孫小燕,張 會(huì),王順成,羅銘強(qiáng),陳文泗
(1.廣東省材料與加工研究所,廣東 廣州 510650;2.廣東興發(fā)鋁業(yè)有限公司,廣東 佛山 528000)
A1-Mg-Si-Mn合金是可熱處理強(qiáng)化的中高強(qiáng)度鋁合金,具有優(yōu)良的成形性能、焊接性能和耐腐蝕性能等優(yōu)點(diǎn),廣泛應(yīng)用于汽車、船舶、軌道交通、飛機(jī)和機(jī)械裝備等領(lǐng)域,如橋梁、起重機(jī)、屋頂構(gòu)架、運(yùn)輸機(jī)、運(yùn)輸船等[1-3]。但A1-Mg-Si-Mn合金的合金元素含量較高,合金凝固結(jié)晶溫度范圍較寬,半連續(xù)鑄造A1-Mg-Si-Mn合金鑄錠,晶粒通常較為粗大且不均勻,元素偏析和熱裂傾向較大,嚴(yán)重影響鑄錠的后續(xù)加工性能和產(chǎn)品的組織性能[4-6]。為了優(yōu)化A1-Mg-Si-Mn合金的半連續(xù)鑄造工藝,獲得高質(zhì)量的A1-Mg-Si-Mn合金鑄錠,本文采用半連續(xù)鑄造工藝制備A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金鑄錠,研究了鑄造溫度和鑄造速度對(duì)A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金顯微組織與力學(xué)性能的影響。
實(shí)驗(yàn)材料為A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金,采用純鋁錠(99.7%,質(zhì)量百分比,下同)、純鎂錠(99.8%)、A1-20Si中間和A1-50Mn中間合金熔煉配制,經(jīng)SPECTROMAX光電直讀光譜儀測定,其化學(xué)成分為:Mg0.78%,Si0.95%,Mn0.55%,F(xiàn)e0.13%,余量為A1和可不避免的雜質(zhì)元素。
實(shí)驗(yàn)設(shè)備為300 Kg鋁合金熔煉爐和半連續(xù)鑄造機(jī),在鋁合金熔煉爐內(nèi)于760℃加熱熔化A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金,然后用高純氬氣和鋁合金精煉劑對(duì)鋁合金液進(jìn)行噴吹精煉除氣除雜,扒渣后再靜置30min,最后將鋁合金液半連續(xù)鑄造成直徑110mm的鋁合金鑄錠。為了研究鑄造溫度和鑄造速度對(duì)半連續(xù)鑄造鋁合金鑄錠顯微和力學(xué)性能的影響,實(shí)驗(yàn)分兩組進(jìn)行,第一組實(shí)驗(yàn):鑄造速度為180mm/min,冷卻水流量為40L/min,鑄造溫度分別為680℃、700℃和720℃。第二組實(shí)驗(yàn):鑄造溫度為700℃,冷卻水流量為40L/min,鑄造速度分別為140mm/min、160mm/min、180mm/min和200mm/min。
實(shí)驗(yàn)完成后,分別在鋁合金鑄錠橫截面的邊部和心部取樣,試樣經(jīng)磨制、拋光和腐蝕后,在LEICA-DMI3000M金相顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。將試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,試在DNS200型電子拉伸機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸,拉伸速度為1 mm/min,拉伸試樣的形狀尺寸如圖1所示。
圖1 拉伸試樣的形狀尺寸示意圖
圖2為鑄造溫度對(duì)半連續(xù)鑄造A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金鑄錠顯微組織的影響。從圖2可看到,當(dāng)鑄造溫度為720℃時(shí),鑄錠心部和邊部的晶粒尺寸差別較大,心部晶粒尺寸大于邊部的晶粒尺寸,當(dāng)鑄造溫度為700℃時(shí),鑄錠心部和邊部均是細(xì)小的均勻的等軸晶組織,當(dāng)鑄造溫度進(jìn)一步降低為680℃時(shí),鑄錠心部和邊部是較為粗大的薔薇狀枝晶組織,且心部和邊部的組織差別進(jìn)一步增大,如圖2(e)和(f)所示。
圖2 鑄造溫度對(duì)半連續(xù)鑄造鋁合金鑄錠顯微組織的影響
由此可見,當(dāng)鑄造溫度過高時(shí),鑄錠心部鋁液凝固速度較慢,鑄錠邊部和心部有較大的溫度梯度,導(dǎo)致鑄錠心部晶粒不斷長大;當(dāng)鑄造溫度為700℃時(shí),在該溫度下,金屬熔體有較好的流動(dòng)性,使溫度場趨于均勻,促進(jìn)了形核數(shù)目的增加,最終獲得均勻細(xì)小的凝固組織;當(dāng)鑄造溫度過低時(shí),由于接近金屬的凝固點(diǎn),合金液體很快進(jìn)入固液兩相區(qū),因其粘度較大,組織較粗大,且分布也不均勻。因此,對(duì)于半連續(xù)鑄造,適當(dāng)?shù)奶岣哞T造溫度有利于獲得細(xì)小球形組織。
由上述分析可知,在半連續(xù)鑄造過程中,鑄造工藝參數(shù)對(duì)鑄錠的組織與性能有較大的影響,鑄造速度過快,冷卻水只能冷卻外部極薄的一層金屬液體,而很難達(dá)到鑄錠的內(nèi)部,這就在鑄錠中心部位留下了大量得固液兩相區(qū)和完全的熔體區(qū)域,這時(shí),夾雜、氣體都不易浮上來,容易產(chǎn)生縮孔,氣泡,偏析等缺陷的產(chǎn)生。
同時(shí),鑄錠不同半徑尺寸處的溫度差增大,對(duì)于獲得均勻的組織和性能也不利;若鑄造速度過慢,易造成鑄錠心部快速凝固,形核數(shù)目減少,同時(shí)由于鑄錠過早形成凝固殼,增大了與結(jié)晶器壁的摩擦力,鑄錠表面質(zhì)量降低。此外,鑄造溫度過高,容易造成鑄錠內(nèi)外溫度過高,組織不均勻等現(xiàn)象,但鑄造溫度過低時(shí),由于接近金屬的凝固點(diǎn),合金液很快進(jìn)入液固兩相區(qū),組織較粗大。
圖3為A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨鑄造溫度的變化曲線。
圖3 鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨鑄造溫度的變化曲線
從圖3可看到,鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨著鑄造溫度的升高,先升高再下降。當(dāng)鑄造溫度為700℃時(shí),鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能最高,抗拉強(qiáng)度為268.4 MPa,伸長率為9.7%。
圖4為鑄造速度對(duì)半連續(xù)鑄造A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金鑄錠顯微組織的影響。
從圖4可看到,隨著鑄造速度的增加,鑄錠試樣的顯微組織在不斷的細(xì)化,在鑄造速度為180mm/min時(shí),顯微組織非常的均勻細(xì)小,以等軸晶的形式存在,且鑄錠的邊部和心部的晶粒大小和形狀基本沒有差別,如圖4(e)和(f)所示,當(dāng)鑄造速度進(jìn)一步增加到200 mm/min時(shí),鑄錠的顯微組織發(fā)生了明顯的變化,在鑄錠的邊部為較為細(xì)小的等軸晶,在鑄錠的心部鑄錠是較為粗大的薔薇狀枝晶,如圖4(g)和(h)所示。
圖4 鑄造速度對(duì)半連續(xù)鋁合金鑄錠顯微組織的影響
上述實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,在保證鑄錠成形的前提下,適當(dāng)提高鑄造速度有利于改善鑄錠內(nèi)部晶粒的分布均勻性,當(dāng)鑄造速度過大時(shí),溶體內(nèi)部溫度梯度分布不均勻,同時(shí)液穴深度較高,而鑄造速度較小時(shí),鑄錠冷卻速度過快,形核數(shù)目減少,同時(shí)由于鑄錠過早形成凝固殼,增大了與結(jié)晶器壁的摩擦力,鑄錠表面質(zhì)量降低。
圖5為A1-0.78Mg-0.95Si-0.55Mn合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨鑄造速度的變化曲線。
從圖5可看到,鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨著鑄造速度的增加,先逐漸升高,然后再下降。當(dāng)鑄造速度提高到180mm/min時(shí),鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)達(dá)到最高,抗拉強(qiáng)度為268.4 MPa,伸長率為9.7%。
圖5 鋁合金鑄錠的拉伸力學(xué)性能隨鑄造速度的變化曲線
(1)降低鑄造溫度和提高鑄造速度,鋁合金液的彎液面曲率半徑以及鋁合金液與結(jié)晶器接觸高度減小,初凝殼形成位置點(diǎn)降低,液穴深度也隨之相應(yīng)減小,有利于鑄錠的成型和提高鑄錠的表面質(zhì)量。
(2)當(dāng)鑄造溫度為700℃、鑄造速度為180mm/min、冷卻水流量為40L/min時(shí),鑄錠橫截面的晶粒組織均勻細(xì)小,鋁合金鑄錠的抗拉強(qiáng)度為268.4 MPa,伸長率為9.7%。