張洪坤

(攀鋼集團(tuán)西昌鋼釩有限公司冷軋廠，四川西昌 615012)

1 前言

近年來Al－Si－Cu合金由于其良好性能在我國應(yīng)用十分廣泛，但國內(nèi)對(duì)其在低溫下的力學(xué)性能和物理性能研究得甚少。隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，鋁合金的在低溫和極低溫環(huán)境中應(yīng)用增加，以及鋁合金在深冷下加工和處理等一系列新技術(shù)應(yīng)運(yùn)而生，研究工作就顯得尤為重要。

本文針對(duì)低溫環(huán)境下的應(yīng)用，設(shè)計(jì)出Al－Si－Cu合金合理的熔煉、變質(zhì)處理工藝及低溫拉伸試驗(yàn)方案，并通過金相觀察等方法對(duì)Al－Si－Cu鋁合金進(jìn)行微觀組織觀察，得到鍶變質(zhì)后Al－Si－Cu鋁合金主要力學(xué)性能(E、σs、σb、δ、ψ 等)隨溫度變化的規(guī)律。

2 Al－Si－Cu合金的熔煉

2．1 Al－Si－Cu合金的精煉

本實(shí)驗(yàn)采用重力金屬型澆鑄。鋁合金的熔煉過程中，要對(duì)鋁液進(jìn)行精煉處理，以除去鋁液中的夾雜和氣體，獲得優(yōu)良的鋁液。鋁合金的除氣和除渣往往是同時(shí)完成的，而且除渣更為重要，只有徹底除去氧化夾雜，才能獲得致密的鑄件。

實(shí)驗(yàn)采用吸附精煉法，其基本原理是通過向合金液內(nèi)加入溶劑與合金液發(fā)生反應(yīng)，獲得無氫氣泡，然后利用這些小氣泡在上浮過程中吸附氫氣和氧化夾雜物，并攜帶到合金液面而實(shí)現(xiàn)除氣和去渣。

本實(shí)驗(yàn)中，對(duì)Al－Si－Cu合金采用無毒精煉劑進(jìn)行精煉處理。目前國內(nèi)使用的無毒精煉劑典型配方見表1。

表1 常用無毒精煉劑的典型配方

無毒精煉劑精煉主要是利用在高溫下由于熱能作用生成不溶于鋁合金液的N2、CO2、NO等氣體起精煉作用。無毒精煉劑加入鋁合金液后會(huì)發(fā)生如下反應(yīng):

由于反應(yīng)生成的N2和CO2的沸騰作用，氣泡上浮時(shí)將把氫和非金屬夾雜物帶出鋁液，所以這種混合物的除氣效果很好。六氯乙烷是反應(yīng)的催化劑，可使反應(yīng)更容易進(jìn)行。食鹽與耐火磚粉是作為惰性介質(zhì)加入的，加入后有促使氣泡細(xì)化的作用，從而達(dá)到增加氣體與鋁液的接觸面積。并且耐火磚粉在鋁液中會(huì)燒結(jié)成塊，精煉完畢，NaNO3或KNO3和石墨粉全部燒去，只留下孔洞，精煉溶劑殘?jiān)酝暾纳细〉胶辖鹨罕砻?，很容易除去?/p>

加入無毒精煉劑精煉的實(shí)質(zhì)是，使脫氫用的氣體以非常細(xì)小的氣泡上升以增加其與鋁液相接觸的面積，這樣便可加速氣體與鋁液中氫反應(yīng)，增加氫擴(kuò)散進(jìn)氣泡的機(jī)會(huì)，進(jìn)而達(dá)到脫氣的目的。精煉溫度一般為690～720℃，精煉時(shí)間為5～12 min，靜置時(shí)間為5～8 min。

本實(shí)驗(yàn)Al－Si－Cu鋁合金熔煉過程中采用加入無毒精煉劑精煉，精煉時(shí)間5min，靜置5min。

2．2 Al－Si－Cu合金液的保護(hù)

由于Al－Si－Cu合金同空氣中的氧或氣體氧化物(H2O、CO2、SO2)相互反應(yīng)，在鋁液表面形成氧化鋁膜(γ－Al2O3)。氧化鋁膜在700～800℃很致密，能阻止氧向鋁液中擴(kuò)散，因此不需要其他保護(hù)方法熔化。

2．3 Al－Si－Cu鋁合金的鍶變質(zhì)處理

由于鋁硅銅合金中的共晶硅呈粗大針狀或板狀，會(huì)顯著降低合金的強(qiáng)度和塑性，所以一般都要進(jìn)行變質(zhì)處理，以達(dá)到改變共晶硅形貌和使合金性能得到提高的目的。研究表明，Sr的變質(zhì)作用可持續(xù)5～7h，可反復(fù)重熔，無腐蝕作用。隨著生產(chǎn)技術(shù)的發(fā)展和Sr價(jià)格的降低，使其規(guī)模不斷擴(kuò)大。

用鍶變質(zhì)時(shí)，鍶的加入量為鋁液質(zhì)量的0.02% ～0.06%，以Al－Sr中間合金的形式加入。Al－Sr中間合金的含Sr量一般為4%～6%，斷口呈粗大發(fā)亮的結(jié)晶。用Al－Sr中間合金變質(zhì)處理時(shí)，變質(zhì)溫度在720℃左右即可。

Al－Sr中間合金加入鋁液熔清15分鐘后才能出現(xiàn)明顯的變質(zhì)效果，變質(zhì)有效時(shí)間為6～7小時(shí)，所以鍶變質(zhì)處理可在精煉前進(jìn)行，這樣可提高合金的冶金質(zhì)量。但變質(zhì)后不能用氯鹽精煉，因?yàn)殒J變質(zhì)后合金液吸氯傾向增大。由于鍶變質(zhì)有效時(shí)間長(zhǎng)，回爐料中的鍶也起一定的變質(zhì)作用，所以計(jì)算加入量是應(yīng)該考慮回爐料中的鍶含量。不過鍶對(duì)合金的過變質(zhì)作用小。

Al－Si合金用Sr變質(zhì)后，共晶硅由針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀，合金組織得到細(xì)化，從而使合金性能得到提高。Sr(鍶)變質(zhì)對(duì)冷卻速度不敏感，但Sr化學(xué)性質(zhì)極為活潑，極易氧化和使鋁液吸氫;Sr變質(zhì)的潛伏期較長(zhǎng)，吸氣傾向嚴(yán)重，合金易產(chǎn)生縮松，使致密性下降;由于Sr的氯化反應(yīng)使Sr燒損嚴(yán)重，所以用Sr變質(zhì)時(shí)不宜用氯鹽精煉，最好通氬或氮?dú)?此外，變質(zhì)元素Te、Sb等對(duì)Sr的變質(zhì)有干擾作用，但可以和Na(鹽)同時(shí)使用，二者互為補(bǔ)充，效果為既沒有變質(zhì)潛伏期，又有足夠的長(zhǎng)效性。

因此，本課題綜合考慮選用鍶鹽變質(zhì)劑。

2．4 Al－Si－Cu合金的配料及熔煉工藝

2．4．1 熔煉設(shè)備工具及材料

設(shè)備工具:SX2－10－13箱式電阻爐、CS101－3電熱干燥箱、300 mL坩堝、金屬型模具、壓瓢、攪拌棒、虎口鉗、電子天平、角磨機(jī)、切割機(jī)、燒杯等。

材料:ZL102(Si含量 12.4%)、Al－Cu中間合金(Cu含量51.89%)、純鋁、精煉劑、鍶鹽變質(zhì)劑、涂料(用溫水按照體積1∶1配兌)、純凈水。

本實(shí)驗(yàn)規(guī)定Al－Si－Cu合金中Si含量為9.3%，Cu含量為3.3%，其余為Al。

2．4．2 熔煉工藝

(1)熔煉準(zhǔn)備

①清爐和洗爐;

②預(yù)熱坩堝和工具到200～300℃;

③刷涂料:包括金屬型模具、攪拌棒、坩堝、壓瓢等;

④清理和預(yù)熱爐料;

⑤準(zhǔn)備除氣劑和變質(zhì)劑等(除氣劑占爐料0.04%，變質(zhì)劑占爐料0.08%);

⑥配料計(jì)算:ZL102:375.00 g，Al－Cu中間合金:31.80 g，純鋁:93.20 g，除氣劑:2 g，變質(zhì)劑:4 g。

(2)裝料

(3)熔煉及精煉

爐料裝完后，升溫熔化。采用分段加熱，一直加熱到900～950℃，停留15分鐘后開始降溫，降到720～730℃時(shí)，保溫30分鐘。接著加入占爐料0.04%的除氣劑，攪拌后放回爐中靜置3～5分鐘，撇渣。攪拌時(shí)，用攪拌棒沿同一方向攪拌，并用壓瓢上下攪拌。撇渣應(yīng)做到快速又平穩(wěn)，直至合金液呈鏡面為止。

(4)變質(zhì)處理

720～730℃溫度下，加入占爐料0.08%的鍶鹽變質(zhì)劑，放回爐中保持15分鐘，然后攪拌，去渣。再放回爐中。

(5)澆注

變質(zhì)處理完后，溫度調(diào)到700±5℃，取出坩堝，進(jìn)行澆注。注意澆注時(shí)金屬模具在烘箱中保持100℃再取出，不能在有“過堂風(fēng)”的場(chǎng)合下澆注，澆注時(shí)保持平穩(wěn)。

(6)開模取樣并檢查。

3 低溫拉伸試驗(yàn)及結(jié)果分析

低溫拉伸試驗(yàn)在配備高低溫試驗(yàn)箱的CMT5305微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用液氮制冷，分別設(shè)定溫度24℃、－28℃、－40℃、－60℃、－80℃、－100℃。為使保溫箱內(nèi)試樣完全達(dá)到設(shè)定溫度，到達(dá)溫度后保持幾分鐘。每個(gè)溫度點(diǎn)至少試驗(yàn)5根試樣棒，以獲得更為準(zhǔn)確的數(shù)據(jù)。本實(shí)驗(yàn)操作執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228．1－2010，即金屬材料拉伸試驗(yàn)(位移－棒材)高低溫試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)。

3．1 拉伸曲線

在液氮制冷低溫下，通過CMT5305微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)得Al－Si－Cu合金不同溫度下拉伸曲線如圖1所示。

圖1 Al－Si－Cu鋁合金不同溫度下拉伸曲線

由圖1可以看出:

(1)從24℃到－100℃范圍內(nèi)，拉伸曲線的形狀相似，基本沒有明顯的屈服階段，且其彈性階段、屈服階段和強(qiáng)化階段從曲線上看是圓滑過渡的。

(2)隨著溫度的降低，鋁硅銅合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均升高。

(3)常溫下部分曲線放大后能夠觀察到屈服齒及下屈服點(diǎn)，且彈性階段、屈服階段和強(qiáng)化階段過渡并不平滑。

3．2 強(qiáng)度指標(biāo)分析

這里主要考察屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度，本實(shí)驗(yàn)每個(gè)溫度點(diǎn)均試驗(yàn)至少五根試樣。其中抗拉強(qiáng)度由試驗(yàn)系統(tǒng)報(bào)告直接給出，屈服強(qiáng)度采用圖解法計(jì)算得到。試驗(yàn)測(cè)得Al－Si－Cu合金不同溫度下屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度見表2。

表2 Al－Si－Cu合金低溫強(qiáng)度指標(biāo)

圖2 Al－Si－Cu鋁合金低溫強(qiáng)度指標(biāo)

由表1及圖2表明，隨著溫度的降低，Al－Si－Cu合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均提高，且抗拉強(qiáng)度的增大速度高于屈服強(qiáng)度。A38鋁合金屈服強(qiáng)度隨溫度的降低而升高，同時(shí)表明，隨溫度的下降，Al－Si－Cu合金的強(qiáng)度儲(chǔ)備升高，韌性變好。

Al－Si－Cu合金屈服強(qiáng)度隨溫度降低而升高可以用錯(cuò)理論來解釋。屈服應(yīng)力σ(T)用位錯(cuò)受到的短程阻力(σth)和長(zhǎng)程阻力(σi)之和來表示，如下式(3－1)所示:

由于在低溫下晶格熱振動(dòng)能變小，位錯(cuò)移動(dòng)跨越勢(shì)壘所需的外力增大，即短程阻力σth隨溫度降低而增大。對(duì)于長(zhǎng)程力來說，由于位錯(cuò)攀移所需的外力不是很大，因而長(zhǎng)程阻力σi隨溫度降低而變化不大。綜合來看，屈服應(yīng)力σ(T)隨溫度降低而增大。

大多數(shù)金屬由于溫度降低而發(fā)生脆性斷裂，是因?yàn)槠淝?qiáng)度比抗拉強(qiáng)度隨溫度降低增加得更多，所以這些材料在低溫下達(dá)到其屈服點(diǎn)之前就可能斷裂了。而對(duì)于鋁合金這樣的面心立方晶格結(jié)構(gòu)的合金，隨溫度降低，抗拉強(qiáng)度的增加要比屈服強(qiáng)度的增加大的多。因此，在 －100℃ ～ －28℃低溫范圍內(nèi)，隨溫度降低，Al－Si－Cu合金抗拉強(qiáng)度的增加要比屈服強(qiáng)度的增加大得多，不會(huì)因?yàn)榍?qiáng)度高于抗拉強(qiáng)度，導(dǎo)致由韌性狀態(tài)向脆性狀態(tài)的轉(zhuǎn)變。

3．3 塑性指標(biāo)分析

鋁合金的塑性指標(biāo)包括伸長(zhǎng)率和斷面收縮率。測(cè)量采用多次測(cè)量取平均值方法，數(shù)據(jù)匯總后得到表3塑性試驗(yàn)結(jié)果。

表3 Al－Si－Cu合金低溫塑性指標(biāo)

圖3 Al－Si－Cu合金低溫塑性指標(biāo)

表3和圖3表明，隨溫度的降低，Al－Si－Cu合金的延伸率升高，斷面收縮率隨溫度降低也緩慢升高。在－100oC～－28oC溫度范圍內(nèi)，Al－Si－Cu合金的塑性隨著溫度的降低而提高。

鋁合金的塑性改善可以用加工硬化指數(shù)和溫度關(guān)系來解釋，真應(yīng)力－應(yīng)變曲線可以用式(3－2)來表示:

其中 σ為真應(yīng)力;ε為真應(yīng)變;n為加工硬化指數(shù);K為常數(shù)。另外拉伸過程中變形應(yīng)力達(dá)到一定值就會(huì)產(chǎn)生位錯(cuò)的交滑移，其頻率ν可用式(3－3)來表示:

式中 Qc為交滑移活化能;ν0為實(shí)驗(yàn)常數(shù)。

由上式可知，隨溫度降低位錯(cuò)的交滑移愈不容易發(fā)生，交滑移進(jìn)行的難度增加，因此交滑移發(fā)生頻率ν降低，流變應(yīng)力與加工硬化能力增加，加工硬化能增大，從而使得加工硬化指數(shù)n增大，變形均勻性增強(qiáng)。同時(shí)低溫拉伸時(shí)，加工硬化指數(shù)的增加還可增加可抑制微孔的長(zhǎng)大，進(jìn)而使合金在強(qiáng)度提高的同時(shí)，伸長(zhǎng)率有所增加或與常溫狀態(tài)下保持不變。

3．4 彈性指標(biāo)分析

這里彈性指標(biāo)考察的是彈性模量。彈性模數(shù)是應(yīng)力和應(yīng)變之間的比例系數(shù)，即E=σ/ε，可視為衡量材料產(chǎn)生彈性變形難易程度的指標(biāo)。試驗(yàn)測(cè)得Al－Si－Cu合金變質(zhì)后各溫度彈性模量見表4。

表4 Al－Si－Cu合金低溫彈性模量

圖4 Al－Si－Cu合金低溫彈性模量曲線

從表4和圖4可以看出，隨著溫度的較低，Al－Si－Cu合金彈性模量增加，但增加不是很明顯，那么其發(fā)生一定彈性變形的應(yīng)力也越大，即材料剛度越大。也就是說，隨溫度降低，在一定應(yīng)力作用下，Al－Si－Cu合金發(fā)生彈性變形越小。

4 組織形貌觀察及結(jié)果分析

截取低溫拉伸后的試樣在常溫下分別用砂紙打磨，然后在MP－2A磨拋機(jī)上拋光，用0．5%的氫氟酸溶液腐蝕，腐蝕后的試樣吹干后在金相顯微成像系統(tǒng)進(jìn)行觀察并拍照。

浸蝕后的Al－Si－Cu合金(經(jīng)鍶鹽變質(zhì)處理)的鑄態(tài)顯微組織如圖5及6所示。圖5為經(jīng)－28℃低溫拉伸后的金相組織，圖6為經(jīng)－80℃低溫拉伸后的金相組織。合金中主要有α(Al)固溶體、共晶Si相、A12Cu。組織中α(Al)固溶體呈枝晶狀分布，A12Cu相以灰色的珊瑚狀斷續(xù)地分布于晶界處，數(shù)量較少，共晶硅呈顆粒狀和短棒狀分部在亮白色枝晶狀α(Al)固溶體周圍，但在局部發(fā)現(xiàn)針片狀的共晶硅。

圖5 Al－Si－Cu合金經(jīng)－28℃拉伸后的金相組織

圖6 Al－Si－Cu合金經(jīng)－80℃拉伸后的金相組織

從組織中可以看到，初生α(Al)固溶體呈較為粗大的枝晶狀生長(zhǎng)。共晶硅呈顆粒狀分布，這是由于加入鍶變質(zhì)處理后，原本枝晶狀或針片狀的共晶硅分割成幾段，針片狀的形貌改變?yōu)槎贪魻?，尖銳的棱角變得較為圓滑，晶界處的化合物分布均勻，這些都降低了原合金中針片狀化合物對(duì)基體的割裂作用，因此較大幅度地提高了合金的強(qiáng)度。但在個(gè)別試樣組織中發(fā)現(xiàn)部分呈針片狀的共晶硅，原因是合金未充分變質(zhì)，合金中有一定的共晶硅區(qū)域偏析。原因可能是在共晶結(jié)晶過程中，Al屬于粗糙界面的連續(xù)長(zhǎng)大，Si屬于光滑界面的側(cè)面擴(kuò)展長(zhǎng)大。在Al－Si共晶轉(zhuǎn)變過程中，Si為領(lǐng)先相，離異共晶也可能會(huì)導(dǎo)致共晶硅發(fā)生區(qū)域偏析。同時(shí)發(fā)現(xiàn)A12Cu相沿晶界呈珊瑚狀分布晶界周圍，原因可能是在不平衡結(jié)晶條件下，由于固溶體枝晶偏析的出現(xiàn)，固相線向左下方偏移。于是合金冷卻至共晶溫度以下時(shí)仍有少量液相存在，此時(shí)，液相成分接近共晶成分，將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿w(a+A12Cu)。這種共晶體具有離異共晶的特征，即在樹枝狀的a(Al)固溶體之間分布著共晶體中的A12Cu相。

Al－Si－Cu合金在鑄態(tài)下的主要組成相，除α(Al)、Si和 Al2Cu強(qiáng)化相外，還可能出現(xiàn)的 β(Al9Si2Fe2)、AlMnSiFe等相，估計(jì)可能存在少量Fe相、Mg相等，這需要通過XRD等手段進(jìn)一步檢測(cè)。

5 結(jié)論

(1)在－100～－28℃溫度范圍內(nèi)，變質(zhì)處理后的Al－Si－Cu合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨溫度的降低均升高。隨溫度降低，Al－Si－Cu合金抗拉強(qiáng)度的增加要比屈服強(qiáng)度的增加大得多，不會(huì)因?yàn)榍?qiáng)度高于抗拉強(qiáng)度，導(dǎo)致由韌性狀態(tài)向脆性狀態(tài)的轉(zhuǎn)變。

(2)在－100～－28℃溫度范圍內(nèi)，變質(zhì)處理后的Al－Si－Cu合金的伸長(zhǎng)率和斷面收縮率隨溫度的降低略有上升，說明在低溫下Al－Si－Cu合金的塑性隨溫度的降低而變得更好。

(3)通過對(duì)低溫拉伸后的Al－Si－Cu合金金相觀察，在－100～－28℃溫度范圍內(nèi)溫度越低，Al－Si－Cu合金組織越細(xì)化。

(4)變質(zhì)后的Al－Si－Cu合金在低溫下具有增強(qiáng)增韌現(xiàn)象，表明其低溫下性能更優(yōu)良，其低溫應(yīng)用前景十分看好。

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