變組織較粗大,分解產(chǎn)物α相、η相呈彎曲的、不規(guī)則形狀,或者呈較大的粒狀。而加鎂的合金,遍及整個(gè)過冷β相中脫溶析出較為細(xì)小的粒狀η相或極為細(xì)小的層片狀,且數(shù)量明顯減少,因此與之平衡的α相的過飽和度增加,合金的強(qiáng)度提高,塑性降低。

    圖7為340℃×2h固溶后水淬狀態(tài)的高倍組織形貌,加鎂的影響與320℃×2h固溶水淬狀態(tài)的組織相似。

    圖5 擠壓合金320℃×2 h固溶處理水淬狀態(tài)組織Fig.5microstructure of extruded alloy(320℃×2 h solution-treatment water quenching)(SEM)

    圖6 過飽和β相脫溶析出轉(zhuǎn)變粒狀組織形貌(320℃×2 h固溶水淬后室溫自然時(shí)效狀態(tài))Fig.6morphology of supersaturated β-phase desolvation precipitation transformation granular(SEM)

    圖7 過飽和β相脫溶析出轉(zhuǎn)變粒狀組織形貌(340℃×2 h固溶水淬后室溫自然時(shí)效狀態(tài))Fig.7morphology of supersaturated β-phase desolvation precipitation transformation granular)(SEM)(room temperature aging after 340℃×2 h solution-treatment water quenching)

    圖8 340℃×2 h固溶水淬室溫自然時(shí)效狀態(tài)富鋁α相組織轉(zhuǎn)變形貌Fig.8 Room temperature agingmicrostructure of primary α-Al phase after 340℃×2 h solution-treatment water quenching?。⊿EM)

    另外,在β相脫溶析出η相的過程中,Cu原子隨Zn相一起析出,并富集在η相前沿,Cu原子與Zn原子形成ε相,分布在α相、η相的界面上。由于ε相很小并在電鏡下發(fā)亮,與η相很難分辨。

    經(jīng)過擠壓前的均勻化和擠壓后高溫固溶處理,富鋁α相仍未達(dá)到平衡狀態(tài),水淬后自然時(shí)效的組織形貌如圖8,析出的η相更加細(xì)小。

    在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)并經(jīng)多次重復(fù)試驗(yàn)證實(shí),未加鎂的合金經(jīng)320℃×2h和340℃×2h固溶后水淬,在25℃水中冷卻10~15min,然后在室溫放置過程中,試樣都發(fā)生明顯的溫度升高現(xiàn)象。室溫放置大約5min后,試樣的溫度開始升高,約10~15min,表面溫度達(dá)到約40~50℃,然后慢慢降低到室溫。即使水溫降低到7~10℃,仍會(huì)發(fā)生上述現(xiàn)象。而加鎂的合金未發(fā)現(xiàn)這種溫升現(xiàn)象。二元鋅鋁系合金在共析分解轉(zhuǎn)變過程中[17]和室溫時(shí)效初期[14]會(huì)發(fā)生放熱反應(yīng),而本試驗(yàn)的多元合金固溶水淬后室溫自然時(shí)效初期發(fā)生放熱反應(yīng)未見文獻(xiàn)報(bào)道。兩種試驗(yàn)合金過冷β相的組織轉(zhuǎn)變形態(tài)不同,應(yīng)與放熱反應(yīng)有關(guān)。

    從試驗(yàn)結(jié)果來看,對(duì)于未加鎂的合金,過冷β相中Zn原子的析出速度很快,特別是析出過程中發(fā)生了放熱反應(yīng),使自身溫度升高,提高了原子的擴(kuò)散能力,又促進(jìn)了脫溶析出,相鄰η相互相吞并長(zhǎng)大,由連續(xù)脫溶發(fā)展到不連續(xù)脫溶,形成彎曲的、不規(guī)則形狀的粗大組織,與η相平衡的α相過飽和度降低。

    可見,由于鎂元素具有阻礙過飽和β相共析分解和室溫時(shí)效脫溶析出η相的作用,加鎂使過飽和β相分解組織產(chǎn)物更加細(xì)小,因此相應(yīng)地提高了與η相平衡的α相的溶質(zhì)原子的過飽和度,隨著冷卻速度的增加,α相的過飽和度增加,η相數(shù)量減少,合金的強(qiáng)度提高。通過加入鎂和熱處理,可調(diào)控β相分解產(chǎn)物的形態(tài),以獲得所需的組織和性能,但是最佳鎂含量、熱處理工藝的影響,特別是鎂的影響作用機(jī)制仍需要更多的研究工作。

    3 結(jié)論

    (1)高鋁鋅合金通過熱擠壓變形,顯微組織被擠壓斷裂、破碎,整體組織得到顯著細(xì)化,并呈機(jī)械混合分布,擠壓改變了組織中各相分布狀態(tài)。

    (2)微量的鎂對(duì)擠壓高鋁鋅合金的力學(xué)性能具有顯著的影響,加入0.015%Mg,合金的強(qiáng)度、硬度顯著提高,塑性降低,但仍具有較好的塑性。在320℃×2h固溶處理水淬狀態(tài)下,加入0.015%Mg,抗拉強(qiáng)度達(dá)到488mPa,延伸率28.3%,布氏硬度HB139。

    (3)鎂元素影響過飽和β相共析分解和η相脫溶析出,通過加入鎂和熱處理,可調(diào)控β相分解轉(zhuǎn)變過程和分解產(chǎn)物的形態(tài),以獲得所需的組織和性能。

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    Impactofmgonmicrostructureandpropertiesofextrudedhighaluminumzincalloy

    WANGLong1,2,TIANChang-wen2,WANGGui-qing1,LIUYun-teng2,ZHANGXin-en2

    (1.SchoolofmaterialsScienceandEngineering,ShandongJianzhuUniversity,Jinan250101,China;2.InstituteofNewmaterials,ShandongAcademyofSciences,Jinan250014,China)

    Abstract:Weaddressedtheimpactofmagnesiumelementonthemicrostructureandmechanicalpropertiesofextrudedhighaluminumzincalloy.Resultsshowthattensilestrengthofalloyincreasesfrom366mPato467mPafor0.015%Mgaddition,ascomparedwithnonemgalloy.ItsbrinellhardnessincreasesfromHB91toHB114andextensionratedecreasesfrom43.6%to27%.Forsolutiontreatmentof320℃×2hwaterquenching,itstensilestrengthincreasesfrom389mPato488mPa,itsbrinellhardnessincreasesfromHB107toHB139andextensionratedecreasesfrom41%to28.3%.Mgelementcanaffecttransformationofsupersaturatedβphaseandmorphologyofdecompositionproduct,andhinderalloyeutectoiddecompositionanddissolutionprecipitationatroomtemperature.

    Keywords:highaluminumzincalloy;deformationzincalloy;extruding;microstructure;mechanicalproperty

    中圖分類號(hào):TB331

    文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼:A

    文章編號(hào):1002-4026(2016)01-0039-06

    DOI:10.3976/j.issn.1002-4026.2016.01.007

    收稿日期:2015-11-11

    作者簡(jiǎn)介:王龍(1990-),男,碩士研究生,研究方向?yàn)橛猩饘偌昂辖鹦虏牧稀?/p>

    *通訊作者,田長(zhǎng)文,男,研究員。Tel:0531-82605379,Email:tianchw@126.com

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