热处理对压铸AlSi10MnMg合金组织和力学性能的影响 | [PDF全文] |
2. 南通鸿劲金属铝业有限公司,江苏 南通 226000
2. Jiangsu Nantong Hongjin Metal Aluminum Co., Ltd., Nantong 226000, Jiangsu, China
铝合金具有比强度高、延展性较好、导电导热性好、耐腐蚀、耐磨损和易回收再生利用等优点,在汽车、电子通信、轨道交通、医疗等领域得到了较为广泛的应用[1-3]。特别在汽车行业,基于对降低汽车尾气排放量、降低汽车油耗和提高汽车续航里程等的需求,铝合金更多地被用于代替钢铁材料成为汽车的车身材料[4-5]。目前,在汽车制造领域,压铸铝合金比变形铝合金应用更为广泛,因此,铝合金压铸技术及其后续热处理工艺的发展,成为汽车行业用压铸铝合金开发的热点[6]。
压铸AlSi10MnMg合金是属于Al-Si系合金的可热处理的一类合金,其凝固温度区间窄,较多的硅相使得AlSi10MnMg合金的凝固潜热较大、线收缩系数较小,拥有较好的铸造性能和充型性能,且不容易发生缩孔和缩松现象,可用于制造各种汽车结构零部件[7-8]。然而,在非真空普通高压压铸条件下,熔体快速填充模具型腔并冷却成型的过程中,型腔中的部分气体会被高速紊流裹挟进熔体而来不及排出,从而在压铸件中留下气孔等缺陷,导致压铸件力学性能下降[7]。目前,采用高真空压铸技术和开发无需热处理的高强韧压铸铝合金是解决此问题的2个主要方向。
近年来,开发“免热处理”的压铸铝合金是铝行业高度关注的新方向。但是未经热处理的非真空压铸AlSi10MnMg合金的力学性能达不到企业生产要求,而且薄壁类压铸件中的残余应力难以消除。因此,本文结合生产实际,以国内某企业自主改进试制的非真空压铸AlSi10MnMg合金为实验对象,探究不同热处理工艺对AlSi10MnMg合金组织和力学性能的影响;尝试不经固溶-淬火处理,仅进行低温人工时效处理,来提高AlSi10MnMg合金压铸件的综合性能以达到企业的生产要求。
1 实验 1.1 实验材料本实验用的AlSi10MnMg合金为国内某企业通过非真空压铸成形的板状试样,经过打磨去掉毛刺和飞边后,可直接用于拉伸实验,如图 1所示。AlSi10MnMg合金成分如表 1所列。
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1.2 热处理
压铸AlSi10MnMg合金的高温热处理使用SX2-8-10NPXP型箱式坩埚电炉,在500 ℃下进行固溶处理2 h后,进行室温水淬10 s,取出样品迅速擦干后放入TGF-9145SXP型电热鼓风干燥机内,进行180 ℃×6 h的人工时效处理。
低温时效处理同样用TGF-9145SXP型电热鼓风干燥机,分别进行不同时效温度和不同时效时间的低温时效处理。
1.3 力学性能测试在WDW-100C型微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸实验,标距为50 mm,预加载阶段加载速度为2 mm/min,预加载后加载速度为1 mm/min。拉伸试样的尺寸如图 2所示。经不同热处理的试样各取3组数据的平均值,得到抗拉强度、屈服强度和断后伸长率。
1.4 微观组织与断口形貌分析
在经过了不同热处理后的AlSi10MnMg合金试样上通过线切割取得金相试样,分别用400#、600#、1000#和1200#型号的水磨砂纸和金相砂纸进行粗磨、细磨,然后用粒度分别为2.5 μm和0.5 μm的金刚石抛光膏在金相抛光机上进行抛光。用Keller试剂(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)分别腐蚀10 s和20 s后,先用蒸馏水冲洗再用无水乙醇清洗,在MX-6R型正置金相显微镜下拍摄金相照片,在MIRA3-LMH型扫描电镜下拍摄组织微观形貌[9]。
使用日本SMARTA LAB 9K型XRD检测分析AlSi10MnMg合金压铸件的物相组成,扫描速度为2(°)/min,扫描范围2θ=10°~90°,用MDI Jade 6.0软件进行物相分析。用配有Ultim Max 40型EDS探测器的MIRA3-LMH型扫描电镜(SEM)拍摄微观组织、确定组成物相的化学成分和观察断口形貌。
2 结果与分析 2.1 高温固溶淬火+人工时效对非真空压铸AlSi10MnMg合金组织与力学性能的影响高温固溶淬火+人工时效处理后的AlSi10MnMg合金与压铸态的力学性能对比如表 2所列。
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由表 2看出,非真空压铸AlSi10MnMg合金在压铸态下,屈服强度为176.6 MPa,抗拉强度为295.9 MPa,断后伸长率为3.7%。而经过了高温固溶+淬火+人工时效的非真空压铸AlSi10MnMg合金虽然断后伸长率达到了9.0%,相比铸态的提高了141%;但是屈服强度和抗拉强度都有了较大幅度的下降,分别只有110.3 MPa和233.5 MPa,相较于铸态分别降低了37%和21%。
图 3(a)和图 3(c)、图 3(b)和图 3(d)分别是压铸态和经高温固溶+淬火+人工时效的AlSi10MnMg合金的显微组织。从图 3(a)和图 3(b)中可以看到,2种状态下的AlSi10MnMg合金显微组织里都可以观察到粗大的条块状α1-Al、细小圆润的α2-Al、细小弥散的第二相和经Sr变质后变成短小纤维状和杆状的共晶Si[10]。AlSi10MnMg合金在压铸过程中,AlSi10MnMg合金熔体在很短的时间内被压射入模具,模具与熔体之间存在着较大的温差,模具的激冷作用使熔体内过冷度较大,形核点数目增加,形核速率提高,使得共晶Si细化;同时,由于大量Sr吸附于Si相附近,严重阻碍了Si相的长大,抑制了粗大块状和针状的Si相的形成,脆性Si相对基体的割裂作用变小,使得铸件力学性能上升[11-12]。由图 3(c)可以看到,压铸态下有较多数量的细小圆润的共晶Si,也有细长条状和块状的共晶Si,偏析现象较为严重。
铸态下铝硅合金中的纤维状和短小杆状的共晶Si在高温下并不稳定,容易发生颈缩、粒化和球化,这种在不规则曲率效应下的共晶Si的颗粒化可进一步减弱脆性Si相对基体的割裂作用[13-14]。从图 3(d)中可以看出,与压铸态相比,经过固溶淬火+时效的合金中的共晶Si相呈圆状或椭圆状弥散分布于Al基中,数量减少,尺寸增大,偏析现象较弱。可知在高温固溶过程中,长条状和块状的共晶Si发生了熔断和球化,对基体割裂作用减弱,从而提升合金塑性。但由于压铸过程中,熔体快速填充模具型腔并迅速冷却成形,型腔中原有的气体容易被紊流裹挟进熔体而来不及排出,从而在压铸件中留下了气孔和氧化夹杂等缺陷。在高温固溶处理中,铸件中的气体受热膨胀,进一步扩大气孔[15-16]。在拉伸过程中,气孔的存在会使拉伸试样实际承载面积减小,气孔和氧化夹杂物的附近更容易发生应力集中现象,使得铸件在较低的载荷下就产生裂纹并迅速拓展,从而导致过早断裂[13],表现为抗拉强度较低。气孔等缺陷的存在同样会使铸件在高温固溶+淬火处理中,由于受热不均匀而发生弯曲变形现象,大大降低压铸件的尺寸精度和成品率;近铸件表面的气体受热膨胀会使铸件表面发生鼓泡现象,大大降低了压铸件产品表面质量。
综上所述,从力学性能、微观组织和产品质量等方面考虑,非真空压铸AlSi10MnMg合金并不适合高温热处理。
2.2 低温时效处理对AlSi10MnMg合金力学性能与组织的影响 2.2.1 时效温度对AlSi10MnMg合金力学性能与组织的影响表 3所列为时效时间为4 h,不同时效温度下非真空压铸AlSi10MnMg合金的拉伸实验结果,表 3中同时列出了压铸态的力学性能以方便对比。从表 3数据可得,在180 ℃×4 h时效处理下,4号试样的屈服强度和抗拉强度同时达到了最大值,分别为251.8 MPa和327.1 MPa,断后伸长率则由3.7%降低到2.6%。相较于压铸态合金,4号试样的屈服强度和抗拉强度分别提高了42.6%和10.5%,断后伸长率下降程度较低,具有较优的综合力学性能。
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图 4所示为时效时间在4 h下,不同时效温度对AlSi10MnMg合金压铸件力学性能的影响。由图 4可得,在180 ℃以下,试样的屈服强度和抗拉强度随着时效温度的升高有较大幅度的提高,在180 ℃×4 h的时效制度下都达到了最高点。时效温度为190 ℃时,试样的断后伸长率下降幅度较大,屈服强度和抗拉强度也有一定幅度的下降。时效温度在190 ℃以上,试样的各项性能随时效温度的升高无明显的变化。
图 5所示为时效时间为4 h,不同时效温度下AlSi10MnMg合金的显微组织。从图 5可以看出,经不同时效热处理后的合金组织差异不大,都是由较粗大的α1-Al、圆润细小的α2-Al和不规则分布的短小纤维状、层片状和颗粒状的Al-Si共晶组成。在紧贴着α-Al的晶界处,还可以观察到灰色圆块状的富锰相。在α-Al基体内,可以看到细小的或呈球状或呈针状的黑色第二相,结合XRD分析可知这是Al2FeSi相[17]。
压铸过程中,由于模具的激冷作用,Mg、Si、Mn等溶质原子来不及从快速凝固的铝基体中析出并形成第二相,形成了过饱和固溶体。在时效过程中,溶质原子不断脱溶,先形成与基体完全共格的原子团簇,即G.P.区,从而引起点阵畸变,位错运动阻力增大,合金强度升高;随着溶质原子继续脱溶,G.P.区向连续的针状β"过渡相转变,β"相长大到一定尺寸后,与基体呈共格关系,引起更大的点阵畸变,此时合金的强度达到最大值,合金处于峰值时效阶段;β"相继续长大,会转变为不连续的针状或杆状的β′相,β′相与基体呈局部共格关系,此时合金的强度有所下降;β′相进一步长大,会变成与基体完全不共格的β稳定相,析出相不断粗化,合金的强度进一步下降,处于过时效阶段[7, 12]。由拉伸实验的结果可知,时效温度的升高会加快溶质原子的脱溶和聚集;在180 ℃×4 h的时效制度下,合金处于峰值时效阶段,屈服强度和抗拉强度同时达到最大值;同一时效时间下,时效温度升高,合金进入过时效阶段,合金的强度有所下降;进一步升高温度,合金的强度变化不大。
2.2.2 时效时间对AlSi10MnMg合金力学性能与组织的影响表 4所列为时效温度为180 ℃,不同时效时间处理的AlSi10MnMg合金与压铸态合金的力学性能对比。图 6所示为不同时效时间对AlSi10MnMg合金试样力学性能的影响。从结果可得,相较于压铸态合金,经时效处理后的合金试样强度均有较大的提升,断后伸长率则有不同幅度的下降。180 ℃×2 h时效处理后的合金具有最大的抗拉强度,为337.5 MPa,断后伸长率则下降为3.1%;180 ℃×4 h时效处理后的合金则具有最高的屈服强度,为235.1 MPa,断后伸长率较压铸态有较大幅度的下降,试样较早断裂,因此抗拉强度反而达不到最高。随着时效温度的升高,抗拉强度的降低幅度更大,屈服强度也有所下降。对于汽车结构件而言,合金的屈服强度具有更高的价值。因此,结合0-11号试样的拉伸性能测试结果可知,180 ℃×4 h时效制度处理下的AlSi10MnMg合金具有较优的综合力学性能。
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图 7所示为时效温度为180 ℃,不同时效时间下AlSi10MnMg合金的显微组织。从图 7中可以看到,Al-Si共晶分布不均匀,形状不规则,共晶组织的微观偏析会使合金的抗腐蚀性能和力学性能下降[18]。图 7(e)中可看到α-Al晶界处有黑色的氧化夹杂物,还可观察到明显的缩孔现象,这些缺陷在合金受载时容易成为裂纹源,使合金的综合性能下降,也是造成合金性能不稳定的主要原因。
2.3 低温时效处理对AlSi10MnMg合金第二相的影响
图 8所示为压铸态AlSi10MnMg合金试样的SEM图及其Mn、Mg元素的面分布图。图 9是经180 ℃×4 h时效处理后的合金试样SEM图及Mn、Mg元素面分布图。对比图 8和图 9可以看出,经时效处理后,Mn和Mg原子从基体脱溶并主要富集于晶界处。通过EDS分析图 8和图 9中各点的元素成分及含量,结果见表 5;结合XRD分析确定AlSi10MnMg合金的主要相,结果见图 10。由表 5和图 10可知,图 8(a)和图 9(a)中分布在晶界处的亮白色点主要为Mn6Si相,由于第二相与α-Al基体和Al-Si共晶十分接近,因此能谱结果中Al和Si的含量偏高。压铸态中的Mn6Si相较细小圆润,经时效处理后,该相数量增多,体积增大,对位错的钉扎作用变大,还可造成位错运动过程中的塞积和缠结,大大提高了合金的屈服强度。但粗大且形状不规则的第二相对基体有割裂作用,在受载时第二相尖端容易产生应力集中,引发裂纹并拓展,因此时效后合金的塑性会有所下降。由于Mg含量较少,XRD检测不到富Mg相,由能谱点扫分析可得,图 9(a)中孔洞边缘存在着Mg2Si强化相,Mg2Si相的析出会导致合金发生时效硬化效应,其余的Mg原子则固溶到基体中,起固溶强化作用。
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2.4 低温时效处理对AlSi10MnMg合金断口形貌的影响
不同状态下的AlSi10MnMg合金室温拉伸断口形貌见图 11。在图 11(a)、图 11(b)中都可看到明显的“河流状花样”,这是解理断裂的典型特征。在拉伸过程中,裂纹往往从脆性的共晶Si相处开始形成和发展,随后穿过晶粒沿着晶界向相邻晶粒传播,形成解理面和解理台阶,为脆性断裂特征[19-20]。图 11中还可以观察到撕裂棱和韧窝,表明该合金试样断裂方式为脆韧混合断裂[19, 21]。撕裂棱和韧窝越多,材料发生的塑性变形程度越高,塑性越好。图 11(a)中还可以观察到孔洞缺陷,这是金属熔体在充型过程中发生的卷气现象导致的[22]。对比图 11(a)、图 11(b)可知,低温时效处理并未改变合金的断裂方式,第二相的粗化是试样塑性下降的主要原因。
3 结论
1)与压铸件相比,经过高温固溶+淬火+人工时效的AlSi10MnMg合金试样断后伸长率上升,而屈服强度和抗拉强度分别只有110.3 MPa和233.5 MPa,分别降低了37%和21%,达不到实际生产要求,且产品容易出现弯曲变形和鼓泡等现象。从经济性、实用性等方面考虑,非真空压铸AlSi10MnMg合金并不适合进行高温热处理。
2)不经固溶-淬火处理,仅进行低温时效处理可有效提高AlSi10MnMg合金的强度。在180 ℃×4 h时效处理下的合金具有最佳的综合性能,其屈服强度和抗拉强度分别达到251.8 MPa和327.1 MPa,与压铸件相比有较大的提高,断后伸长率则有所降低。
3)经时效处理后,AlSi10MnMg合金中主要的强化相为Mn6Si和Mg2Si相,断裂方式为脆、韧混合型断裂。
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