彭 聰,藍珊琳,徐 佐,柴立元,鄭玉林,劉 恢,朱志華,王 凱,劉一順,李世德,崔曉輝
(1.中南大學(xué),湖南 長沙410083;2.中信戴卡股份有限公司,河北 秦皇島066011;3.南南鋁業(yè)股份有限公司,廣西 南寧530031)
汽車零部件中鋁合金材料的占比逐年攀升,利用再生鋁制備零部件成為熱門話題。以回收的廢鋁制品為主要原料,經(jīng)過分揀、預(yù)處理、重熔、鑄造、變形加工等工藝生產(chǎn)汽車零部件[1],無需經(jīng)過礦石開采、堿法制氧化鋁、電解制鋁等原生鋁生產(chǎn)流程[2],大幅減低了能耗與碳排放。因此,利用廢鋁制品再生制備車用鋁合金將大力助推綠色循環(huán)經(jīng)濟發(fā)展。
但是,目前汽車用鋁合金仍以原鋁為主,廢鋁利用率極低[3]??紤]到車輛安全性與操控性能,通常對鋁合金零部件的綜合力學(xué)性能有非常嚴苛的要求,而再生鋁零部件性能通常劣于原生鋁零部件。所以當(dāng)前汽車零部件的鋁合金仍以原生鋁作為原材料,即使添加廢鋁,添加比例通常也很低(不超過10%)。目前制備的汽車用再生鋁產(chǎn)品難以滿足性能要求。提升汽車用再生鋁抗拉強度、拉伸率、硬度等力學(xué)性能,是實現(xiàn)汽車用再生鋁保級或升級利用的關(guān)鍵。本文以廢鋁制品制備再生A356鋁合金過程為研究對象,考察了精煉除雜脫氣、冷卻制度、熱處理條件對再生A356組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響,研選了提升再生A356力學(xué)性能的關(guān)鍵工藝參數(shù),為汽車用再生鋁合金技術(shù)發(fā)展提供了支撐。
試驗所用原料為六種不同化學(xué)成分的廢鋁合金、鎂(99.9% Mg)、硅鋁中間合金(Al-20% Si)、自制精煉劑(Ti-C2Cl6)以及氮氣(N2),不同廢鋁合金樣品化學(xué)成分見表1。
表1 不同廢鋁合金樣品化學(xué)成分 %
設(shè)備為鋁合金熔煉一體式坩堝電阻爐、干燥箱。
試驗流程為:將廢鋁合金熔化后,加入硅鋁合金及鎂片,于740℃保溫,過程中加入精煉劑(Ti-C2Cl6)進行精煉,再保溫一段時間后撈出浮渣,取樣后于室溫下等待不同時間后進行水淬驟冷處理,之后于鋁合金熔煉一體式坩堝電阻爐內(nèi)進行不同條件下熱處理,最終制得再生A356鋁合金,如圖1所示。
圖1 強化再生A356鋁合金試驗流程圖
使用金相顯微鏡、掃描電鏡能譜儀(SEM-EDS)對再生A356鋁合金進行形貌的表征分析,使用CCD直讀光譜儀進行元素含量分析,使用X射線熒光光譜儀(XRF)對浮渣元素含量進行測試,使用X射線衍射儀(XRD)對浮渣結(jié)構(gòu)進行表征分析,使用電子背散射衍射分析技術(shù)(EBSD)對晶粒進行表征分析,使用電子萬能試驗機對再生A356鋁合金的力學(xué)性能(彈性模量、抗拉強度、拉伸應(yīng)變)進行了測試。
經(jīng)過重熔、脫氣除雜、撈渣、澆注后制備的再生A356鋁合金與廢鋁合金原料的元素含量見表2。
廢舊鋁合金經(jīng)過成分調(diào)整后,除了Fe含量因熔煉過程雜質(zhì)引入略微升高,Si、Mg等其它關(guān)鍵元素均滿足車用A356合金標準。
為進一步確定再生A356鋁合金組織中各相組成,對試樣進行XRD分析,結(jié)果如圖2所示。經(jīng)XRD衍射峰與標準卡片比對可知,加入自制Ti-C2Cl6精煉劑脫氣除雜后,合金主要由α-Al相、Si相和β-Fe相組成。
圖2 再生A356鋁合金試樣的XRD圖譜
采用AJTECHCR軟件對樣品表面的背向散射電子繞射(EBSD)檢測進行分析,結(jié)果如圖3所示。對再生鋁合金來說,投加自制Ti-C2Cl6精煉劑后,合金的晶粒得到明顯細化,晶粒尺寸從原來的1 070.8μm降低至629.9μm,推測Ti的加入使鋁合金液當(dāng)中產(chǎn)生了有效形核粒子。故Ti-C2Cl6精煉劑除了脫氣除雜,還具備一定細化晶粒的能力,投加自制精煉劑后,單位面積合金表面的針孔明顯減少,這是由于鋁合金液中壓入的細化劑反應(yīng)生成了大量氣泡,在上浮過程中夾帶了合金液中的氫氣和雜質(zhì),在分離熔體雜質(zhì)元素的同時,有效減少合金內(nèi)部針孔。
圖3 Ti-C2Cl6精煉劑對晶粒尺寸及微觀形貌的影響
不同冷卻制度得到的樣品表面微觀形貌及Si元素的分布情況如圖4所示。圖4(a~d)為澆注結(jié)束間隔5、20、60、120 s后進行室溫水淬驟冷的鑄態(tài)再生A356鋁合金表面微觀形貌。隨著澆注-驟冷時間間隔延長,被Si相包圍的細小α(Al)枝晶明顯變得粗大,可判定灰色等軸晶基體為α-Al,晶界處條狀析出組織為Si相,針狀組織為Al、Fe和Si等元素形成的富鐵相。由圖可知,隨著驟冷時間延長,原本短小分散的纖維狀Si相(圖4e)逐漸粗化為對合金性能不利的片狀(圖4f)。
將澆注后分別間隔5、20、60、120 s后進行室溫水淬驟冷得到的鑄態(tài)再生A356鋁合金進行室溫拉伸性能測試,鑄態(tài)再生合金的應(yīng)力—應(yīng)變曲線如圖5所示,合金樣抗拉強度分別為208、201、183、133 MPa??梢钥闯鲭S澆注-驟冷間隔時間延長,鑄態(tài)合金抗拉強度顯著下降。澆注后立即驟冷可以有效增大過冷度,提高形核率,晶粒越細小,晶界數(shù)目越多,對位錯運動阻礙更大,材料強度也越高;而間隔一段時間后再驟冷,晶粒尺寸增大,相應(yīng)力學(xué)性能則減弱。
圖5 不同冷卻制度的鑄態(tài)再生A356鋁合金應(yīng)力—應(yīng)變曲線
不同熱處理條件下再生A356鋁合金樣品表面Si、Fe、Mg元素分布如圖6所示,圖6(a~c)依次為160℃時效4 h后的Si、Mg、Fe元素的EDS掃描結(jié)果;圖6(d~f)依次為540℃固溶4 h后再160℃時效4 h的Si、Mg、Fe元素的EDS掃描結(jié)果。可以看出,固溶4 h后再160℃時效4 h的樣品,Si相發(fā)生了明顯的球化(圖6d),實現(xiàn)了硅的改質(zhì)。加熱過程中共晶硅向鋁合金基體中固溶擴散,Si相尖角處的曲率半徑小、界面能高,因此該處的Si原子能量較高,會優(yōu)先發(fā)生固溶擴散,使共晶Si的尖角鈍化,曲率半徑變大,形態(tài)趨向圓整。此外,經(jīng)過固溶處理的再生鋁合金,其針狀β-Fe相數(shù)量(圖6f)明顯少于僅時效處理的樣品(圖6c),說明固溶+時效熱處理能抑制β-Fe相生成。如圖6b、圖6e所示的Mg元素分布同樣對合金的綜合性能有著非常顯著的影響。固溶+時效處理后,球化的硅相當(dāng)中并未發(fā)現(xiàn)明顯偏聚的Mg2Si相,此時Mg2Si相分布均勻,無偏聚現(xiàn)象,強化性能最佳,起到了提升合金力學(xué)性能的作用。
圖6 不同熱處理條件的再生A356鋁合金樣品表面元素分布形貌
對不同熱處理條件的再生A356鋁合金進行室溫拉伸性能測試,鑄態(tài)再生合金的應(yīng)力—應(yīng)變曲線如圖7所示,與未經(jīng)熱處理的樣品相比,160℃時效4 h處理、540℃固溶4 h-160℃時效4 h處理的合金室溫拉伸性能都得到提高,合金抗拉強度從201 MPa分別提升至213 MPa和277 MPa。固溶淬火后可得到較多過飽和固溶體,且在時效過程中析出一定數(shù)量Mg2Si強化相,結(jié)合固溶過程硅的改質(zhì)及鎂的勻質(zhì)化作用,共同提高了合金的力學(xué)性能。
圖7 不同熱處理條件的鑄態(tài)再生A356鋁合金應(yīng)力—應(yīng)變曲線
提升再生A356力學(xué)性能的關(guān)鍵工藝參數(shù),即加入自制Ti-C2Cl6精煉劑進行脫氣除雜預(yù)處理,隨后在澆注過程完成后立即進行室溫水淬驟冷處理,最后對其進行540℃/4 h固溶+160℃/4 h時效。
1.通過投加自制Ti-C2Cl6精煉劑,實現(xiàn)脫氣除雜,并可一定程度細化晶粒,有效減少合金內(nèi)部針孔,增強合金力學(xué)性能。
2.隨著澆注-驟冷間隔時間增加,鑄態(tài)合金抗拉強度下降明顯,再生鋁合金澆注后立即驟冷可顯著提供鑄態(tài)鋁合金抗拉性能。
3.與未經(jīng)熱處理相比,固溶+時效熱處理能抑制再生鋁合金β-Fe相生成,同時起到硅改質(zhì)和鎂勻質(zhì)化作用。獲得的鑄態(tài)再生A356鋁合金抗拉強度由201 MPa大幅度提升至277 MPa,滿足車用A356鋁合金標準。
4.本研究優(yōu)選了提升再生A356鋁合金力學(xué)性能的關(guān)鍵工藝參數(shù)。