6061合金

2024-08-04

6061合金（共4篇）

6061合金篇1

铝合金管材根据生产方法分为挤压管和拉制管。挤压管是指通过挤压方法直接成形的管材,拉制管则是通过挤压方法生产管材坯料,然后经过冷拉和冷轧等冷加工方法使其最终成形的管材。可见不论挤压管还是拉制管,通常都要进行热挤压[1]。铝合金管材热挤压生产的传统工艺是采用空心铸锭润滑穿孔针,一方面不用穿孔,防止穿孔挤压造成大量断针,减少工具消耗;另一方面穿孔针表面涂油,可防止挤压时粘铝,减少金属流动对穿孔针的摩擦力,降低挤压力,延长穿孔针寿命。但此种工艺易使管材内表面产生各种缺陷,成品率较低[2,3]。采用空心铸锭无润滑穿孔针时,挤压管材的内表面质量好,但在金属流动过程中,穿孔受到很大摩擦力,挤压时断针现象频繁,工模具消耗量大,国内仅有少数厂家应用该工艺进行管材生产。本文以6061铝合金管材为研究对象,利用Forge软件对其采用空心锭无润滑穿孔针的热挤压成形过程进行模拟,获取挤压力和穿孔力数据,为该工艺的推广应用提供理论依据。

1 建模

1.1 材料模型

基于Gleeble-3500热模拟试验机上获取6061铝合金铸锭的实验数据,拟合计算斯皮特尔Spittel's型本构方程各个参数,然后通过Forge软件界面输入这些参数,如图1所示。

1.2 几何模型

6061铝合金管材规格:外径460mm,壁厚15mm。所用铝合金空心铸锭内径450mm,外径610mm,长度2000mm;挤压筒内径630mm。利用Solid Works软件建立铸锭、挤压垫、穿孔针和模具的三维实体模型,将其另存为.STL格式后导入Forge软件。1/24三维实体模型如图2所示。

1.3 有限元模型

选择3D-Hot-Forging模拟工况,结果存储类型为height,步长5mm。如图3所示,铸锭采用四面体网格自动划分,单元尺寸定义10mm。对模具工作带附近铸锭进行网格细化,并与模具关联,使流经模具工作带的铸锭也进行网格细化,细化单元尺寸定义为5mm,铸锭单元总数105771个。挤压速度2mm/s,行程1950mm。考虑到模具出口处环境温度较高,设置环境温度50℃。铸锭初始温度设置为500℃,挤压垫、挤压筒和模具设置为450℃。根据经验,摩擦文件选择very_high_tresca.tff,铸锭与挤压筒和挤压垫之间摩擦系数取0.6,与模具工作带之间摩擦系数取0.3;热交换文件选择steel-hot-weak.tef。

2 模拟结果及分析

2.1 金属流动

管材热挤压成形时,铸锭径向位移如图4所示。

挤压前期,铸锭与挤压垫、穿孔针和模具接触,随着挤压行程增加,铸锭镦粗,从第1步至第6步,铸锭内孔与穿孔针从全长接触至全长分离;至第26步,铸锭内孔与穿孔针维持全长分离状态,且铸锭内孔、外圆的中部径向位移较大,这说明内孔中部远离穿孔针,外圆中部接触挤压筒,与挤压垫和模具接触区域附近的铸锭内孔、外圆径向位移均较小,这说明镦粗时铸锭整体沿长度方向呈鼓形;至第28步,铸锭内孔中部与穿孔针远离区域开始变小,与挤压筒接触区域继续增加,且与挤压垫接触区域附近内孔已重新接触穿孔针;至第40步,铸锭内孔与穿孔针已大部分接触,与挤压垫接触区域附近内孔不仅完全接触穿孔针,也与挤压筒达到接触状态;至第54步,铸锭整体与穿孔针和挤压筒同时接触,铸锭镦粗过程完毕;至第56步,铸锭开始进入挤压状态,铸锭头部已接近模具工作带;至第60步,铸锭头部已有部分流出模具工作带。

(a)1(b)6(c)26步(d)28步(e)40步(f)54步(g)56步(h)60步

2.2 成形力

管材热挤压成形时,成形力主要包括挤压力和穿孔力。挤压力、穿孔力如图5、图6所示。挤压前期,挤压力、穿孔力变化趋势大体相同,可分5个阶段:第1阶段,行程0~30mm之间,挤压垫刚开始运动时,需要克服铸锭与穿孔针之间的静摩擦力,此时的挤压力与穿孔力大小几乎相同,随后挤压力缓慢减小,穿孔力也呈减小趋势,且减小先急后缓,原因在于铸锭内孔与穿孔针接触状态由内孔全长接触急剧变化为内孔中部大部分分离,而后铸锭两端才开始缓慢与穿孔针分离;第2阶段,行程30~100mm之间,挤压力仅为铸锭变形抗力,穿孔力大小为0,原因在于铸锭与穿孔针和挤压筒均未接触;第3阶段,行程100~150mm之间,穿孔力快速增大,原因在于铸锭内孔重新与穿孔针接触,且接触速度较快,而铸锭外圆与挤压筒之间接触要早于铸锭内孔与穿孔针,且接触速度也较快,挤压力作为铸锭变形抗力和铸锭与穿孔针、挤压筒摩擦力的合力,也呈快速增大趋势;第4阶段,行程150~265mm之间,穿孔力变化速率几乎不变,这说明铸锭与穿孔针接触速度仍然较快,挤压力则缓慢增大,原因在于铸锭与挤压筒的接触速度有所减慢;第5阶段,行程265~275mm之间,挤压力与穿孔力同时急剧增大,这与铸锭头部接近并流入模具工作带发生剧烈变形直接相关[4],此时的挤压力和穿孔力同时达到峰值,挤压力峰值约为44.25MN,穿孔力峰值约11.66MN。

5 结论

利用Forge软件,对某规格6061铝合金管材采用空心铸锭无润滑热挤压进行模拟,得到了挤压前期铸锭金属流动规律,确定了铸锭与穿孔针、挤压筒之间的接触状态及其变化过程,以及挤压力、穿孔力变化趋势,得出以下结论:

(1)铸锭内孔与穿孔针经历了接触、分离和再接触过程,铸锭与挤压筒由局部接触逐渐过渡到全接触,铸锭整体沿长度方向呈鼓形。

(2)挤压力经历了缓慢减小、稳定、快速增大、缓慢增大和急剧增大阶段;穿孔力经历了急剧减小、缓慢减小、0、快速增大和急剧增大阶段。

(3)穿孔力峰值约为挤压力峰值的1/4。

摘要：铝合金管材热挤压时,采用空心铸锭无润滑穿孔针工艺,管材内表面质量好,但穿孔力大,断针频繁。以外径460mm,壁厚15mm的铝合金管材为研究对象,利用Forge软件对其采用空心铸锭无润滑穿孔针的热挤压成形过程进行模拟。结果表明,挤压前期,铸锭由镦粗进入挤压状态,铸锭内孔与穿孔针经历了接触、分离和再接触的过程,铸锭外圆与挤压筒先是局部接触,而后向两端延伸,至全长接触前,铸锭整体沿长度方向呈鼓形。挤压力和穿孔力峰值同时出现在铸锭头部进入模具工作带时,穿孔力峰值约为挤压力峰值的1/4。

关键词：热挤压,铝合金,管材挤压,模拟分析

参考文献

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6061合金篇2

超声激励具有低能耗、能大幅度减小金属成形力等优点, 这使得超声激励在金属塑性加工中得到了广泛应用[1,2]。已经有研究者在轻金属压缩试验中叠加低频激振力, 并建立起低频振动应力叠加到静应力上的模型[3], 结果表明轻金属在低频振动下平均流变应力下降, 但低频超声振动需要较好的隔振措施, 噪声污染也较大。

超声振动对金属塑性成形的影响存在复杂的机制。本研究选用6061铝合金, 基于非线性混合硬化模型, 使用ABAQUS有限元软件的隐式积分算法模拟在不同界面接触摩擦条件下和不同超声振幅下, 超声振动对铝合金压缩性能的影响, 进一步解释了在金属塑性加工过程中施加超声振动金属成形力下降的原因。

1 材料模型

变形过程中总的应变增量dε为弹性应变增量dεel和塑性应变增量dεpl之和, 其函数式为

dε=dεel+dεpl (1)

dεpl=dλ (∂F/∂ σ) (2)

式中, F为屈服函数;dλ为塑性算子;σ为材料发生塑性变形的应力。

F和dλ满足以下相容性条件 (Kuhn-Tucker类型) :

F≤0 d λ≥C d λ F≅0 (3)

式中, C为一常数。

单轴应力情况下6061铝合金应力-应变关系是基于非线性等向硬化模型及随动硬化模型的混合硬化模型[4], 其相应屈服函数为

F=f (σ-x) -σ0=|σ-x|-[σy0+r (p) ]=0 (4)

式中, f (σ-x) 为等效Mises屈服应力;σ0为屈服应力;x为背应力函数式;σy0为未发生硬化时的屈服应力;p为等效塑性应变。

x反映的是非线性随动硬化屈服面中心的移动, 表达式如下:

$x = \frac{c_{k}}{γ_{k}} (1 - e^{- γ_{k} p}) + α_{1} e^{- γ_{k} p}$ (5)

α1=σ1-σs (6)

σs= (σ1+σn) /2 (7)

式中, ck、γk均为循环试验测定的材料参数, k为常数, k=1, 2, …, n;σ1为循环稳定最初应力值;σn为循环稳定最终应力值;σs为循环稳定屈服面大小值。

r (p) 反映的是非线性等向硬化屈服面的膨胀情况, 表达式如下:

r (p) =Q∞ (1-e-bp) (8)

式中, Q∞、b均为材料参数, 分别与屈服面的最大变化、塑性相关屈服面大小变化率有关。

室温下所确定的一系列材料参数如表1所示, 试验和仿真应力-应变曲线如图1所示, 试验曲线与仿真曲线有很好的一致性, 说明了材料参数的有效性, 结果表明, 一定循环次数后应力-应变幅度范围饱和且稳定。

2 压缩性能测试有限元模型

2.1二维有限元几何模型

二维有限元几何模型如图2所示, 模型由6061铝合金、上平板和下平板组成。上平板和下平板采用解析刚体, 试样采用对称模型。模型由四节点平面对称四边形单元组成 (CAX4R) 。

上平板顶部垂直方向上匀速加载, 速度vload=36mm/min。下平板以频率20kHz在垂直方向上振动, 振动幅值曲线为A=Amaxsinω t, 其中Amax为最大振幅, ω为角速度, t为时间, 约束下平板横行位移。在确保能够得出不同摩擦因数对应力-应变关系影响的情况下, 有限元模拟过程中可适当调整高频超声振动的时间历程, 且间隔时间较短。试样的材料使用6061铝合金, 其参数如表1所示。

2.2有限元模型中相互作用属性 (接触性质)

有限元程序中的摩擦模型一般为干摩擦模型, 即界面接触没有润滑剂存在[5]。现在普遍采用的摩擦模型是库伦摩擦模型, 超声激励下金属压缩性能的切向接触行为采用此模型。在等效摩擦力feq小于临界摩擦力fcrit时, 接触界面无相对滑动, 当等效摩擦力等于临界摩擦力时界面产生相对滑动, 其关系式如下:

式中, v为接触界面相对滑动速度;μ为摩擦因数;P为接触压力, N。

超声激励下界面的实际接触面积为S, 在载荷作用下接触点处的应力达到屈服极限σs而产生塑性流动, 则有

在金属界面接触时, 接触点材料处于塑性流动状态, 同时产生瞬时高温使得金属间产生黏着效应, 黏着效应是是产生摩擦力的主要原因, 随即在摩擦力的作用下, 黏着节点因被剪切而滑动, 则有

fcrit=τ0S (11)

式中, τ0为剪切强度。

基于Mises屈服准则有

μ=τ0/σs (12)

在接触界面无相对滑动的边界条件下, 最大摩擦因数μmax=0.25。

上平板/试样、下平板/试样的法向接触属性使用ABAQUS硬接触公式来分析。干摩擦条件下, 界面切向接触的摩擦因数取0.25, 同时为研究超声激励对摩擦力的影响, 在静态压缩过程中摩擦因数也取0.25, 在超声激励过程中摩擦因数取0.001, 以便对超声激励下铝合金成形力下降的试验结果与仿真结果进行比较, 进而得出高频超声振动对摩擦力的影响情况。

3 有限元仿真结果

3.1超声激励对流变应力的影响

图3所示为铝合金进入塑性阶段后施加短间隔超声激励的应力-应变试验曲线 (加载速度36mm/min、超声振动频率20kHz、超声振幅8.4μm、金属接触界面为无润滑剂的干摩擦表面) , 其中, 该曲线用实线表示, 曲线中有一段下沉的部分即为施加了超声激励的部分。为便于对比, 图3中还用虚线画出了某次完整的静态压缩试验曲线。可以看出, 在超声频率下平均流变应力得到显著下降。

为比较下平板施加超声振动对铝合金压缩性能的影响, 最初有限元模型的界面摩擦采用干摩擦模型 (加载速度36mm/min、超声振动频率20kHz、超声振副8.4μm) , 加载历程中摩擦因数μ=0.25。图4所示为铝合金进入塑性阶段后下平板施加短间隔轴向高频超声振动的应力-应变关系曲线, 仿真过程中仅考虑了铝合金塑性变形受高频叠加应力的影响。图4b为施加短时超声激励放大的应力-应变关系曲线, 结果表明最大振动应力的位向沿静应力曲线, 平均应力-应变位于静应力曲线的下方且平行于静应力-应变曲线, 而在超声激励下应力-应变曲线是不连续的, 且有一个弹性回复的过程。由图4还可知, 平均应力的下降高于试验测量值, 可见在超声振动下影响铝合金平均流变应力的下降因素不仅仅是高频应力的叠加。

3.2超声激励对界面摩擦力的影响

金属试样压缩过程中夹具-试样接触界面摩擦力的大小对金属成形力的下降有一定的影响。所以在短间隔叠加超声振动过程中, 将界面摩擦因数定为0.001, 静态压缩过程中的摩擦因数恒为0.25, 其他仿真参数不变。对比试验曲线图3和仿真曲线图5, 结果表明金属进入塑性阶段后施加短间隔超声激励使得平均流变应力下降的程度一致。由此可知叠加超声振动减小了接触界面摩擦应力, 使金属成形力下降。

在金属塑性加工过程中, 当高频振动方向与加载方向一致时, 金属试样与模具接触界面产生瞬间分离而起到改善润滑条件的效果, 使得摩擦力下降, 进而改善金属的成形性能。

3.3不同超声振幅下的应力-应变关系

在金属塑性加工过程中, 持续的加载与卸载变形行为会使得金属试样平均成形力下降, 超声振动加工类似于这个过程, 由此可知超声振幅对金属成形力的下降具有较大的影响。图6所示为6061铝合金进入塑性阶段后施加不同振幅短间隔超声振动的应力-应变曲线, 结果表明平均流变应力随着超声振幅的增大而减小。

4 结论

(1) 高频应力叠加减小了6061铝合金的平均流变应力。

(2) 6061铝合金进入塑性阶段后, 施加短间隔超声激励时, 动应力上限沿着静应力曲线, 平均应力位于曲线的下方, 且平行于静应力曲线。

(3) 在高频振动方向与加载方向一致时, 金属界面的摩擦应力下降, 超声激励减小了接触界面的摩擦应力。

(4) 超声振动加工过程中, 金属平均流变应力随着超声振幅的增大而减小。

参考文献

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6061合金篇3

氟钛酸盐钝化膜适合于铝合金件涂漆前的化学钝化成膜处理,可增加涂层与基体的结合力,提高耐腐蚀性能,其防腐蚀能力与铬酸盐接近[1~4]。与传统的铬酸盐转化膜和磷化膜技术不同,氟钛酸盐转化膜技术由于铝合金表面被刻蚀的铝离子本身参与了氟钛酸盐转化膜的生成,使得膜层颗粒细小、致密,转化膜与铝合金本身基体结合牢固,耐蚀性能好,与有机涂层附着力强,节能省时、生产效率高、成本低。原位磷化技术是在有机涂料中使用有机磷化剂的一种技术,以替代铬酸盐处理同时又不降低有机涂层的耐腐蚀性能,该技术的关键是原位磷化试剂和有机涂料之间的相容性。目前国外已经研究了一些匹配的原位磷化剂和有机涂料配方应用于铝合金和低碳钢表面[5~7],国内也有铝合金原位磷化有机涂层的性能研究[8~11],但是关于氟钛酸盐原位磷化的研究尚未见报道。本工作以氟铝酸钠、氟化钠、钛酸四正丁酯为主要成膜物质对6061铝合金进行氟钛酸盐处理,再选取苯基膦酸作为原位磷化试剂、白醇酸调和漆为有机涂料对氟钛酸盐钝化膜表面进行涂装,通过电化学试验和全浸泡试验表征了有机涂层的耐蚀性能和结合力。

1 试验

1. 1 基材及其前处理

基材为6061 铝合金,其化学成分( 质量分数,% )为Si 0. 40 ~ 0. 80,Fe 0. 70,Cu 0. 15 ~ 0. 40,Mn 0. 15,Mg 0. 80 ~ 1. 20,Cr 0. 04 ~ 0. 35,Zn 0. 25,Ti 0. 15,Al余量。

前处理工艺流程: 脱脂( 丙酮溶液超声波清洗30min) →去离子水清洗→碱蚀( 5% Na OH溶液; 45 ℃ ,2min) →去离子水清洗→酸洗( 20% HNO3溶液; 25 ℃,1min) →去离子水清洗→吹干→1 200 号砂纸打磨至光亮→去离子水清洗→乙醇溶液超声波清洗10 min→干燥。

1. 2 涂层制备及工艺优选

1. 2. 1 氟钛酸盐钝化及涂装

将经过前处理的铝合金试样进行氟钛酸盐处理,使铝合金试样表面先形成一层转化膜: 氟铝酸钠5g / L,钛酸四正丁酯1. 5 g / L,氟化钠3. 0 g / L,H2O21. 5m L / L,p H值5. 0,常温转化10 min。另外,对前处理过的铝合金进行磷化处理以对比: 5 g /L Zn2 +,15 g /L PO43-,2 g /L Fe2 +,1 g /L F-,20 mg /L Ce3 +,Na2CO3适量,p H值3. 5 ~ 4. 5,常温磷化8 min。2 种方式处理后的试样均涂覆有机涂料。

涂料的配制: 取白醇酸调和漆和有机稀释剂( 乙酸乙酯30% ,正丁醇10% ,乙醇10% ,丙酮10% ,二甲苯40% ) 按质量比4 ∶ 1 加入容器中搅拌均匀,加入苯基膦酸溶液( 取1. 5 g苯基膦酸溶于50 m L丙酮溶液中,配制成30 g /L) ,苯基膦酸含量是总涂料的1. 0% ,1. 5% ,2. 0% ,2. 5% ,3. 0% ,使其充分混合。制备未添加苯基膦酸的涂料以对比。

1. 2. 2 工艺优化

考察苯基膦酸含量、固化成膜温度、固化时间3 个因素对有机涂层性能的影响,采用L25( 56) 正交表,安排3 因素5 水平正交试验,见表1。以腐蚀电流密度( Jcorr) 、腐蚀电位( Ecorr) 和钝化区 ΔE作为有机涂层耐蚀性能的评价指标。

1. 3 有机涂层性能测试表征

为了验证氟钛酸盐原位磷化有机涂层的耐蚀性和结合力,将不添加和添加了苯基膦酸的原位磷化液分别在裸露的铝合金上和经过磷化处理、氟钛酸盐处理后的铝合金上涂装,制得6 种不同有机涂层,进行极化曲线和盐水全浸泡试验。

1. 3. 1 电化学行为

采用CHI660A型化学工作站对涂装后的试样进行极化曲线测试,采用HY914 胶进行封闭试样,留出工作面积为1 cm2,辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极( SCE) ,测试溶液为3. 5% ( 质量分数) Na Cl溶液,动电位扫描速度为5 m V/s,测试电位扫描范围为- 2. 5 ~ - 0. 2 V。

1. 3. 2 全浸泡腐蚀

在有机涂料完全固化后,用电动漆膜附着力试验仪在涂层表面划两条交叉的对角线,划痕深度取决于涂层厚度和底材类型[12]。划线后,试样浸泡在3. 5%Na Cl溶液中,66 d后用去离子水洗净并干燥。目视检查试样表面情况,根据划线附近有机涂层的起泡程度判断有机涂层与铝合金基体的结合力。

2 结果与讨论

2. 1 工艺优化

工艺参数对涂层Jcorr,Ecorr,ΔE的影响分别见表2 ~ 4。

对于评价指标自腐蚀电流密度( Jcorr) 来讲,原位磷化的最佳工艺参数组合为A3B2C4,各工艺参数对有机涂层耐蚀性能影响大小次序为A > B > C; 对于评价指标腐蚀电位( Ecorr) 来讲,原位磷化的最佳工艺参数组合为A3B4C5,各工艺参数对有机涂层耐蚀性能影响大小次序为A > C > B; 对于评价指标钝化区 ΔE来讲,原位磷化的最佳工艺参数组合为A5B2C3,各工艺参数对有机涂层耐蚀性能影响的大小次序为A > B > C。

评价腐蚀性能的主要参数是涂层的自腐蚀电流密度,综合考虑原位磷化的最佳工艺条件为A3B2C4,即苯基膦酸质量分数2. 0% ,固化成膜温度40 ℃,固化时间8 h。

2. 2 最佳工艺条件下有机涂层的耐蚀性能

将6 种试样( 试样1,不添加苯基膦酸的涂料涂覆在裸露的铝合金上; 试样2,不添加苯基膦酸的涂料涂覆在经过磷化处理的铝合金上; 试样3,不添加苯基膦酸的涂料涂覆在经过氟钛酸盐处理的铝合金上; 试样4,添加2. 0% 苯基膦酸的涂料涂覆在裸露的铝合金上;试样5,添加2. 0% 苯基膦酸的涂料涂覆在经过磷化处理的铝合金上; 试样6,添加2. 0% 苯基膦酸的涂料涂覆在经过氟钛酸盐处理的铝合金上) 分别浸入3. 5%Na Cl溶液中,极化曲线见图1; 拟合结果见表5。

从图1 可以看出: 不添加苯基膦酸制备的有机涂层( 试样1) 的自腐蚀电位最低,经磷化处理( 试样2)和氟钛酸盐处理( 试样3) 后制备的有机涂层的自腐蚀电位逐渐升高,曲线均向低电流密度方向移动,表明在铝合金表面形成的磷酸盐转化膜和氟钛酸盐转化膜有效抑制了腐蚀介质对铝合金基体的腐蚀,显示了磷化处理和氟钛酸盐处理的优越性; 试样4 ~ 6 的自腐蚀电位均明显高于试样1 ~ 3 的自腐蚀电位,且腐蚀电流密度减小,说明原位磷化试剂苯基膦酸的加入有效地提高了有机涂层的耐腐蚀性能。

另外,对比试样4,5,6 的极化曲线和拟合数据可以看出,原位磷化制备的有机涂层对铝合金防护性能好,表现为试样6 的腐蚀电流密度最小,为5. 677 2 ×10- 3m A / cm2,比试样4 的腐蚀电流密度0. 051 63m A / cm2小了1 个数量级,比试样5 的腐蚀电流密度0. 011 78 m A / cm2小了将近2 个数量级,可见加入苯基膦酸后,苯基膦酸与金属反应,在氟钛酸盐表面形成致密的金属磷酸盐层,使得有机涂层与铝合金基体的附着力增强,有效阻止了腐蚀性介质对铝合金基体的侵蚀,抑制了腐蚀反应的发生,其耐腐蚀性能优于不添加苯基膦酸的磷化处理、氟钛酸盐处理后制备的有机涂层。

2. 3 最佳工艺条件下有机涂层与金属基体的结合力

在3. 5% Na Cl溶液中浸泡66 d后,与不添加苯基膦酸制备的有机涂层相比,添加苯基膦酸后无论是在裸露的铝合金上还是在经过磷化处理、氟钛酸盐处理后的铝合金上涂覆,有机涂层与铝合金基体都显示出很好的结合力: 试样1,2,3 上涂覆的有机涂层都有不同程度的起泡,试样1 起泡最明显、鼓泡最大,试样2,3虽然经过了磷化和氟钛酸盐处理,但是经过66 d的浸泡后,仍然有微小的起泡,不过起泡的数量较少,而且尺寸亦较小; 试样4,5,6 的表面几乎没有变化,没有起泡现象,其中试样6 的有机涂层与金属基体间的结合力最好。

3 结论

( 1) 铝合金氟钛酸盐转化后原位磷化的最佳工艺条件: 苯基膦酸含量为总涂料的2% ( 质量分数) ,有机涂层的热固化温度为40 ℃,固化时间为8 h。

( 2) 经磷化处理或氟钛酸盐转化处理后的铝合金,涂覆含苯基膦酸的有机涂层后耐腐蚀性能进一步增强,在浸泡66 d后涂层表面没有鼓泡、均匀致密,表现出了与金属基体很好的结合力。

参考文献

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6061合金篇4

本实验利用扫描电镜、透射电镜技术对引入交流电弧超声的SiCp/6061Al基复合材料“原位”合金化焊接焊缝组织的微观界面结构进行研究,主要分析了焊后复合材料经高温反应新生相类型及形貌、界面结合状态、增强相与基体间的晶体学关系、焊缝力学性能等问题。希望可以更深层次地探究引入交流电弧超声后新生相与基体相之间的结合对材料性能的影响。

1 实验方案

本实验所用母材为SiCp/6061Al基复合材料,基体6061Al成分(质量分数/%):Cu 0.35,Mg 0.76,Mn 0.25,Si 1.25,Ni <0.05,Ti <0.05,其余为Al,增强体SiC颗粒体积分数为10%,颗粒的平均尺寸为6μm,母材抗拉强度为150MPa。焊缝填充材料使用自主研制的药芯焊丝,合金成分为Al-5Ti-5Si,实验采用Ar+N2为离子气,使用型号为HPT-8的等离子焊枪进行等离子弧焊接,焊接时待电弧稳定后再打开超声激励源,选取60kHz的激励频率进行焊接实验,焊接电流80A,激励电流20A。取两份焊接材料,分别进行施加和不施加超声的等离子弧原位合金化焊接,焊后的两种焊接接头材料作以下三种处理:(1)各切取一份用金相砂纸打磨抛光用作扫描电镜(SEM)分析;(2)另各取一份切制成1mm厚的薄片,用金相砂纸减薄到40μm左右后冲裁成ϕ3mm的圆片,凹坑仪研磨试样后,再用离子减薄仪减薄试样至穿孔,制备出TEM薄膜样品,利用JEM-2100(HR)型透射电镜以及附带的能谱仪(EDS)对样品的组织与结构进行观察与分析;(3)用万能试验机对两种原位焊接接头进行拉伸实验,拉伸实验按照GB/T 228—2002进行。

2 实验结果及讨论

图1(a),(b)分别为未施加和施加电弧超声原位焊接后焊缝区微观组织的扫描电镜照片,结合能谱分析(EDS)和X射线衍射分析可知采用等离子弧“原位”合金化焊接后焊缝中新生相主要有Al3Ti,AlN,Si和TiC相(部分Si是药芯焊丝中的,部分是由于SiC颗粒分解产生的),两者中都没有发现针状脆性有害相Al4C3的存在。图1(a)中深色长条状相为AlN,片状相为Al3Ti,Si相偏聚于晶界处呈不规则形状,颗粒状相为TiC。可以看出,AlN和Al3Ti相尺寸都较大而且偏聚较严重。相比之下,图1(b)中的Al3Ti及AlN相尺寸明显减小,前者呈断续的短片状,后者则变成颗粒状,其他新生相也基本呈颗粒状分布于基体中。从图1(b)中还可以看到晶界已经变得模糊,新生相弥散分布,与没有施加交流电弧超声的原位合金化焊缝相比,晶粒明显细化及均匀化。

2.1 Al3Ti相与铝基体界面关系

图2(a)为Al3Ti相与基体Al的界面结构TEM像,可以看出,二者结合界面较为光滑,结合紧密,选区电子衍射(Selected Area Electron Diffraction,SAED)分析显示,图2(a)中片状相为Al3Ti。对图2(a)中的Al3Ti与Al交界处区域做选区电子衍射,得到图2(b)的衍射斑点,可以看到图中只有Al3Ti和Al的两套衍射斑点,说明界面没有其他的反应物生成。衍射斑点的标定结果如图2(c)所示,经标定可知,对应Al3Tiundefined晶面(属于Al3Ti的[1]晶带轴)的斑点同时又和铝基体undefined晶面对应的斑点(对应晶带轴为[100]Al)近似重合。在生长过程中晶粒会沿低界面能的密排面优先增长,故此处Al3Ti与邻近铝基体的优先生长面分别为undefined晶面与undefined晶面,两晶面夹角约为45°。由此可知,新生相和铝基体应该存在如下位相关系:Al3Tiundefined。Al3Ti属于体心四方结构,晶格常数a=b=0.3836nm,c=0.8579nm,Al属于面心立方结构,晶格常数a=b=c=0.4049nm。又知Al3Tiundefined晶面间距为0.1918nm,铝基体undefined晶面间距为0.2025nm,则Al3Ti与Al的点阵常数错配度为δ=(0.2025—0.1918)/0.2025×100%=5.3%,二者点阵错配度小,此处结合界面为共格界面,增强颗粒与基体的界面结合良好,也可以推测基体与增强相界面基本没有变形。从图2(a)还可以看到基体和Al3Ti晶相中都存在密度较高的位错形貌,这是由于铝基体与Al3Ti晶体的界面结合牢固,二者热膨胀系数不同,在冷却过程中基体和Al3Ti晶体同时产生了内应力和内应变,基体中出现了大量的位错,同时因为基体的收缩大于Al3Ti晶体,造成了Al3Ti晶体中也出现交叉位错。

2.2 TiC,Si相与铝基体界面关系

图3(a)为另一位置透射电镜物相照片,可以看到,在铝基体上分布着正方体状与长方体状物相;图3(b),(c)分别为二者的高分辨电镜结构相照片,分析可知,块状相为TiC,图3(b)为其(111)晶面的点阵像,晶面间距为0.2499nm,可以看到,TiC相中没有位错等晶内缺陷的存在。TiC是NaCl型面心立方结构,密排面为{111},根据晶体生长的最小表面能理论,当显露面为{111}面时说明其处于平衡形态,也就是说此时总表面自由能最小,形成的物相形态最稳定,所以在图3(a)中看到的TiC尺寸相当,约50nm。从高分辨像中TiC相与Al基体之间界面衬度可知二者结合界面处没有任何反应产物的存在,说明二者界面结合紧密。

图3(c)为长方体状相与基体界面处的高分辨照片,经标定分析可知此长方体物相为Si晶体,长度在100nm左右,其中Si晶体的undefined面与Al基体的undefined面结合,如图3(c)所示。又知Si的undefined面间距为0.3135nm,而Al的undefined面间距为0.1431nm,二者结合时错配度较大,不能形成共格结构,但是从图3(c)中可以看到,二者界面处有约0.6nm原子宽度的原子错排面,没有发现其他反应物的存在,所以此种结合方式也能保证二者的结合强度。

2.3 AlN相与铝基体界面关系

图4是新生AlN相与基体的透射电镜照片,对颗粒进行选区电子衍射,分析显示此新生相为AlN。从图4(a)可以看出,AlN与Al结合界面较光滑,没有任何析出相产生。对结合界面处进行选区电子衍射,斑点标定如图4(b),(c)所示,可知AlN[100]//Al[100],并且AlN的undefined晶面分别与Al的undefined接近平行。又知AlN属于面心立方结构,晶格常数a=b=c=0.4045nm,dAlN(020)=dAlN(002)=0.2023nm,dAl(020)=dAl(002)=0.2025nm,所以dAlN(020)≈dAl(020),dAlN(002)≈dAl(002),可推测此处结合界面为共格界面,属直接结合型,所以AlN与Al的点阵错配度很小,AlN可以作为Al结晶时的异质形核核心。新生AlN颗粒尺寸大约为0.2～0.3μm,分布于基体内部。

(a)AlN与Al的物相图;(b)AlN与Al界面电子衍射花样B=[100]AlN∥[100]Al;(c)AlN/Al界面电子衍射花样的标定

(a)TEM image of AlN and Al;(b)SAED at the interface of AlN/Al,B=[100]AlN∥[100]Al;(c)indexing of AlN/Al interface orientation relationship

2.4 焊接接头力学性能分析

分别对两种焊接接头进行拉伸实验,结果显示,未加入交流电弧超声的原位焊接试样接头的抗拉强度只有64.76MPa,加入电弧超声后焊后接头的抗拉强度达到了92.69MPa,相比前者提高了43%,达到母材强度的62%左右。施加电弧超声能够使得等离子弧原位合金化焊接后的焊缝出现强度提高的原因如下:(1)施加交流电弧超声前,接头中的Al3Ti和AlN相的尺寸都比较大,会使界面在受力作用时调节应力分布的能力变差,对基体连续性造成较大破坏,严重降低接头力学性能[8],而且Si相偏析于晶界处,呈针状和颗粒状,降低了晶间结合力,在外力作用下对基体金属有很大的割裂作用,提高了材料沿晶断裂倾向。而加入交流电弧超声后,由于电弧超声的空化效应[9]使新生相与基体熔液的润湿性得到改善,更多的基体元素Al参与反应并且反应充分,新生相颗粒增多变小,分布也变得弥散、均匀。一方面,新生相分布的均匀性可以很好地协调接头的应力分布情况;另一方面,Al3Ti,AlN,Si和TiC相尺寸都较小,它们与基体的结合界面光滑没有任何反应物生成,所以界面结合牢固,在受外力作用时有利于与基体协调变形,而不易产生界面剥离。(2)等离子弧焊接后冷却过程时由于过冷度较大熔池会出现急冷现象,基体中会有大量的位错产生,从图2(a)可以明显看到Al3Ti相和铝基体处存在大量的位错。位错的存在一方面可以吸收拉伸和变形过程中的能量,另一方面在外力作用下位错的移动过程中可能出现位错缠结,进一步提高了材料强度,而细小的AlN,Si和TiC相分布于基体中,可以起到钉扎位错的作用,进而提高接头强度。(3)材料中新生相的熔点都较基体金属的熔点高,在结晶过程中这些新生相优先析出,部分新生相与基体的错配度较低,可以作为铝的异质形核核心而细化基体晶粒,起到细晶强化的作用。(4)电弧超声产生的空化效应以及声流效应[9,10]可以清除焊缝中的气孔,减少接头气孔率,也可以改善材料的力学性能。

3 结论

(1)施加交流电弧超声后填加Al-5Ti-5Si药芯焊丝对SiCp/6061Al基复合材料进行“原位”焊接时,新生相颗粒增多并且尺寸减小,分布也变得弥散均匀,其中 Al3Ti,Si,TiC和AlN相分别呈短片状、长方体状、正方体状和颗粒状。

(2)新生Al3Ti相与基体结合界面存在Al3Tiundefined的晶体学位相关系;AlN与基体存在 AlN[100]//Al[100]的位相关系,并且AlN的undefined晶面分别与Al的undefined接近平行。所有新生相与铝基体的结合界面光滑、干净没有任何反应物,界面结合牢固。

(3)施加交流电弧超声后焊接接头抗拉强度为92.69MPa,达到母材强度的62%左右,相比未加超声的接头提高了43%。

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