合金形成热（精选7篇）
合金形成热 篇1
0前言
热镀55%Al - Zn合金(GL)兼有热镀锌和热镀铝的特点,并弥补了两者的某些缺点,GL合金钢板的耐蚀性比普通热镀锌钢板提高了1～5倍,耐海洋大气腐蚀性提高了2倍,耐工业气氛腐蚀性提高了6倍,且具有更好的电化学保护性能。GL镀层的组织结构决定着镀层的使用性能[1],国内外对GL镀层组织结构已有较多研究[2],对测试用金相试样的制备、形貌表征方法及结果也有介绍[3]。目前国内多采用弯曲、球冲试验等对GL镀层性能进行评价。因此,建立GL镀层组织结构的分析方法,充分了解镀层组织结构与性能之间的关系,对稳定GL镀层质量、提高镀层的冲压性能和耐腐蚀能力至关重要。本工作制备了腐蚀态GL钢板镀层金相试样, 用金相显微镜和配有能谱仪的扫描电镜进行了镀层形貌观察和成分分析,并探讨了镀层的形成过程。
1试验
1.1 镀层制备
试验材料为DX 51D+AZ钝化热镀铝锌合金钢板(DX:镀锌;51:钢级代号;D:低碳钢基材;AZ:表示镀层为Al - Zn合金镀层),镀层厚度0.7 mm,150 g/m2。热浸镀工艺:55.0%Al - 43.3%Zn - 1.4%Si,温度590～610 ℃,钢板入锅温度610～630 ℃;气刀冷却速度为30 ℃/s(600～370 ℃段冷速)。
1.2 金相腐蚀态镀层试样制备及性能表征
将镀层试样线切割成20 mm×15 mm厚的小片,用SimpliMetR1000型热镶机镶嵌成ϕ25 mm试样。采用Phoemix 4000半自动磨抛机抛光后,立即用丙酮浸泡。用1%硝酸正戊醇浸蚀4 s左右,再依次用正戊醇、无水乙醇清洗、吹干,整个过程不与水接触。在MeF3金相显微镜和JSM - 7001F型扫描电镜下观察,确定镀层组织结构的形貌特征,并用扫描电镜附带的能谱仪测定各种相的元素质量分数。
2 结果与讨论
2.1 镀层腐蚀态金相形貌
GL镀层腐蚀态形貌见图1。由图1可见,镀层组织明显地分成2层,一层为钢板与Al - Zn合金层之间的过渡层,另一层为Al - Zn合金层。Al - Zn合金层中白色区域为树枝晶结构的富铝相,呈灰色网状结构的区域为偏析组织[2],颜色呈灰色、针状或块状相的为富硅相粒子。过渡层的颜色较钢基稍暗,厚度仅3 μm左右,金相显微镜难以分辨。
2.2 Al - Zn镀层的SEM形貌
2.2.1 镀层组织
镀层腐蚀态的形貌及能谱成分测试点见图2,其能谱分析结果见表1。表1显示:Al - Zn合金层由65%左右树枝晶组织,30%左右枝晶间偏析组织和5%富硅相粒子组成。图2中能谱位置1灰色区域即为树枝晶结构的富铝相,即α - Al(70%Al - 30% Zn);深灰色网状结构区域为偏析组织,偏析组织中的白亮粒子(位置2)为富锌相,即β - Zn(20%Al - 80% Zn),深灰色区域也为富铝相,但Al含量较树枝晶中的富铝相低,即α1 - Al相(55%Al - 45% Zn)。颜色呈深灰色(颜色与偏析组织区近似)的针状或块状相为富硅相粒子(含30%～50%Si),即为能谱位置5。过渡层颜色较钢基体稍暗,成分大致为35%Fe - 50%Al - 10%Zn - 5%Si,形貌不均匀,有较多的突起伸向Al - Zn合金层内。
2.2.2 镀层中偏析组织
图3显示,偏析组织区α1 - Al相呈团絮状或蜂窝状结构,边界上有散布的富锌质点。其各位置点的成分见表2。由于锌和铝元素不能形成化合物,在热浸镀过程中含量较少的锌元素极易发生偏聚,随着偏聚的进行,β - Zn逐渐在α1 - Al基体上长大,其形貌具有树枝晶生长的特征(图3位置1)。富硅相多数与偏析组织共生:偏析组织内约含有5%Si时(图3位置4),偏析组织区内的Si聚集质点可能是富硅相生长形核的位置。
2.2.3 镀层中过渡层组织
靠近镀层一侧过渡层有少量的深灰色块状相(见图4),含有Fe,Al,Zn,Si 4种元素,硅元素含量达到30%左右(见表3),这些块状相也属于富硅相形核质点(图4中能谱位置3和7)。
2.3 镀层组织的形成过程
钢带浸入液态的铝锌液中,表面经历了合金液浸润、铁原子溶解进入合金液中液 - 固界面反应及原子互扩散等复杂的物理化学过程。
钢的表面发生选择性反应,首先形成Fe - Al化合物层,从而抑制锌的扩散[4]。对于加铝抑制合金层生长的机制,有FeAl3屏蔽学说(Bablik),Fe2Al5屏蔽学说(Haughton,Hortmann,Borzillo)等,以及过渡层为含锌的FeAl7(23%Fe+77%Al)等观点。由试验观察可知,过渡层为锌和硅原子以置换固溶的形式溶入到FeAl3(41%Fe+59%Al)所形成的固溶体[4]。
随着浸镀过程的进行,铁元素向Al - Zn合金层的扩散能力逐渐减弱,Al - Zn合金层最后主要是由铝和锌元素组成的铸态组织。由于铝和锌元素不能形成化合物,且2种原子的半径差小于15%,只能以置换方式形成有限固溶体。在Al - Zn相图中存在2个平衡转变[5],即381 ℃时的共晶转变L→α+β和351 ℃时的偏析转变α→α1+β。因此,在过渡层之上,树枝晶状富铝相会率先析出、凝固。锌和硅等元素逐渐偏聚在树枝晶间区域,随着这些区域锌元素的不断富集,铝元素浓度降低,在树枝晶边界上的α - Al上会逐渐析出β - Zn,而其本身也会由于铝含量的降低而变成α1 - Al。随着这种转变的进行,偏析转变产物就会在树枝晶间的的位置长大形成网状的偏析组织区。偏析组织区中的β - Zn可以作为牺牲阳极起到保护整个镀层的作用,这正是GL钢板耐大气腐蚀的原因。富硅相形核多在过渡层与Al - Zn合金层的边界位置和偏析组织区域,这也是由于硅元素在这些区域易于偏聚析出所致。
3 结论
(1)GL钢板热浸镀Al - Zn镀层由2部分组成,一层为Al - Zn合金层,一层为钢板与Al - Zn合金层之间的35%Fe - 50%Al - 10%Zn - 5%Si合金过渡层。
(2)过渡层厚度约3 μm,主要为Zn和Si原子以置换固溶的形式溶入到FeAl3所形成的化合物。
(3)Al - Zn合金层组织为65%左右的树枝晶、30%左右位于树枝晶间的偏析相以及5%的富硅相粒子。树枝晶为α - Al,枝晶间的偏析组织为α1 - Al,β - Zn和富硅相。
摘要：热镀55%Al-Zn合金(GL)的组织结构对稳定GL镀层质量、提高其性能至关重要,以往对其组织结构的变化规律研究不够。采用金相法和扫描电镜观察了GL镀层的组织结构,分析了镀层组织中各相的形成过程。结果表明:镀层由2部分组成,一层为Al-Zn合金层,一层为钢板与Al-Zn合金层之间的过渡层;Al-Zn合金层的组织包括65%左右的树枝晶、30%左右位于树枝晶间的偏析组织以及5%的富硅相粒子,过渡层主要为Zn和Si原子以置换固溶的形式溶入到FeAl3中形成的固溶体。
关键词：热浸镀,55%Al-Zn合金,镀层组织,镀层形成机理
参考文献
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合金形成热 篇2
关键词：热浸镀锌铝合金,低铝含量,镀层组织,性能评价
0 前言
热浸镀低铝含量锌铝合金层表面光亮,耐蚀性能良好,镀层薄。特别是当锌液中含有少量铝时,其表面会形成一层保护性氧化膜,大大减少锌液表面的氧化, 进而降低锌耗[1 ～3],虽然其耐蚀性能不及高铝含量锌铝合金的优异,但其生产工艺简单,企业在原有设备的基础上就可进行生产,经济效益好。以下综述了钢材热浸镀低铝含量锌铝合金镀层的形成过程、影响因素; 分析了钢中Si,Mn,P等常规元素和工艺因素对Fe-Al金属间化合物形成的影响规律; 探讨了热镀锌铝系多元合金镀层的研究方向,以期为开发新型热浸镀锌铝合金镀层提供参考。
1 热浸镀低铝含量锌铝层的组成与形成过程
1. 1 镀层的组成
热浸锌铝合金镀层由多种Fe-Al,Fe-Zn,Fe-Al-Zn金属间化合物相组成,包括: 6 种Fe -Al金属间化合物———α1( Fe3Al) ,α2( FeAl) ,ε( Fe2Al3) ,β( FeAl2) , η( Fe2Al5) 和 θ( Fe4Al13) ,其中Fe2Al5和Fe4Al13( 亦记作FeAl3) 是Fe -Al化合物相层的主要组成相; 4 种Fe -Zn金属间化合物———Г ( Fe3Zn10) ,Г1( Fe11Zn39) , δ( FeZn7) 和 ζ( FeZn13) ; 1 种Fe-Zn-Al三元金属间化合物 Г2[4 ～6]。锌液中铝含量不同,镀层组织也不同: 锌液中含有微量铝时,镀层组织与纯锌液所得镀层组织是一致的; 当铝含量大于0. 133% 时,会出现Fe2Al5化合物相; 当铝含量超过1. 300%时,会有FeAl3化合物相生成[4，7]。一般,铝含量较低时,浸镀初期生成的Fe2Al5化合物相会随着浸镀时间的延长而消失,铝含量增加时, 会生成稳定的Fe -Al金属间化合物,随着铝含量继续增加,ζ,δ,Г 相开始逐渐消失,最后只生成Fe-Al化合物[4，7]。
1. 2 镀层的形成
( 1) Fe-Al金属间化合物相层钢材在有少量铝的锌液中热浸镀时,由于钢基表面Fe原子与锌液中Al原子的亲和力强,会在钢基表面优先形成Fe -Al金属间化合物[8，9]。当锌液中的铝含量和浸镀时间变化时, Fe -Al化合物相层的生长情况及结构也会发生变化。 当锌液中含有极少量铝时,钢基表面不会出现Fe -Al化合物相层。铝含量逐渐增加,才会生成Fe -Al化合物相层。Fe-Al化合物相层的形成对镀层的生长有抑制作用,这种抑制层的形成过程和抑制作用较为复杂。 热浸镀时,钢基表面首先会形成一层晶粒细小的FeAl3抑制层,由于其含铝量较高,FeAl3抑制层的形成会使锌液中靠近镀件区域的铝含量降低,而使FeAl3抑制层生长受阻; 这种阻碍作用不会影响钢基表面Fe原子向FeAl3抑制层扩散,两者之间会形成Fe2Al5抑制层,当锌液中铝含量较低时,FeAl3抑制层会全部转变成Fe2Al5抑制层; 锌液中铝含量较高时,形成的Fe-Al化合物相层主要由Fe2Al5相层和FeAl3相层组成。此外,在靠近钢基体表面的Fe-Al化合物相层以Fe2Al5相层为主,在接近锌液的一侧则以FeAl3相层为主[10]。
( 2) Zn -Fe金属间化合物相层钢材在纯锌液中热浸镀时,表面经过一系列复杂的物理化学过程后会形成一层Zn-Fe金属间化合物相层。在钢基表面与锌液之间,Zn和Fe原子相互扩散互溶会形成成分不一的Zn -Fe金属间化合物相层,其锌和铁含量呈梯度分布, 与原子浓度梯度方向相反。镀层中的Zn-Fe化合物相层中各组成相不是同时形成的,而是经过原子的扩散相变,并依据动力学条件而形核长大的,形成过程: 先在钢基表面形成 ζ 相,随着 ζ 相的长大和原子的不断扩散,钢基表面与 ζ 相层之间形成了 δ 相层,扩散继续进行又在钢基表面与 δ 相层之间形成 Г1相层。
当锌液中添加一定量的铝后,由于浸镀前期Fe-Al化合物相层的形成对铁锌间反应有一定的抑制作用[11，12],所以镀层的形成过程与纯锌镀层有所不同。 Zn -Al镀液中Fe的活性与金属间化合物生成自由能之间的关系[13]: 钢基表面Fe活性高时优先生成Fe2Al5相; Fe活性较低时会生成Zn -Fe金属间化合物相,如FeZn13等。Zn-Fe化合物相层形成: Fe-Al金属间化合物形成,造成Fe的扩散阻力增大,而使Fe-Al金属间化合物与锌液界面Fe的活性降低,结果生成Zn-Fe金属间化合物,其形成过程为Fe -Al化合物相层与锌液的界面上产生 ζ 相,所需Fe原子通过Fe-Al化合物相层补给; 由于先生成的Fe-Al金属间化合物对Fe扩散有阻力,使 ζ 相缓慢地向锌液中生长; 随着 ζ 相和钢基表面之间Fe浓度上升,会依次生成 δ 相和 Г1相。这样, 在Fe-Al化合物相层上就逐渐形成了Zn-Fe化合物相。
( 3) Fe-Al金属间化合物相层的迸裂Fe-Al化合物相层形成后在镀锌层合金化过程中发生其特有的迸裂反应: 钢基体浸入含铝的锌液后,表面会优先形成Fe -Al化合物相层,随着Zn原子的不断扩散,使Fe -Al化合物相层形成了Fe-Al-Zn三元固溶体[10]; Fe-Al-Zn三元固溶体中Zn原子继续向钢基体内部洁净的晶界扩散,在其晶界处生成了Zn-Fe金属间化合物相; 随着浸镀时间的延长,Zn-Fe金属间化合物越来越多,其密度比铁低,引起体积膨胀,促使Fe-Al化合物相层出现裂纹并逐渐变大; 一旦出现裂纹就会使更多的锌液与钢基体接触,从而迅速地生成大量的Zn -Fe金属间化合物相,体积迅速膨胀,最后导致Fe-Al化合物相层出现破裂甚至脱落[14]。迸裂组织一般包括破裂的Fe-Al化合物相层组织、Г1相、δ 相和 ζ 相等[15]。
( 4) Fe-Al相层的消失与Zn-Fe相层的生长在迸裂反应发生后,镀层开始生成 Г1,δ 和 ζ 相等。在浸镀初期 ζ 相会在Fe-Al金属间化合物与锌液的界面上结晶并长大,在此后的合金化过程中,钢基表面会出现 Г1相和 δ 相[16]; 随着Fe-Al化合物相层与锌液之间的 ζ 相的长大,由于晶界扩散会引起Fe -Al化合物相层断裂,一些细小Fe-Al化合物残片会向 ζ 相中扩散并最终消失。当Fe-Al化合物相层完全剥离后,在 ζ 相与钢基体间会生成 δ 相等,其中剥离的Fe-Al化合物相层会进入Zn-Fe化合物相层之中,促进其生长。
2 常规元素对Fe -Al金属间化合物形成的影响
在钢冶炼过程中,需加入一定量的Si和Mn作为脱氧剂,有时也会加入Ti,V和Nb等元素细化晶粒以提高钢的综合性能[17]。由于生产工艺原因,还会存在P等其他元素。这些元素都对热浸镀锌铝时Fe -Al金属间化合物相的形成有影响。
( 1) Si钢表面热浸镀锌时,钢中的Si元素会优先在基体表面富集,形成一层较薄的SiO2膜[15]。钢基体表面生成Fe-Al金属间化合物的条件是必须要有Fe原子从自身中溶出,原先钢基体表面形成的SiO2膜会阻碍Fe原子的溶出,即使不完整的SiO2膜,也有一定的阻碍作用; 而且溶出的Fe原子的浓度和钢基体表面的Al原子浓度大于生成Fe -Al金属间化合物所需的Fe原子和Al原子浓度。由此说明,钢基体中溶出的Fe原子的量会直接影响Fe-Al金属间化合物的生成量。此外,Si的富集会降低钢基表面的反应活性。
( 2) Mn Mn对Fe -Al金属间化合物影响较为复杂。钢在热浸镀时,Mn的氧化物主要以颗粒状分布在铁素体晶界处,钢基体中Fe原子的溶出相对容易[18]; 钢基体中Mn含量增加,其表面Mn的氧化物对生成Fe -Al金属间化合物所需的Fe原子溶出量的影响并不大。当锌液中铝含量较少时,Mn对Fe-Al金属间化合物的生成过程和生成量基本没有影响; 当铝含量较多时,钢中Mn含量越高,Fe -Al金属间化合物的生成量相对减少,钢中Mn含量的增加会使钢基表面上Mn的氧化物所占面积比率增大,使Al原子在Fe-Al金属间化合物层中扩散遇到的阻力增大。
( 3) 其他元素P元素主要是以磷化物的形态富集在钢基体表面,在锌液中容易溶解,对钢基体表面Fe原子溶出的抑制作用很小。无论是改变锌液中铝含量还是钢中磷含量都不会影响Fe-Al金属间化合物相的生成,因为钢基体表面磷的富集层在Fe -Al金属间化合物相形成初期已完全溶解。钢基体中含微量P会使热浸镀锌层中 ζ,δ 异常生长且生长速度较快,使 η 相层变薄,在镀层表面 η 相较薄处会出现无光泽的斑点。
当钢中含有Ti,V和Nb等具有细化晶粒作用的元素时,钢基体表面的晶界可作为Zn通过Fe-Al金属间化合物相层的快速通道,促使Fe-Al金属间化合物相层快速破裂,导致锌液中Al元素效应过早失去作用[19]。
3 工艺特点及性能评价方法
钢材在热浸镀锌时,Fe-Al化合物相层生成是由铝含量、浸锌温度和时间共同控制的,其形成情况决定着镀层的附着性能。如果因浸镀时间过长而使镀层加厚影响了其附着性能,一般是无法补救的。如果Fe -Al金属间化合物相层不均匀或过薄,可通过低温退火等后续处理改善镀层的附着性能。
( 1) 力学性能锌铝镀层与纯锌镀层相比,主要的区别在于锌铝镀层合金化过程中有Fe-Al化合物相层生成,所以Fe -Al化合物相层对镀层力学性能的影响比较明显。过去用镀层的裂纹单一指标确定镀层的附着力,目前用锌铝镀层的脱落能更好地解释镀层的附着力,镀层的延伸性能用镀层的裂纹表达更明确。 由此,评定镀层力学性能的标准发生了改变,用裂纹和脱落2 项指标评定镀锌板的力学性能更准确。
( 2) 助镀方法常规的助镀剂主要是氯化锌和氯化铵按一定比例混合而成的,用于钢材热浸镀锌铝合金时,会出现如下新反应,导致助镀剂作用明显降低[18]:
由此可知,常规助镀剂会与大量铝发生反应,使锌液中铝大量损失且助镀剂作用减弱,导致钢材表面出现漏镀现象。现国内外已研制出许多关于锌铝合金助镀的改进方法,如向常规助镀剂中加入氟化物,或采用电解活化助镀方法[20]提高镀层的完整性。
( 3) 锌渣加铝的锌液对锌渣的形成有明显影响, 主要体现在: ①在锌液表面形成一层Al2O3保护层,阻止锌液表面发生氧化,从而减少了锌灰的产生[21，22]; ②由于Fe-Al的亲和力大于Fe-Zn的亲和力,铝会优先与锌液中的铁反应生成Fe -Al金属间化合物,又因Fe -Al金属间化合物密度小于锌的,所以Fe -Al金属间化合物会上浮到锌液表面形成浮渣; ③锌液中铁含量过饱和也会生成Fe-Zn金属间化合物,由于Fe-Al的亲和力大,Fe-Zn金属间化合物随后转化成Fe-Al金属间化合物和锌。由上可知,锌液中加入铝,可将底渣变成浮渣,这也为实际生产中控制底渣提供了理论支持。
4 展望
合金形成热 篇3
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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镁合金热裂行为研究进展 篇4
1 国内镁合金热裂行为研究
国内对其他材料的热裂行为研究得比较充分也相对较早, 但是对镁合金的热裂行为的研究相对较晚。最早对镁合金热裂行为的研究可以追溯到2002年王业双等[5]以ZQS-2000型双试棒合金热裂-线收缩仪的机械部分为基础, 提出了一种用以测试镁合金热裂行为的新的测试方法, 凝固应力的测量装置如图1所示。铸造时采用覆膜砂作为铸型材料, 解决了镁合金在浇注过程中的燃烧问题;通过A/D转换, 用微机对凝固过程中的温度、应力和收缩信号数据进行采集和进一步处理, 并描绘其曲线。试验测得, 在通常凝固条件下, AZ91合金并不按平衡相图凝固, 而是有共晶相析出;AZ91合金最容易产生热裂的温度在实际凝固结束温度 (424℃) 附近。
郑伟超等在2006年采用临界直径法评价Mg-Al合金添加稀土前后的抗热裂性能[6]。研究了稀土 (0.1%~1.2%, 质量分数) 对Mg-Al合金抗热裂性能的影响及其机制。结果表明Mg-Al合金添加稀土元素后抗热裂性能显著下降, 其原因可归为:稀土引起了Mg-Al合金晶粒粗化, 使得热裂纹萌生所需的断裂应变降低;稀土减少了Mg-Al合金中的共晶组织, 缩短了枝晶通道保持开通的时间, 不利于合金进行补缩;而且稀土还提高了共晶反应的温度, 使得凝固后期枝晶间液膜的强度有所下降;当α-Mg枝晶连成骨架时, 分布在枝晶间的Al11RE3相容易堵塞枝晶通道, 增加了合金补缩的难度;Al11RE3相与α-Mg基体的凝固收缩率不同, 容易产生凝固收缩应力, 促进热裂纹的萌生。
黄玉光[7]介绍了一种新的热裂机理———“冲击应力”机理, 总结了合金元素稀土对镁合金热裂倾向性的影响。他们分别采用约束热裂棒法、热裂环法以及热裂综合测试系统来评定Mg-10Gd-3Y-Zr合金的热裂倾向性, 并与常用AZ91D镁合金的热裂性能进行了比较。研究发现, Mg-10Gd-3Y-Zr合金和AZ91D合金的热裂倾向性为:约束热裂棒法评定的热裂倾向系数分别为8和32, 热裂综合测试系统测定其抗热裂力分别约为340N和40N, 热裂环法测定Mg-10Gd-3Y-Zr合金和AZ91D合金的临界断裂直径分别为53 mm和48mm。试验结果表明, Mg-10Gd-3Y-Zr合金的热裂倾向性低于AZ91D合金的热裂倾向性[8]。
Wang等[9]研究了合金元素Zn (x=0~1%) 的加入对Mg-9Al热裂敏感性的影响。合金凝固时, 裂纹沿着晶界萌生。随着Zn含量的增加, 大量的共晶相聚集于晶界, 降低了合金凝固结束的温度, 同时增加了大量低熔点的共晶相, 因此Mg-9Al较大的热裂敏感性是由于Zn元素在晶界的偏聚造成的。同时Wang等[10]利用热裂环法研究了Zn和稀土元素的加入对Mg-9Al热裂敏感性的影响。实验中Zn和稀土元素的加入最大值分别为1.2%和1.6%。Zn的加入降低了合金凝固的结束温度, 促进了Mg17Al12相在晶界的析出, 同时显著增加了合金的热裂敏感性。当Zn含量低于0.8%时, 稀土元素的加入对Mg-9Al的热裂倾向性影响不大, 但当Zn含量超过0.8%时, 稀土元素的加入可以显著降低合金的热裂倾向性。
黄张洪[11]采用“CRC” (Constrained rod casting) 铸造热裂试验及冷却曲线热分析方法研究了ZW系中ZW22、ZW42、ZW44、ZW26、ZW62合金的凝固路径, 凝固最后阶段剩余液相分数以及锆细化等因素和其热裂倾向的关系。热裂纹位置因子、宽度因子等热裂敏感性因子的表征结果表明, ZW系合金的热裂倾向从大到小顺序为:无Zr的ZW62>ZW62>ZW22, ZW42和ZW44>ZW26合金。无Zr的ZW62合金比其他合金具有更大热裂倾向与以下几方面因素有关:具有最长的凝固温度区间;从枝晶干涉点到凝固终了温度间形成W相, 阻碍枝晶间剩余液体的流动性, 不利于枝晶间补缩;最后凝固阶段剩余液相最少, 且该阶段固相分数随温度降低增长缓慢;粗大组织和发达的枝晶。图2为ZW系合金的热裂敏感性。
虽然国内对镁合金热裂行为的研究最近几年比较多, 但是并不系统, 而且对热裂行为的研究主要停留在实验检测的层次。
2 国外镁合金热裂行为研究
Nobilov和Grushko[12]、Cao和Kou[13]等利用“CRC”铸造热裂试验[14]分别研究了二元Mg-Al合金的热裂倾向。他们发现, 铝含量越高, 热裂发生时所对应的固相分数越小。Cao等[15]还利用“CRC”铸造热裂试验研究了三元Mg-Al-Ca合金热裂倾向。结果发现, 合金元素Ca的含量对该合金系热裂倾向的影响极为显著, 如Mg-4Al-xCa合金中, 随Ca含量从0增加到2.5%过程中, 合金的热裂敏感性显著降低。且凝固温度区间长及凝固终了的共晶含量较少的合金热裂倾向大。Zhen等[16,17]采用自制的“T”字形热裂模具研究了Al含量和模具温度对Mg-Al系二元合金热裂纹体积的影响, 通过凝固过程测得的温度-凝固收缩应力以及时间等信息分析Mg-Al系镁合金的热裂纹形成及增长的过程。根据测得的数据可知, 随着凝固时间的延长, 收缩应力不断上升;当热裂发生时导致收缩应力突然释放, 因此系统所检测到的应力曲线呈现出突然下降;随着凝固的继续, 下降的凝固收缩应力又会反弹而后继续增加, 这个应力松弛的过程表示热裂纹的扩展, 说明铸件的热节处裂纹已经形成, 通过对应力松弛过程的分析可以确定裂纹初始萌生时的温度、凝固分数以及裂纹扩展时的裂纹扩展速率等因素。因此通过这套凝固收缩应力显示系统, 可以方便、直观、快捷地监测凝固时的收缩应力变化及铸件的热裂产生情况。
初始模具温度对于合金的热裂倾向性也有着一定的影响。Bichler等[18,19]使用金属模具针研究了不同的初始模具温度对AZ91热裂倾向性的影响, 初始模具温度的范围从140~180℃。实验结果表明, 随着初始模具温度的升高, 合金的热裂倾向性不断降低, 这是因为初始模具温度的升高降低了热应变速率, 从而降低了热裂敏感性。Gunde[20]通过实验方法对Mg-Zn-Y-Zr合金的热裂敏感倾向性进行了实验研究, 结果表明稀土元素Y的添加有效降低了合金的热裂倾向性。
Zhou[21,22]通过热力学计算、实验以及计算机数值模拟等方法对Mg-Zn系二元合金以及Mg-Zn-Al系三元合金的热裂行为以及热裂机理进行了研究。利用Clyne-Davies模型以及Ramseyer模型对Mg-Zn系二元合金以及Mg-Zn-Al系三元合金的热裂敏感倾向性进行了预测, 并与实验测得的裂纹体积结果相比较, 吻合较好。对于Mg-Zn系二元合金, 如图3所示, 在相同合金成分下随着模具温度的升高, 该成分合金形成的裂纹体积不断减小;而在相同的模具温度下, 其裂纹体积随着Zn含量的增加先增大后减小, 呈“λ”型曲线趋势。对于Mg-Zn-Al系三元合金, 在Al含量较低时, 裂纹体积随着Zn含量的变化出现两次波动;而Al含量较高时, 随着Zn含量的增加裂纹体积减小;在Zn含量一定时, 裂纹体积随着Al含量的增加而减少。
Wang等[23,24]通过约束棒铸造模具对二元Mg-Y和MgGd合金体系的热裂倾向性进行了定性和定量的研究。研究结果表明, Y和Gd含量对Mg-Y、Mg-Gd系二元合金热裂敏感倾向性的影响趋势呈“λ”型曲线, 这一曲线规律符合二元合金热裂敏感倾向性的变化趋势。该研究也表明合金的热裂倾向性随着模具温度的升高而明显降低。
3 合金热裂机理研究
热裂是一种非常严重的铸造缺陷, 由于其行为复杂, 因此对热裂机理的研究经历了一个非常漫长的过程。迄今为止, 在大量研究的基础上经过总结得到热裂纹是在凝固温度范围内、临近固相线时形成的。目前较为成熟并被人们认可的理论主要有如下几种。
(1) 液膜理论
Pellini等在研究中首先提出液膜理论[25]。图4为基于液膜理论的热裂形成示意图[26]。经过研究表明, 合金在凝固过程中热裂倾向性与合金结晶末期晶粒周围的液体性质及其厚度有关。当铸件冷却到固相线温度附近时, 晶粒周围会形成液膜。凝固初期时液膜较厚, 当温度越接近固相线, 液膜越薄;当铸件完全凝固时, 液膜完全消失。如果合金中含有较多的低熔点共晶相则会使固相线向下移动, 使凝固结束温度降低, 扩大了凝固温度的范围, 使液膜存在的时间延长, 同时亦增加了凝固过程的收缩量。在结晶末期, 当凝固收缩因一种或几种原因受阻时, 晶粒和晶间液膜内将产生应力。如果晶间液膜在铸件收缩所产生的应力作用下被拉伸, 当收缩应力超过液膜的张力时导致液膜开裂, 形成晶间裂纹。
因此, 液膜理论[25,26]认为, 热裂纹的形成是由于铸件在凝固近结束时晶间液膜的存在和铸件在凝固过程中受到拉应力共同作用的结果。液膜的表面张力与合金的成分以及铸件凝固过程的冷却条件有关。而液膜厚度则取决于晶粒的大小。晶粒越细, 由于晶粒表面积的增加降低了单位面积上液膜的厚度, 因此就增加了合金的抗热裂能力。液膜是产生热裂的根本原因, 而铸件收缩受阻是产生热裂的必要条件, 二者缺一不可。
(2) 强度理论
铸件在凝固后期, 固相形核并且长大, 其骨架已经形成并开始发生凝固收缩, 由于收缩受到阻碍, 铸件中产生了应力和变形。当应力或变形超过合金在该温度下的强度和变形能力时, 铸件便产生热裂。对于合金高温力学性能的研究表明, 在固相线上下温度范围内合金的延伸率极低, 且呈脆性断裂, 因此把这个温度范围称作“脆性温度区间”, 并确定热裂是在脆性区间内形成的。脆性温度区间越大, 合金处于低塑性区域的时间越长, 热裂越容易形成。强度理论[27]认为, 热脆性区的存在和在热脆性区内合金的断裂应力变低是产生热裂的重要原因, 而铸件的集中变形是热裂产生的必要条件。
(3) 晶间搭桥理论
Clyne等[28,29,30,31]提出将合金凝固过程分为准液相区、物质补缩区、晶间分离区和晶间搭桥区。晶间搭桥理论认为, 晶间搭桥的存在加强了合金凝固后期晶粒间的结合力, 使得合金断裂应力值远高于由液膜理论计算的结果。而热裂纹是晶间收缩受到阻碍时, 晶间搭桥被破坏而形成的。如果晶间搭桥大量形成, 会使晶间的结合力提高到与晶内水平相当, 则凝固收缩受阻所产生的应力将可能造成晶粒变形, 而没有破坏晶间搭桥。因此, 在凝固后期, 应该有晶间搭桥区的存在[8,32]。Clyne等描述热裂纹形成过程如图5所示。
(4) 凝固收缩补偿理论
凝固收缩补偿理论将合金凝固过程分为准液相区、可补缩区、不可补缩区和晶间搭桥区4个阶段[33,34,35]。合金凝固的初期, 枝晶间形成连续的骨架, 此时合金的强度低、塑性高, 这一阶段称为准液相区;当枝晶间的连续骨架形成后, 合金建立起一定的强度, 此时塑性开始降低;随着合金继续凝固, 强度升高, 塑性降低到最低, 这一阶段称为准固相区。当凝固达到某一温度后, 合金的强度和塑性都升高, 这是由于晶间搭桥的形成使得晶间强度有所提高造成的, 这一阶段称为晶间搭桥区。合金在准固相区、可补缩区的强度和塑性都很低, 如果合金凝固收缩受到阻碍, 很容易造成晶间分离。如果晶间分离能够得到补缩, 则不会产生热裂纹;反之, 产生热裂纹。图6为基于凝固收缩补偿理论的热裂形成及扩展示意图[36]。由图6可以看出, 在凝固的后期, 由于枝晶长大开始填满更多的空间, 而在晶界的周围有一定含量的液相存在。如果枝晶在凝固收缩应力的作用下发生分离, 当聚集于枝晶周围的液相量足够多而且补缩通道畅通时, 剩余的液相可以补缩枝晶分离从而没有裂纹生成。如果枝晶周围的液相含量不是很多, 凝固收缩应力导致枝晶分离时液相不足够补缩就会导致裂纹的产生。
(5) “冲击应力”理论
“冲击应力”理论是在传统的热裂机理[37,38]上提出的, 这种理论认为:合金在凝固的过程中, 铸件已有一定刚度的先凝固部分对收缩部位产生阻碍作用, 局部形成收缩应力, 若该应力或塑性变形超过合金在该温度下的强度和收缩率, 合金就会在热节部位产生热裂纹。“冲击应力”理论主要是通过测量合金在凝固过程中所受的冲击应力而提出的。在凝固初期, 虽然合金液已有固相析出, 但由于开始析出的固相量比较少, 合金没有建立起强度;当达到枝晶已联成框架, 并有了一定的强度, 应力开始产生并随着温度的降低迅速上升。在冷却到共晶温度之前, 枝晶间的液体是相互联通的, 液相能及时补充由于枝晶收缩所产生的空隙。当冷却到共晶温度, 残余的液相则发生共晶反应时, 由于所有残余液相是在同一个温度下结晶, 凝固速度较快, 即产生一个剧烈收缩, 在受阻条件下, 产生一个相应的“冲击应力”, 在“冲击应力”的作用下, 基体很容易在晶界处被拉开, 而此时, 液相已比较少, 难以进行补缩, 裂纹源一旦产生, 在凝固应力的作用下将继续扩展, 就产生热裂。
以上热裂机理从不同的角度描述了热裂的形成, 但是其本质上是可以相互印证的, 即热裂的形成主要与凝固后期应力状态与补缩过程有着密切的关系, 而最终导致热裂形成是由于部件中某些部位———“热节”部位的凝固收缩应力超过一定晶间液膜的强度, 而又得不到充分的补缩所造成的。如果这种凝固收缩应力作用在枝晶间的液膜上, 液膜破裂即产生热裂。
4 热裂的实验评定方法
合金热裂倾向性的实验评定方法主要有热裂环法[14]、临界尺寸法[14,33]以及临界载荷法等。
(1) 热裂环法
热裂环法即在室温下, 测量环形铸件径向部分周长除以热裂环表面所有裂纹的总长度之和的值来作为衡量合金热裂敏感性 (HCS) 的依据, 铸件主裂纹的长度也可以作为评定HCS指数, 其值越大表明热裂倾向性越大, 抗热裂的能力越小。实验所需要的装置如图7所示。砂型中有2个直径为Φ108mm的圆盘型腔, 并在各自的中心分别安置钢芯, 其直径的大小决定了热裂环的宽度。在正对内浇道的外型中放置冷铁, 以便在合金最后凝固的地方形成热裂。合金热裂倾向性大小用热裂环出现热裂纹的最大宽度来表示。其值越大则表明热裂倾向性越大, 抗热裂的能力越小。这种方法工艺简单, 操作方便, 但重复性差、难以控制合金的冷却速率、无法观察热裂过程和热裂形成温度, 以及铸件形成热裂时的应力变化等因素影响了其对于热裂形成机理的研究。除此之外, 这种方法对于热裂敏感性只给出了定性的分析。
(2) 临界尺寸法
临界尺寸法又分为临界长度法和临界直径法 (如图8所示) 。临界直径法各棒长度一样, 但直径不同。细棒冷却快, 变形速度大, 加上有效承载面积小, 应力较大, 因此比粗棒容易形成热裂。该法取临界直径的平方作为合金热裂倾向性的评价指标, 值越大则该合金热裂倾向性越大。
临界长度法与临界尺寸法相似。但试样各棒截面积相同, 而长度不同, 长棒收缩量大, 应力大于短棒, 变形速度也大于短棒, 因此长棒比短棒容易形成热裂。把棒中不同裂纹程度换算成指数, 并将各棒指数之和作为热裂倾向性的评价指标, 其值越大, 说明合金的热裂倾向越大。
(3) 仪器测量的约束棒法
仪器测量的约束棒法是在前人工作的基础上, 利用模拟信号与数字信号的转换, 设计的一种能够应用于合金热裂检测的实验装置, 能够在实验中同时采集铸件凝固时的温度、凝固收缩应力以及时间等多种重要的信息, 便于进一步的分析研究。仪器测量的约束棒装置通常由3个部分组成:模具部分, 信号收集转换装置以及输出显示装置。Zhen等设计了“T”字形热裂模具用来定性和定量分析合金的热裂倾向性, 如图9所示[16]。模具由148mm的长杆及另一端竖直的直径40mm浇道组成。长杆与直浇道连接的部位直径为12mm, 尾端直径为10mm, 两端直径不同是为了减少凝固过程中铸件与模具内壁的摩擦力, 从而使测量结果更加精确。长杆的尾端为自由端, 一根细钢杆通过石墨环与长杆尾端相连接, 细钢杆的另一端连接应力传感器。此装置的设计原则为:通过监测凝固时的温度和凝固收缩时的热应力变化情况来分析合金的热裂形成过程。图10为该实验装置测得的Mg-1%Al (质量分数) 合金的凝固收缩应力和温度随时间变化的曲线。随着凝固时间的延长, 收缩应力不断上升, 当热裂发生时导致收缩应力突然释放, 因此系统所检测到的应力曲线呈现出突然下降;随着凝固的继续, 凝固收缩应力又会反弹而后继续增加, 这个应力松弛的过程表示热裂纹的扩展, 说明铸件热裂纹形成。通过对应力松弛过程的分析可以确定裂纹萌生的温度、凝固分数以及裂纹扩展速率等因素。因此通过该装置可以方便、直观、快捷地监测凝固时的收缩应力变化及铸件的热裂产生情况。
5 镁合金热裂的数值模拟
近年来, 数值模拟在铸造工艺研究中得到了广泛的应用, 如凝固过程温度场、热应力场的数值模拟、缺陷场模拟、组织形态及力学性能的数值模拟等。通过数值模拟可以分析铸件中存在的各种缺陷的产生原因, 从而采取相应的工艺措施来消除缺陷, 实现工艺的优化, 同时可以节省大量的人力、财力和物力, 缩短产品周期, 增强产品的市场竞争力[39]。
(1) 热裂指示器
ProCAST模拟软件中的热裂指示器是应力驱动模型, 它基于凝固过程中产生的全部应力。该模型计算给定节点处的弹性和塑性应力变形 (当固相分数在50%和99%时) 。它是基于Gurson本构模型开发的, Gurson本构模型是用来研究微观空洞的断裂机制模型。为了更加准确地描述合金半凝固状态的行为, 修正的Gurson本构模型被用于研究合金的热裂倾向性, 即热裂指示器, 模型公式如下[33]:
式中:是热裂萌生的临界等效塑性应变, 是等效塑性应变率, tC是枝晶连接时所对应的时间, tS是达到固相温度时所对应的时间。
Zhu等利用热裂指示器模型对Mg-Al二元合金体系进行了数值模拟[40]。图11为数值模拟结果和实验结果的对比, 可以看出数值模拟结果与实验结果吻合得比较好。实验和模拟结果显示热裂均发生在铸件的相同位置, 并且随着Al含量的增加而减小。
(2) 粘塑性变形模型
另一个用于模拟热裂敏感性的模型是粘塑性变形模型, 它是通过计算材料的固相变形, 包括应变硬化和应变率。该模型是基于平均体积的固体动量方程和固体本构模型建立起来的, 并被Monroe等作为一个新的模型应用在MAGMA软件[41]。
粘塑性变形模型通过计算由于固体变形所产生的孔隙率来表征合金的热裂敏感倾向性, 模型公式为:
式中:fp, d孔隙的体积分数, tscoh是枝晶连接时所对应的时间, fs是固相体积分数, 是粘塑性应变率, I是特性张量。
Pokorny等计算了Mg-Al合金的热应力来评估合金的热裂倾向性[19]。在模拟过程中, 采用试错法来确定模具和金属界面间的传热系数。图12为Mg-9Al合金在不同模具温度下模拟和实验结果对比, 可以看出数值模拟结果与实验结果吻合得很好, 并且模拟结果也表明随着模具温度的降低合金的热裂倾向增加。
6 结语
热裂的产生是一个受多种因素影响的复杂过程, 已建立的各种热裂理论模型都从不同的角度揭示了热裂形成的某些机理。本文总结了国内外镁合金热裂的发展现状及研究成果, 全面阐述了热裂机理及热裂的测试方法, 简单介绍了两种典型的热裂数值模拟模型。但是, 目前热裂理论尚不能对热裂进行定量化描述。一个综合考虑凝固合金的流场、温度场、应力场以及合金热物理性能和高温性能的统一数学模型还没有建立起来。因此, 建立稳定统一的热裂评价标准及模型, 准确地预测热裂的发生对工业的发展具有重大的意义, 是热裂研究未来的发展方向。
摘要：热裂是合金铸造过程中最常见的严重铸造缺陷之一。随着镁合金材料应用范围的不断扩大和复杂薄壁铸件的增加, 热裂成为镁合金商业化应用的瓶颈。全面阐述了国内外对镁合金热裂行为的测试方法, 归纳出了镁合金热裂形成机制, 以及镁合金中热裂倾向定量评价方法等。根据多年的深入研究结果详细总结了镁合金热裂的影响因素。同时, 还介绍了镁合金热裂的理论预测方法和最新数值模拟模型。为建立稳定、统一的热裂评价标准提供了有实际价值的参考。
合金形成热 篇5
热裂倾向性是衡量定向凝固合金可铸性的最重要标志[4]。近年来大量研究证明,绝大部分涡轮叶片的破坏是由于晶界裂纹引起的[5,6]。研究结果表明:裂纹形成过程与合金的准固态力学性能、合金的凝固组织和晶界状态以及合金凝固过程密切相关。影响热裂纹的因素很多,如合金成分、叶片形状、壳型和型芯材料的性能以及熔铸工艺等[7]。因此,了解和分析热裂的形成过程及其影响因素,对于防止热裂的产生,获得健全铸件具有重要的意义。然而,受研究条件的限制,对热裂纹形成的真实过程还无法直接观测。由于热裂纹产生于晶界,作者采用定向凝固空心薄壁管状试样方法,通过热裂纹测试及凝固行为分析,考察合金元素对于定向凝固合金热裂倾向性的影响规律。
1 实验方法
首先使用真空感应熔炼炉浇注ϕ80mm的IC10母合金锭,采用ISP2/Ш-DS型真空定向凝固炉重熔母合金,然后调整合金成分,在相同的工艺参数条件下,制备壁厚为1.0mm的薄壁定向管状试样,每个成分制成5个管状试样,合金成分如表1所示,结果如图1所示。
2 实验结果与分析
2.1 实验结果
由于裂纹宽度都很小,所以采用裂纹长度作为考察指标。定义裂纹长度系数θ:
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式中:n为裂纹个数;li为裂纹长度;L为试管长度。各组实验空心试管的裂纹长度系数如图2所示,发现几种元素对热裂的影响程度依次为:Ti最大,Zr次之,再次为B和Al,最后为Hf。随着Ti含量的增加,定向合金的热裂倾向性严重。Hf元素在0.8%~2.0%(质量分数,下同)范围内合金没有出现热裂纹。Al,B和Zr元素含量增加,合金出现热裂纹。IC10合金裂纹长度系数为0,可铸性优良。
2.2 元素含量对微观组织的影响
横向截取管状试样的裂纹部分,进行微观组织分析,如图3所示。由于Hf含量在0.8%~2.0%之间合金没有出现裂纹,因此没有对其进行微观组织分析。含Hf合金的低热裂倾向与存在富Hf熔体有关。在凝固后期,富Hf熔体有很好的流动性,可以沿着枝晶的毛细管道渗出,在铸件表面形成液膜,这种液膜会对热裂纹起自愈合作用,从而使合金具有良好的可铸性[8]。
从图3可以看出,随着Ti含量的增加,共晶量增多,而且γ/γ′共晶形貌也明显不同。高Ti(1.5%)合金共晶γ′呈大花瓣,尺寸大,数量多,如图3c所示;低Ti(0.8%)共晶的“花心”中γ占的比例更大,呈黑色团状,“花瓣”较细,如图3b所示;而无Ti合金共晶相花瓣最尖(图3a)。这是由于Ti是强的正偏析元素,它偏析于枝晶间,当发生γ/γ′共晶转变时,一部分Ti优先进入共晶相,增大共晶相尺寸和数量,也明显改变了共晶相形貌。同时,Ti抑制或减少Hf在共晶相中的含量,使剩余Hf形成Ni5Hf,降低合金初熔温度;Ti含量愈高,上述效应愈明显。因此,Ti含量的增多使合金具有严重的热裂倾向性。这种现象不仅出现在本研究中,而且也出现在其他合金中,例如Rene125合金中含 Ti量为 2.5%时,定向凝固空心叶片具有严重的热裂倾向;当Ti含量降至1%左右,热裂倾向性明
显减小[9]。因此,要使铸件具有良好可铸性,应该控制Ti元素含量。
Al,B含量的变化并没有明显改变合金的显微组织。尽管Zr仅加入0.1%,也明显促进了γ+γ′共晶的形成,从而导致晶界开裂。因此,Zr含量应控制在<0.05%水平。
2.3 元素含量对断口形态的影响
图4为不同元素含量合金断口形貌图。由图4可见,尽管成分变化,断口都是出现沿晶断裂。当合金含有Ti时,断口表面氧化严重。这是由于Ti化学活性极强,尤其在熔融状态下,极易与周围介质发生反应;在凝固后期,合金断口氧化严重;同时,将合金中的Hf和难熔合金元素W,Ta置换出来,最终富集在裂纹区域。
当0.03%B及0.1% Zr时,除了可以观察到沿晶断裂,还可以观察到共晶断裂特征。
2.4 元素含量对凝固温度的影响
为考察合金成分对凝固特性的影响,以10℃/min速率进行了DSC试验,结果如表2所示。
Ti是强烈正偏析元素,偏析于枝晶间,降低合金的固、液相线温度。合金凝固特性的DSC试验结果表明,无Ti合金熔化温度范围最小,低Ti合金次之,高Ti合金最大。资料表明,合金固-液相线温度范围(ΔT)越小,可铸性越好。所以合金Ti含量减小有助于降低定向凝固时晶界开裂倾向,改善了可铸性。同理,Al,B,Zr含量的增加使合金熔化温度范围增大,增加合金热裂倾向性[10]。
从表2还可以看出,IC10固-液相线温度范围较小,这也是IC10合金热烈倾向性小,可铸性优良的原因之一。
3 结论
(1)IC10合金热烈倾向性很小,可铸性优良,可采用定向凝固方法浇注具有复杂形状的空心叶片。
(2)增加Ti元素含量,共晶相数量增多,共晶尺寸增大;同时,合金熔化温度范围变大,定向凝固柱晶合金出现热裂纹。
(3)降低Hf元素含量,合金熔化温度范围变小,
合金的铸造性能提高;增加Hf元素含量,熔化温度范围增大,但Hf流动性好,能渗透过枝晶间隙补缩,所以Hf元素含量变化没有影响合金铸造性能。
(4)增加Al,B,Zr元素含量,微观组织无明显变化,合金熔化温度范围扩大,热裂倾向性增大。
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合金形成热 篇6
镀Galfan钢丝在实际应用过程中需要弯折、打结,由此引起的镀层开裂会大大降低镀层的耐蚀性,进而影响钢丝的使用寿命。镀锌层主要有2种失效形式[2]——镀层粉化脱落失效及整体剥落失效。Evangelos Tzimas等[3]研究了560℃纯锌镀层的断裂行为,认为δ1相中的显微裂纹是断裂的形核点,裂纹垂直于基体与镀层的界面扩展,在Γ/δ1相界面处受阻后,平行于基体与镀层界面扩展,并最终导致镀层剥落失效。G. Reumont等[4]研究了热镀锌IF钢在大气及NaCl水溶液中的应力腐蚀断裂行为,发现在特殊的外界环境、加载速率及镀层结构下由Zn溶解以及镀层低强度引起IF钢中的氢脆(HE)是产生韧-脆转变的主要原因。Kyung-Keun Lee等[5]采用扫描电镜对热镀锌退火镀层(GA)在三点弯曲载荷下的原位剥落失效行为进行了研究,结果表明,剥落行为主要发生在Γ/δ1界面处,随镀层中铁含量的增加镀层剥落减少。
Galfan合金的力学性能优于纯锌,但鉴于钢丝的应用环境,镀层开裂时有发生。国内外关于Galfan镀层开裂的相关研究报道较少。本实验通分析热浸镀Galfan镀层,探讨了其开裂的影响因素。
1 实验
钢丝镀层样品由天津工大镀锌有限公司提供。采用三点弯曲试验机对镀层进行不同程度的弯曲试验。采用PHILIPS XL30/TMP型扫描电子显微镜观察镀层的组织形貌。采用JEOL Rigaku 2500/PC型X射线衍射仪(Cu Kα)分析镀层的物像相。采用MKⅡ型X射线光电子能谱(Mg Kα)分析镀层,Mg Kα=1253.6eV,仪器的能量误差为+0.15eV,仪器的能量线性用Cu 2p3/2、Ag 3d5/2、Au 4f7/2进行校正。X光源的束斑直径约为10mm。样品中所含元素的灵敏度因子如表1所示。
2 结果与讨论
2.1 镀层形貌
图1为热浸镀Galfan合金镀层的微观形貌。由图1可知,镀层为锌铝共晶,厚度约为80μm,基体与镀层中间几乎观察不到过渡层。
2.2 镀层元素的分布及相组成
图2为Galfan合金镀层的断面能谱线扫描分析。从图2中可以看出,镀层中主要含有Zn和Al。在镀层与基体的界面处Fe、Al和Zn的含量都有急剧变化,其中Fe、Zn含量减少,而Al含量有一个高的峰值,说明界面处的锌含量少于镀层中的锌含量,而存在铁和铝的富集。
图3为CaHan镀层的X射线衍射分析图。从图3中可以看出,镀层主要由Zn和Al两相组成,没有其它化合物。考虑到过渡层中化合物量有可能太少,不易检测出,对基体与镀层界面的过渡层进行了透射分析。
图4为基体与镀层界面处的透射照片,从图4中可看出,界面处晶粒很细小。从能谱分析以及衍射斑点标定可得出该层为由Fe、Al、Zn组成的多相固熔体,并未检测到化合物,与文献[6]中Fe-7Al合金镀层与基体的过渡层组成相似。
2.3 镀层的XPS半定量分析
2.3.1 全谱扫描分析(Survey scan)
对镀层进行XPS全谱扫描,用Ar+溅射的时间分别为5min、10min、15min、20min。图5为不同溅射时间下Galfan合金镀层的全谱XPS图谱,随溅射时间的延长,在结合能为707.0eV处,Fe 2p3/2、Fe 2p1/2的峰值呈现明显增高的趋势,在结合能为1021.8eV处,Zn 2p3/2、Zn 2p1/2的峰值呈现明显下降的趋势,与图2对应可以推测,镀层逐渐接近于基体的界面位置。由于Al的含量相对较少,并且灵敏度因子仅为0.10,所以在不同时间的全谱扫描图中均未得到Al的峰值,随后对镀层进行窄区扫描,以确定Al是否存在。
2.3.2 窄区扫描(Narrow scan or detail scan)
图6和图7分别为C 1s和O 1s的拟合曲线。图6中C-C/C-H基团可能对第1个峰值出现在285.0eV起作用。在室温下,无论何种成分,金属的表面只要与大气接触就会瞬间生成一层C-C/C-H基团薄膜(厚度小于3nm);在较高的结合能289.0eV下,第2个峰值的出现可能与O-C=O基团有关。
图7中531.8eV处为强度最高的峰值,该峰值可能与氧以铝的氧化物(Al2O3)的形式出现有关。3种强度较弱的峰值出现在530.0eV、532.0eV、533.5eV处,这可能与氧以锌的氧化物(530.0eV)的形式出现和在铝、锌的氧化物表面上吸附的水及O=C-O基团有关。
图8为在溅射时间分别为5min、10min、15min、20min时Al的XPS图谱。溅射时间为5min、10min时仍在镀层的位置,所以没有出现Al的峰值;溅射时间为15min时在结合能为72.9eV处出现Al的峰值,由于所扫描的过渡层范围、Al本身含量较少及灵敏度因子较小的影响,该峰值不是太明显,但也能说明Al存在于过渡层;溅射时间为20min时Al的峰值消失,说明其已经达到基体位置,这也证明单镀Galfan的过渡层非常薄。
溅射时间为15min时,对Fe、Al、Zn 3种元素进行半定量分析,组分的半定量计算公式为:
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式中:Cx为原子分数(或计算原子的相对比);I1、I2为元素1、2的强度(可用全谱或窄扫描谱的峰高或面积);α1、α2为元素1、2的灵敏度因子(选查VG数据),数据如表1所示。
在窄扫描图谱中,根据元素的结合能得出相应元素对应的峰面积,再由式(1)计算得出,Al元素的原子分数为8.1%,Fe元素的原子分数为88%,Zn元素的原子分数为3.9%。
2.4 镀层开裂及断口形貌观察
图9为镀层开裂及断口的扫描照片。从图9(a)中可以看出,裂纹主要沿晶界产生并扩展,晶界缺陷成为裂纹形成和扩展的主要影响因素。从图9(b)中可以看到,镀层断口处存在孔洞以及贯穿整个镀层的开裂。
2.5 讨论
从Galfan合金镀层的微观组织照片中(图1)未观察到明显的金属间化合物过渡层,并且透射电镜分析也证实了这一点。从裂纹产生的角度来看,并未发现大量裂纹在镀层与基体界面处产生,而是多发生于晶界处。因此可以得出过渡层并不是产生裂纹的主要原因。XPS分析得出镀层中可能存在铝和锌的氧化物,这些杂质分布在晶粒边界导致了裂纹的形成及扩展。在制备工艺中尽量避免合金的氧化,采用镀后快速冷却的方法细化晶粒可能会对防止镀层开裂起到一定的改善作用。
3 结论
热浸镀Galfan合金镀层没有明显的过渡层。浸镀过程中产生的金属间化合物并未引起镀层开裂。基体与镀层界面处存在铁与铝的富集。裂纹主要在镀层晶界处产生并沿晶界扩展。晶界处氧化物等杂质成为影响镀层开裂的主要因素。
参考文献
[1]Marder A R.The metallurgy of zinc-coated steel[J].Pro-gress Mater Sci,2000,45:191
[2]Jiang Haoming(蒋浩民),et al.Study onthe zinc coating ad-hesion and formability of zinc-coated sheet steel(镀锌钢板的锌层附着特性及成型性研究)[J].J Plasticity Eng(塑性工程学报),2008,15(2):57
[3]Evangelos Tzimas,George Papadimitriou.Cracking mecha-nisms in high temperature hot-dip galvanized coating[J].Surf Coat Techn,2001,145:176
[4]Reumont G,et al.The effects of an Fe-Znintermetallic-con-taining coating on the stress corrosion cracking behavior of a hot-dip galvanized steel[J].Surf Coat Techn,2001,139:265
[5]Kyung-Keun Lee,In-Hwan Lee,Cheul-Ro Lee,et al.In-si-tu observationin a scanning elcectron microscope on the ex-foliation behavior of galvannealed Zn-Fe coating layers[J].Surf Coat Techn,2007,201:6261
ZK60镁合金的热压缩变形行为 篇7
镁合金是现今工业上可应用的最轻金属结构材料。纯镁在室温下的密度为1.736g/cm3,仅为铝的2/3,钢的1/4。镁合金具有高的比强度和比刚度、优良的切削加工性能、良好的导热和阻尼减震性能以及优良的电磁屏蔽性和可回收利用等优点,被认为是制备航天飞行器零部件、交通运输工具和3C产品等最具前途的理想材料之一[1,2,3,4,5]。
目前,工业镁合金产品多通过铸造的方式获得,其中尤以压铸件为主导[6],但压铸产品的性能、可靠性、成品率、材料利用率和设备能力等都受到限制, 且无法满足航空、军工等领域中高性能结构件的要求。通过挤压、锻造、轧制等工艺生产的变形镁合金产品比铸造材料拥有更高的强度、更好的延展性,可满足多样化结构件的需求,是铸造镁合金产品所无法取代的[5,7,8]。因此,研制与开发变形镁合金产品,生产高质量的板、棒、型材产品,对镁合金材料获得更广泛的应用十分重要。
变形镁合金的生产有其特殊性及技术困难。金属镁为密排六方晶体结构,滑移系少,在常温下变形时只有基面滑移系参与,造成镁及镁合金材料塑性变形能力差,加工成形困难[9]。因此,通常情况下需要在高温下对其进行塑性加工。ZK60镁合金作为高强度变形镁合金,是所有材料中比强度最高的一种,将在今后发挥越来越重要的作用。所以,了解ZK60镁合金高温流变行为及其与加工工艺参数(变形温度和变形速度)的相互影响关系有着重要的意义。
通过对ZK60合金进行高温热压缩变形的实验模拟,研究了合金高温变形特征及其组织演变规律, 从而为合理制定轧制、锻造、挤压等热塑性成形工艺参数提供指导,同时为进一步系统研究该合金提供基本数据。
1 实验
实验材料为半连续铸造生产的ZK60镁合金,即加入高纯镁、纯锌和Mg-Zr中间合金,待完全熔化后进行搅拌,并确保成分尽量均匀,静置后浇注成直径为90mm的铸锭,测定其化学成分为Mg-6.37Zn-0.53Zr(质量分数,%)。
沿铸造方向截取圆柱棒试样,并在电阻炉中进行420℃×18h的均匀化退火处理,然后在500t挤压机上热挤压成直径为16mm的棒材(挤压比为27∶1),最后沿挤压方向经表面机加工制成尺寸为Ф10mm×12mm的小圆柱体试样,并在Gleeble-1500热模拟机上进行热压缩实验。实验前对压缩试样两端面和侧面进行磨光,压缩时在试样两端均匀涂敷石墨润滑剂并贴上石墨片,以减小试样与压头之间的摩擦影响。变形温度为250～400℃,应变速率为0.001～1s-1,试样加热速度为5℃/s,压缩前试样在变形温度下保温3min,总压缩变形量约为105%(真应变)。变形后立即水淬以保留热变形组织。金相试样经粗磨、细磨、抛光和腐蚀后,采用Olympus光学显微镜(OM)观察显微组织,其中金相腐蚀剂配方为1.5g苦味酸+5mL乙酸+10mL蒸馏水+25mL乙醇。
2 结果与分析
2.1 ZK60合金的真应力-真应变曲线
采用热压缩模拟实验研究了ZK60镁合金试样在多种变形条件下的高温塑性变形行为。试样在不同应变速率条件下的真应力-真应变曲线如图1所示。
ZK60镁合金的真应力-真应变曲线都可分为3个阶段。第1阶段:微量的应变即引起应力的大幅上升,说明该阶段加工硬化占主导,合金中只发生了小部分动态回复或动态再结晶。第2阶段:随着变形量的增加,由于位错密度不断提高,使得动态回复和动态再结晶加快, 软化作用进一步增强, 加工硬化逐渐被抵消,在图1中表现为曲线斜率逐渐减小,应力上升减缓。流变应力达到峰值时,说明加工硬化和动态再结晶软化达到平衡。第3阶段:当变形继续进行时,由于动态再结晶的加快,软化作用继续增强,使流变应力持续下降,最后应力达到稳定值。这种变化趋势与其它镁合金基本相同[10,11,12]。
从图1中可以看出,变形温度和应变速率对材料的变形性能有很明显的影响。
在同一变形温度下,合金的真应力随应变速率的增大而增加,原因是应变速率越大,发生相同应变所需的时间缩短,使位错运动受阻,位错增殖较快,位错攀移及位错反应等引起的软化速率相对减小,硬化作用增强,合金变形的临界切应力提高,所以应力就越大。同时由于动态回复、动态再结晶等提供的软化作用时间缩短,也导致流变应力增大。
在同一应变速率下,真应力随温度的升高而减小。随着变形温度的升高,原子的动能增加,原子热震动的振幅增大,使位错可动性提高、可动滑移系增多,从而改善了晶粒之间变形的协调性;在高温下材料容易发生动态回复和动态再结晶,回复使金属得到一定程度的软化,而再结晶则完全消除了加工硬化效应。基于以上原因,随着温度的升高,ZK60合金应力呈下降趋势,结果如图1所示。
2.2 ZK60合金流变应力的影响因素及变形激活能的确定
由以上实验结果可知,ZK60镁合金的应力-应变速率-温度之间相互影响明显,因此有必要明确合金塑性行为中各因素之间的相关性,从而掌握合金高温塑性变形行为。高温下,合金的热变形与高温蠕变过程一样,存在热激活过程,其特点之一是应变速率受热激活过程控制,即遵从Arrhenius 公式[13]:
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Sellars 和Tegart 提出采用包含变形激活能Q和温度T的双曲正弦形式修正Arrhenius关系来描述这种热激活稳态变形行为[13]:
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式中:A、α、n为材料常数;R为气体普适常数,8.134J/(mol·K);T为绝对温度,K;Q是变形激活能,J/mol,又称为动态软化激活能,它可反映材料热变形的难易程度,是材料在热变形过程中重要的力学性能参数。
图2为合金热变形时应变速率与应力的关系。
利用undefined和undefined的线性关系,经拟合分别得到斜率n1 = 4.545、β= 0.142,并有α=β/n1,α经优化处理取值为0.031。由式(2)可推导出:
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当应变速率为常数时,假定在很小的温度范围内变形激活能Q保持不变,对式(3)两边取对数可得以下线性关系:
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对式(4)求偏导数可得到n值、b值和变形激活能Q,分别为:
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图3为ZK60合金变形过程中真应力、应变速率与变形温度的关系。由图3(a)中undefined直线斜率确定不同应变速率下的n值,即为应力指数,结果见表2。由图3(b) 中ln[sinh(ασ)]-1/T的直线斜率可求出不同变形温度下的材料常数b,结果见表3。
根据式(7)可以计算激活能Q,Q与温度及应变速率的关系如图4所示。由图4可知,(1)在相同应变速率条件下,当温度为250～400℃时,随着温度的升高,合金的变形激活能有增加的趋势,这是由于Mg的层错能低(60～78J/m2),扩展位错宽度大,很难从位错网中解脱,也很难通过交滑移和攀移而与异号位错抵消,交滑移和攀移难以进行,从而导致动态回复变得困难,因此,温度的升高会使动态再结晶倾向增大[14],故激活能较高。(2)在相同温度条件下,随着应变速率的增大,合金的激活能都增加,这是由于应变速率增加,材料的变形抗力就增大,进而需要材料体系提供的能量越大,故材料的激活能增加。
影响材料热变形激活能的因素很多。通常,Q值在空位扩散激活能的数值到界面与体积扩散激活能的数值之间波动。一般认为,如果合金发生动态再结晶,热变形激活能往往较自扩散激活能大。
2.3 组织演变
图5为同一变形温度(250℃)、不同应变速率下热压缩变形之后的组织结构。
随着应变速率的增大, 动态再结晶晶粒尺寸逐渐减小, 但动态再结晶进行得不够完全。原因可能是再结晶的驱动力一般由变形金属的储存能提供, 当应变速率较低时, 金属原子可充分扩散, 合金中的储存能较少,使再结晶驱动力减小,因而只能在某些具有高能量起伏的区域(如变形量大的区域) 首先形核,再结晶形核率较低;而当变形速率较大时,产生同样变形程度所需的时间短,导致部分区域位错来不及抵消和合并,使位错增多,能发生再结晶的形核区域增多,导致晶粒细化。但应变速率增大时,再结晶来不及完全进行,所以组织中仍存在变形大晶粒,导致变形不均匀。
图6为同一应变速率(0.1s-1)、不同温度下压缩变形后的显微组织形貌。从图6中可清楚地看到,当温度为250℃时,合金大部分区域已发生动态再结晶,晶粒呈明显的等轴状;但随着温度的升高,再结晶晶粒开始互相蚕食而逐渐长大,整个合金组织结构呈现粗化趋势,当温度高达400℃时,其平均晶粒尺寸约为250℃时的8倍。
Zener-Hollomon 参数Z综合了温度和应变速率的影响,其物理意义是温度补偿的变形速率因子。参数Z与变形温度和应变速率的关系为[13]:
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Zener-Hollomon 参数Z可用来分析热变形组织的晶粒尺寸。汪凌云等[15]研究发现,当Z较大时,材料的再结晶晶粒平均尺寸较小,因此提高应变速率和降低变形温度可使再结晶晶粒平均尺寸减小,而细小的晶粒使材料在真应力-真应变曲线上表现出更高的变形抗力。这与本实验的结果一致。
根据式(8),温度与Z值呈指数关系,而应变速率与Z值呈线性关系,所以对于所研究的材料而言,变形温度是其最主要的影响因素。温度对再结晶晶粒的影响最为显著,而应变速率次之。因此制定ZK60镁合金热加工工艺时应首先考虑温度的影响。要获得细晶组织,必须采用适宜的变形温度,同时考虑实际生产的需要。因此在本实验条件下,ZK60镁合金的最佳热加工工艺条件为:变形温度350℃左右,应变速率0.01～0.1s-1。
2.4 动态再结晶机制
镁合金动态再结晶机制受塑性变形机制的影响,由于在不同的温度区间塑性变形机制不同,因此在镁合金高温压缩变形中, 动态再结晶产生机制随变形温度区间的不同而改变[16]。
低温下镁合金变形机制以基面滑移和机械孪晶协调变形为主,临近孪晶界的高位错区域的孪晶和晶格渐进扭转激发产生细小的动态再结晶晶粒。在中间温度区域,塑性变形的控制机制是非基面上位错的交滑移,这种交滑移主要在原始晶界附近被激活,因为原始晶界附近应力高度集中。根据Friedel-Escaig 机制可知,位错的交滑移导致从最初螺型取向向刃型取向的转变,刃型位错位于非基面上,具有较高的层错能,因此,这种位错很容易进行攀移。靠着交滑移和攀移,位错重排在原始晶界附近,产生了一个小角晶界网。小角晶界连续不断地吸收位错导致连续的动态再结晶,从而形成新的晶粒。在高温下,由于材料的高温塑性变形激活能接近合金的体积扩散能,导致大量位错攀移产生。位错的快速攀移导致小角度晶界形成。移动的位错被亚晶界缠住从而逐渐转变为大角度晶界。位错攀移控制整个动态再结晶过程。
3 结论
(1) 在同一应变速率下热压缩变形,ZK60 镁合金的流变应力随温度的升高而减小,材料的变形抗力也减小,在较高的温度下实验合金发生了明显的软化。在同一温度下,实验合金的流变应力随应变速率的增大而提高,表明该合金是正应变速率敏感材料。
(2) 在温度为250～400℃、应变速率为0.001～1s-1的变形条件下计算出ZK60镁合金的变形激活能Q=63～130kJ/mol,应力指数n=2.78～3.79。在此条件下Q随温度的升高和应变速率的增大而增加。