固溶處理對高真空壓鑄組織及力學性能的影響

2020年04月18日

                     固溶處理對高真空壓鑄組織及力學性能的影響-AlSi10MnMg 鋁合金

   為優化高真空壓鑄汽車減震塔的力學性能,采用硬度測試、拉伸測試及掃描電鏡等手段研究了固溶時間、溫度對 AlSi10MnMg 合金減震塔顯微組織及力學性能的影響。結果表明:減震塔壓鑄態組織細小,其中,硅相的平均直徑只有 0.37%μm ,經 460 ℃ 固溶 0.5 h 后即能使硅相溶斷并球化。

   鑄件 T6 處理后的強度隨固溶溫度的上升而不斷提高,經 T6 ( 530 ℃×0.5 h+180 ℃×2 h )熱處理后,減震塔獲得的強度最高,其材料的屈服強度為 263.24 MPa ,抗拉強度344.53 MPa ,伸長率為 15.83% 。

   真空壓鑄因其自動化程度高、生產效率高、能近凈成型高質量復雜薄壁件的工藝特性,成為制作鋁合金汽車結構件常用的一種鑄造工藝 。

   作為真空壓鑄汽車結構件的代表, 鋁合金減震塔在國外已經獲得了較為廣泛的應用。減震塔是連接減震器和汽車車身的關鍵部件, 在汽車行駛過程中起到分散沖擊載荷的作用,要求其具有較高的強度及韌塑性。因此, 在實際生產中減震塔需通過熱處理來優化其力學性能以滿足使用要求。

   相比于普通鑄造鋁合金, 壓鑄鋁合金的熱處理工藝表現出一定的特點。

Lumley 等 研究發現降低固溶溫度能有效減少鑄件鼓泡,同時,通過后續時效處理仍能提高合金的強度。

Timelli 等研究發現,在475℃ 下固溶 15min 足以使壓鑄 AlSi7MgMn 中的共晶硅球化及粗化。

   國內技術人員實驗也發現,對于真空壓鑄AlSi10MnMg 件,采用比傳統工藝更低溫度、更短時間進行固溶處理可以有效避免表面鼓泡現象,延長固溶時間及提高固溶溫度反而無益于提高時效后合金的強度。

  這些研究都表明,壓鑄鋁合金的固溶處理可以在更低溫度更短時間內完成, 經后續的時效處理依然能獲得較好的強化效果。AlSi10MnMg因其良好的鑄造性能及力學性能而廣泛應用于汽車壓鑄結構件的生產中。

    某廠家生產的一款汽車減震塔產品, 研究了不同固溶時間與溫度對Sr 變質處理的高真空壓鑄 AlSi10MnMg 件組織和力學性能的影響。結合試驗材料及方法,選取經壓鑄工藝生產的一款汽車減震塔制備試樣。所用的合金為 AlSi10MnMg 合金的熔煉溫度為 730℃ ,合金熔煉后加入 Al-10%Sr 進行變質處理, 再經 5min通氬氣除渣處理并置于壓鑄單元的 700℃ 定量爐中保溫。鋁液實際澆注溫度為 670℃ ,模具溫度通過模溫機控制。減震塔壓鑄工藝采用的是中心進澆的三板模壓鑄工藝, 該工藝的特點是主澆道與產品通過三板模的開合提前分離  。中心進澆的方式確保了鋁液從型腔中心向四周擴散, 縮短了鋁液的流動距離,有助于力學性能的提升。同時,這種設計可以減少模具的沖蝕,提高模具壽命。

  減震塔取樣的 3 個位置經拉伸試驗測試,這 3 個位置材料的力學性能穩定,其屈服強度、抗拉強度、 伸長率平均值依次為 133.4MPa 、304.0MPa 、12.12% ,采用排水法測得其孔隙率為 0.3%~0.5% 。

  熱處理試驗: 固溶處理在箱式電阻爐中進行,淬火采用水冷方式,人工時效過程在空氣循環爐中完成。試樣的固溶態、 T6 態的力學性能采用 MTS 萬能試驗機測試,試樣尺寸變化:固溶態試樣在淬火后 15min 以內完成拉伸試驗,每個狀態至少取 3 個拉伸試樣。

  維氏硬度測試在數顯維氏硬度計上完成,每個試樣取 10 個點,去除最大值和最小值后取平均值。選取的試樣經打磨拋光,用濃度為 0.5% 的氫氟酸溶液腐蝕后, 采用 SEM 觀察其顯微組織,并采用 ImageProPlus 軟件統計硅相的粒徑。

2 .1  結果與分析

   固溶過程中鑄件的組織轉變及力學性能變化,為鑄件壓鑄態的顯微組織和深度腐蝕后的共晶硅形貌。

   灰色部分為 α-Al 基體,亮黑塊狀為初生錳鐵相( Al ( FeMnSi )),灰白相間的是鋁硅共晶組織。α-Al 晶粒呈現為枝晶狀或塊狀,其尺寸為 7.5~30.0%μm 。

   試樣經深度 腐蝕后的鋁硅共晶區域。硅相為扭曲的纖維狀或枝晶狀,且相互之間是聯系的,經統計其平均直徑只有0.37%μm ,而其長度最長超過 5%μm ,這是高的冷卻速率及 Sr 變質共同作用的結果 。

   硅相形態、大小及分布對合金的力學性能有很大的影響。鋁硅共晶中硅相與鋁在空間的這種相互鑲嵌加強了硅與鋁之間的粘結,其中硅相作為骨架起強化的效果。當試樣受到外力拉伸時, 纖維狀的硅由于其較高的彈性模量而能承受較高的應力,因而合金具有較高的強度。與此同時,鋁硅共晶割裂了鋁基體,阻礙了塑性變形的進行,這在一定程度上降低了合金的韌性 。 合金壓鑄態晶粒、硅相相比于鑄態更為細小,這使得壓鑄態合金在固溶處理中的組織轉變更為迅速。圖 3 所示為不同溫度不同時間固溶處理后試樣的顯微組織。

   試驗試樣在 460℃ 固溶0.25h 后, 硅相的形態由原始的纖維狀轉變為顆粒狀。隨著固溶時間的延長,硅相逐漸球化,平均粒徑由壓鑄態的 0.37%μm 增加到 1h 時的 0.69%μm , 硅相與鋁基體之間的界面變得更為光滑。

  當固溶時間延長到 4h 時,硅相的粗化加劇,其平均粒徑達到 0.99%μm 。隨著固溶溫度的升高,硅相縮頸熔斷、球化及粗化的過程加快。當固溶溫度為 530℃ 時,合金中的硅相在 15min 內就已熔斷球化并迅速長大。

   經過不同溫度及不同時間固溶處理后試樣的力學性能數據。從整體上看,在相同溫度下隨著固溶時間的增加,試樣的強度是逐漸下降的,而伸長率是逐漸上升的;在相同時間下隨著固溶溫度的升高,試樣的屈服強度及伸長率的變化不明顯,而抗拉強度則逐步上升。固溶態試樣這種性能上的變化與其組織的變化有很大關系。在固溶初期,纖維狀的硅相縮頸熔斷,這種變化增加了鋁基體的連續性,從而使合金塑性得到了很大的提高, 而細小彌散分布的硅顆粒作為第二相起到了一定的強化作用,這種強化效果要強于長時間固溶后粗大硅相的強化作用, 因此,隨著固溶時間的增加鑄件強度會逐漸降低。

其次,固溶時間的增加會導致晶粒變大, 這也會降低合金的強度。而試樣抗拉強度隨固溶溫度升高而增大的現象則與拉伸過程中發生的動態應變時效有關  。

2.2  鑄件 T6 處理后的力學性能

    試樣經不同溫度固溶 0.5 h 并在180℃ 時效后硬度隨時效時間的變化曲線。所有曲線達到峰值時效的時間都在 4h 左右。固溶溫度對 T6 處理后試樣硬度變化的影響比較顯著,460℃ 時其峰值硬度為 65HV ,而 530℃ 時其峰值硬度達到 103HV 。

   試樣固溶后在 180℃ 時效 4 h 后的力學性能數據。這一數據與硬度曲線能較好的吻合。可以推測,隨著固溶溫度的升高, Mg 在鋁基體中的固溶度增大, 同時溫度上升使得原子的擴散速率增加,促進了 Mg 在鋁基體中的溶解及均勻化,使得時效過程中析出的納米 Mg 2 Si 相增多,強化效果增強。

   試樣在 530℃ 固溶不同時間并在180℃ 時效后硬度隨時間的變化曲線。當固溶時間超過 0.5h后, 不同硬度曲線之間的變化幅度很小,其峰值硬度在 100HV 左右。這說明當固溶時間達到 0.5h 后, Mg 在鋁基體中已經完全溶解并充分均勻化。相比于普通鑄造鋁合金,壓鑄態組織中 α-Al枝晶更為細小,在同樣的固溶溫度下, Mg 元素溶解擴散及均勻化所需的時間更短, 因而所需的固溶時間更短。

    試樣經 530℃ 固溶不同時間并在 180℃ 時效 2h 后的力學性能數據。當固溶時間為0.5h 時,其時效后的強度達到最大值(屈服強度為263.24 MPa , 抗拉強度為 344.53 MPa , 伸長率為15.83% );超過 0.5h 后,強度和伸長率都出現了不同程度的下降, 這與顯微組織中硅相及晶粒的粗化有關。

    試樣壓鑄態、固溶后及 T6 處理后的典型應力 - 應變曲線。

    試樣壓鑄態及經 530℃ 固溶不同時間后 T6 態的拉伸斷口形貌。

    實驗試樣壓鑄態斷口呈現為更明顯的脆性斷裂特征,韌窩特征不明顯。而試樣經 530℃ 固溶 0.25h 后, 斷口就已經出現明顯的韌窩特征。隨著固溶時間的延長,斷口韌窩尺寸不斷變大,從 0.25h 時的 2.8%μm 到 1h 時的 3.5%μm ,再到 2h時的 5.65%μm 。

3 結論

( 1 ) Sr 變質處理的 AlSi10MnMg 合金壓鑄態組織細小,其中,硅相的平均直徑只有 0.37%μm 。固溶處理過程中硅相轉變十分迅速,經 460℃ 固溶 0.5h 后即能使硅相熔斷并球化。

( 2 ) 當固溶時間為 0.5h 時, 試樣 T6 處理后的強度和硬度隨固溶溫度的上升而不斷提高。

( 3 ) 試樣在 530℃ 固溶 0.5h 就可以使 Mg 完全溶解。經過 T6 ( 530℃×0.5h+180℃×2h )熱處理后, 合金獲得的強度最高,其屈服強度為 263.24MPa,抗拉強度為 344.53MPa,伸長率為 15.83% 。

來源:上海東泰機電設備工程有限公司
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