高强度铸造AlMgZn合金的研究.docx
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高强度铸造AlMgZn合金的研究
高强度铸造Al-Mg-Zn合金的研究
中文摘要
摘要:
我国正在大力发展高速列车,车辆轻量化是高速列车的关键技术之一。
为实现中国铁路技术装备现代化以及对关键技术及关键零部件的引进、消化吸收、再创新,本文以高速列车轴箱体用高强度铝合金为研究背景,开展应用于我国铁道车辆关键零部件的高强度铸造铝合金的研究。
传统铸造铝合金的强度和韧性难以满足列车关键零部件的使用要求,特别是传统的铸造方法,由于成型质量和铸造缺陷等问题,也难以满足铁道车辆关键零部件对成型质量要求。
本文在了解不同元素对合金性能影响的基础上,配制了一种高强度铸造A1.Mg.Zn铝合金,研究
了制备技术并重点开展了合金细化变质的相关研究,测试了合金的力学性能和铸
造性能,观察了合金的微观组织。
研究结果表明:
该合金以镁、锌为主要合金化元素,以铍、铜、锰、钛、锆
为微量元素,充分发挥各元素的作用,实现较好的复合多元合金化效果;通过采用真空调压铸造成型方法,合理改进浇铸系统,配合真空搅拌除气措施,使铸件在真空下充型,压力下凝固,减少气孔,提高了致密度。
该合金的流动性较好,热裂倾向小,热处理后抗拉强度可达453MPa,延伸率为14%。
研究发现:
采用A1.Ti对所设计的合金进行细化变质处理时,在熔体静置或冷却过程中易形成Ti的偏析(密度偏析),采用A1.Ti.C作为细化变质剂时Ti偏析不明显;合金以灿.Ti—C作为细化变质剂时,加入量为0.2%时合金具有最佳的综合力学性能;不同加钛方式对设计合金细化效果有着显著的影响:
相同加入量时,A1.Ti.C对合金的细化效果优于A1.Ti,以灿.Ti.C作为细化变质剂的合金力学性能优于以A1.Ti为细化变质剂的合金,两者铸造性能相当;相同制备工艺下,增加含Ti量后,合金中没有新的相生成、合金中Ti元素偏聚严重,造成合金力学性能和铸造性能严重下降。
本文所开发的A1.Mg-Zn高强度铸造铝合金及有关的制备技术,对我国高速列
车关键零部件的材料更新具有重要的工程应用参考价值。
关键词:
高速列车;高强铸造铝合金;真空调压成型;细化剂;细化机理分类号:
TGl35+.1
ABSTRACT
ABSTRACT:
High-speedtrainismuchdevelopedinourcountrytheseyears,ofwhichweightreductionisoneofthekeytechniques.FortherealizationofChina’Srailwaytechnologyandequipmentmodernization,toachievetheintroduction,digestion,absorptionandinnovationofkeytechnologiesandparts,inthispaper,the
lligh·strengthaluminumalloyusedforaxleboxofhigh-speedtrainisstudiedas
researchbackground.Thecompositiondesignofhigh—strengthcastaluminumalloy
usedforkeypartsofhigh—speedtrainisstudiedinthispaper.ThepropertiesofpresentlyexistingcastaluminumalloyscannotmeettherequirementsofthekeypartsofHigh-speedtrain.Andtheircastingtechniqueiseasytomakemorefoundrydefects.
AnewcastA1一Mg-Znaluminumalloyisdevelopedinthispaper.Preparationtechniqueandgrainrefinementprincipleareinvestigatedasfocus.Themechanicalandcastpropertiesofthealloyaretested,andthemicrostructureofthealloysisalsoobserved.
TheresultshowsthatMgandZnareaddedasthemainalloyingelementsandBe,Mn,
Cu,Ti,Zrareaddedasthetraceelements,allelementsachievebetterperformance.The
materialispreparedwithvacuumadjustablepressurecastingmethod.The
vacuum-stirringmeasurementisappliedfordegassing,therefore,themeltfillsthe
mouldundervacuumconditionandsolidifiesunderadjustablepressure,reducingtheharmfulinfluenceofgastotheminimallevel.Asaresultthetensilestrengthofthealloyis453MPaandtheelongationis14%.Thealloyalsohasbetterpourabili哆andhasslightthermalcrackingtendency.StudyshowsthatthesegregationofTiiseasytoformwhenA1·Tiisaddedasthegrainrefiner.Comparativelyspeaking,Tisegregationisnot
obviouswhenuseA1-Ti—Casagrainrefiner.WhentheadditionofA1-Ti—CisO.2%.themechanicalpropertyisthebest.DifferentaddmethodsofTihasasignificantimpactofrainrefinementeffect.Undertheconditionofsameaddition(0.2%Ti),therefinement
effectofA1·Ti—CtothealloyisbetterthanthatofAI—Ti.ThemechanicalpropertiesofthealloyuseA1-·Ti·-CasgrainrefinerisbetterthanthealloyuseA1—·Tiasgrainrefiner.Undertheconditionofsamepreparationtechnique,thereis110newphasefoundandthesegregationofTiisseriouswhichcausethemechanicalandcastpropertiesdecline
badly.
Thehigh-strengtheastA1-Mg—Znaluminumdesignandthepreparetechnology
exploiteinthispapermakegreatengineeringreferencevaluetothereplacementofkey
partsofhigh—speedtraininourcountry.
KEYWORDS:
high—speedtrain;hilghstrengthcastaluminum;vacuumandpressureregulationmoldtechnology;refiner;grainrefinementprinciple
CLASSNO:
TGl35+.1
V
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三寄疚导师签名:
签字日期:
2-沁0"年8Ak黾签字日期:
c:
切莎年石月loEt
独创性声明
本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和取得的研究成果,除了文中特别加以标注和致谢之处外,论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果,也不包含为获得北京交通大学或其他教育机构的学位或证书而使用过的材料。
与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。
学位论文作者签名:
三牟友签字日期:
)矿口g年∥月夕日
致谢
本论文是在导师韩建民教授的悉心指导下完成的。
在研究生学习期间,韩老师渊博的学识、严谨的治学态度、耐心的指导都给我留下了深刻的印象并将使我终生受益。
在生活和做人处事上,韩老师也以他的一言一行为我树立了榜样。
在此向韩建民教授致以最衷心的感谢和敬意!
本课题的顺利完成,与老师李卫京高工对课题工作的热心指导和无私帮助是分不开的。
李老师认真负责的工作态度也值得我很好地学习,在此向李卫京老师表示衷心的感谢与敬意!
在课题工作中,王金华教授对笔者的试验工作也提供了许多有益的建议与帮
助,对此表示深深的谢意!
在实验室工作及撰写论文期间,师兄杨智勇提供了许多建设性的指导,戎文娟、李斌、陈跃、王勇、孙春华、孟晓娟等同学对我的研究工作给予了热情帮助,在此向他们表达我的感激之情。
特别感谢陈怀君技师对笔者试验工作多方面的支持与帮助!
最后,真诚地感谢我亲爱的父母和姐姐、妹妹,感谢在我硕士学习生活期间
给予我无私关怀,感谢你们提供的一切便利条件和帮助。
1绪论
为实现中国铁路技术装备现代化,国家多次组织召开专门会议,确定了推进铁路技术装备现代化“引进先进技术、联合设计生产、打造中国品牌"的总体方针,明确了铁路技术装备现代化的方向、方法和目标。
按照这一要求,铁道部确定了实施我国铁路装备现代化方案,核心是对关键技术及关键零部件的引进、吸收消化、再创新。
对于列车关键零部件的轴箱,在我国高速列车研发过程中走的也是一条“引进、吸收消化、再创新’’的道路。
图1.1我国高速列车CRH的轴箱
Fig.1.1AxileboxoftheCRH
图1.1所示为我国某铁路机车制造企业从川崎重工直接引进的用于我国高速列车CRH的轴箱。
据川崎重工提供资料,引进轴箱材料采用A1-A7050FD合金,采用模锻的成型技术制造,采用T74的热处理工艺。
灿-A7050FD琊4是一种高强韧变形铝合金,具有较高的机械性能。
变形铝合金通过挤压、轧制、锻造等手段减少了缺陷,细化了晶粒,提高了致密度,因而强度高、韧性也好,得到了广泛的应用【11。
但是,变形铝合金对设备和工装模具要求高、工序多,因而生产周期长、成本很高并且成型的复杂程度也受到限制。
与变形铝合金相比,铸造铝合金具有价格低廉,组织各向同性,并可以获得特殊的组织,易于生产形状复杂的零件,可以小批量生产也可以大批量生产等诸多优点,生产灵活,应用范围很广。
国内外一直致力于通过优化合金设计和改进铸造工艺来开发低成本、高强韧的铸造铝合金。
国外高速列车已普遍采用高强度铸造铝合金,而我国自行研制的高速列车目
前仍采用钢铁铸造材料,这使得车辆具有较大的自重。
我国在轨道车辆上使用铝合金材料的历史很短,经验少,尚未形成完整的材料体系和相应的制造与应用技术,目前主要借鉴飞机或汽车用铝合金材料,采用传统的砂型铸造方法生产铸件为主。
因此,结合我国轨道交通技术的发展,借鉴国内外飞机、汽车等领域铝合金材料的应用经验,开展适用于我过轨道交通用铸造铝合金的材料、成型技术和热处理技术的研究是一个很有前途的研究课题,并会产生良好的社会与技术经济效益。
1.1铸造高强度铝合金概述
铸造高强度铝合金,即用于制造承受较大载荷的航空、航天及其它民用机械构件的铸造铝合金。
铸造铝合金一般分为~.Si合金、舢.Cu合金、A1.Mg合金和A1.Zn
合金四个系列。
在上述四个系列中,A1.Cu合金是典型的高强韧铸造铝合金【21。
在高强韧铸造铝合金的发展过程中,A-U5GT占有重要的地位。
A.U5GT是法国人于二十世纪初研制成功并投入生产应用的,在目前具有代表性的高强韧铸造铝合金中,它的历史最久、应用最为广泛【3.51。
A.U5GT己列入法国国家标准【6】和法国宇航标准【.7】高纯(Si_<0.05wt.%,FeS0.10wt.%)的这种铝合金具有很好的力学性能
【8】。
我国目前没有与它对应的牌号。
美国铝协会牌号201.0(1968年1和206.0(1976年)都是在A.U5GT基础上经改造而形成的,204.0(1974年)则等同于A.U5GT[31。
201.0(A1Cu4AgMgMn)的商业名称是KO.1,是受美国专利保护的牌号,具有很好的力学性能和抗应力腐蚀能力【8】。
但由于含有0.4~1.0wt.%的银,材料成本很高,仅用于
军方或其它要求高的领域,限制了其应用范卧引。
在高强韧铸造铝合金领域,我国也取得很大的成绩。
二十世纪六十至七十年代,北京航空材料研究院研制成功了ZL205A合金。
ZL205A合金成分复杂,含有Cu,Mn,Zr,V,C也Ti,B等七种合金元素。
ZL205A仃6)的典型抗拉强度高达510MPa,T5状态下典型延伸率达13%t引。
上述几种高强韧铸造铝合金同属于A1.Cu系。
该系列合金强度高,塑性和韧性也较好,但铸造性能较差,具体表现为热裂倾向大、流动性较差、补缩困难。
此外,该系列合金抗蚀性能较差,有晶间腐蚀倾向【引。
A1.Mg系合金具有优良的力学性能,高的强度、好的延展性和韧性,抗蚀稳定性和切削加工性都好。
含Mg量12~13wt%的铝镁合金,其力学性能优于ZL301(ZAlMgl0),抗拉强度可达295"--'440MPa,延伸率12"'25%。
A1.Mg系合金的主要缺点是裂纹倾向大、易氧化夹渣、有自然时效倾向。
美国牌号220和英国牌号LMl0与我I雪ZL301接近¨J。
2
A1.Si系合金具有良好的铸造性能、好的抗蚀稳定性和中等的切削加工性能,具有一般的强度和硬度,但塑性较低。
文献【3】报导了一种改良的ZLl07合金(以下称ZLl07A),它具有较高的强度和较好的塑性。
与ZLl07接近的牌号有美国牌号319和英国牌号LM21[引。
几种典型的高强韧铸造铝合金材料的化学成分和力学性能分别见表1.1、1.2。
表1.1几种高强铝合金的化学成分降13】
Table1.1Typicalhighstrengthcastaluminumalloy
合金元素含量(wt%)
SiCuMnMgCdTi其它
ZL107A6,5-7.3.5—O.1一O。
0.1-0.2O.1—O.2B:
O.01.O.05
454.52Be:
0.O}O.1
ZL201A≤O.34.8.O.6-1.—0.15.1.≤0.15一
5.3O35
ZL205A≤o.064.8.O.3—0.0.15.O.2O.05_o0.15n≤0.15B:
O.005加.06
5.355.335Zr:
.0.05.o.2
Hi-tough‘_—。
4.6-0.3m.—0.1_o.0.05.o.B:
O.05-o.1
205A5.352525Zr.0.05一D.25
A.U5GT≤O.024.2.O.15一o一一O.05n≤035一
4.5.3530
206.0≤O.014.2.O.2一D.O.15.O————0.15-0.≤O.35一
4.55.3535
KO.1≤O.014.o.O.210.O.15-o一一O.15m.≤O.15Ag:
0.4-1.05.25.5535
ZL301一9.5.11.0
注:
剩余为铝的含量
表1.2几种高强铸造铝合金的力学性能睁12】
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垒§!
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丛暨皇翌i呈垒!
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12Z
合金铸造方法热处理抗拉强度(MPa)屈服强(MPa)延伸率(%)HB
注:
①J.金属型铸造;S.沙型铸造;R.消失模铸造0数据来自高纯的206.0合金。
si的含量低于0.05wt%,Fe的含量低于O.10wt%。
3
1.2铸造铝合金的强韧化理论
一般而言,金属的强化涉及形变、合金化及热处理相变等基本途径。
就其强化机制而论,又可分为位错强化、晶界强化、固溶强化和第二相强化等四种基本方式【141。
1.2.1固溶强化
固溶强化是金属材料的重要强化方式之一,金属常通过合金化(其中一个重要原因是实现固溶强化)来获得足够高的强度。
固溶强化机制的一个重要模型是错配球模型【l51。
根据错配球模型,溶质原子分为置换式和间隙式两种。
置换式溶质原子占据着固溶体中的点阵位置,由于溶质原子和溶剂原子的原子半径不相同,导
致原来的晶体点阵发生畸变从而引起强化。
间隙式溶质原子占据着点阵结构中的
空隙导致原来的晶体点阵发生畸变而引起强化。
固溶强化来源于溶质原子对位错的钉扎作用和增加位错运动的摩擦阻力,这种作用包括位错与溶质原子间的长程交互作用和短程交互作用。
固溶强化作用大小取决于溶质原子浓度、原子相对尺寸、固溶体类型和电子因素。
溶质原子与铝原子的价电子属相差越大,固溶强化作用亦越大。
固溶强化在铝合金强化中占据重要的地位,是铸造铝合金中较重要的强化手段。
1.2.2位错强化(加工硬化)
通过塑性变形(轧制、挤压、锻造、拉伸等)使合金获得高强度的方法叫加工硬化。
塑性变形时增加位错密度是合金加工硬化的本质,所以也称位错强化。
据统计,金属强烈变形后,位错密度可由106根/cm2增至1012根/cIIl?
以上【14J。
因为合金中位错密度越大,继续变形时位错在滑移过程中相互交割的机会越多,相互间的阻力也越大,因而变形抗力也越大,合金即被强化。
金属变形时产生的位错不均匀分布,先是较纷乱地成群纠缠,形成位错缠结,随变形量增大和变形温度升高,由散乱分布位错缠结转变为胞状亚结构组织,这时变形晶粒由许多称为“胞"的小单元组成;高密度位错缠结集中在胞周围形成包壁,胞内则位错密度很低。
变形越大亚结构组织越细小,抵抗继续变形的能力越大,加工硬化效果越明显。
合金变形条件不同,位错分布亦有所不同。
当变形温度较低(如冷轧)时,位
错活动性较差,变形后位错大多呈紊乱无规则分布,形成位错缠结,这时合金强
4
化效果好,但塑性也强烈降低。
当变形温度较高时,位错活动性较大,并进行交滑移,位错可局部集聚、纠结、形成位错发团,出现亚结构及其强化,届时强化效果不及冷变形,但塑性损失较少。
加工硬化或亚结构强化在常温时是十分有效的强化方法,但在高温时通常因
回复和再结晶而对强度的贡献显著变小。
目前发表的加工硬化理论有很多,影响较大的四种理论是林位错理论、割阶理论、Hirsch理论和Seege理论116j。
1.2.3晶界强化
晶界强化可分为直接强化作用和间接强化作用两方面。
晶界的直接强化作用是晶界本身对晶内滑移所起的阻碍作用。
无论是小角度
晶界还是大角度晶界都可以看成是位错的集合体,从而成为直接阻碍晶内位错运动的障碍。
这种直接强化作用涉及到晶界与晶格滑移的交互作用,包括以下方面:
(1)晶界具有短程应力场,可阻碍晶格滑移位错进入或通过晶界。
这是一种
由位错与晶界的应力场的交互作用所引起的一种局部强化作用。
(2)若晶格滑移位错穿过晶界时,其柏氏矢量发生变化并形成晶界位错。
除非所形成的晶界位错从滑移带与晶界相交处移开,否则会引起反向应力阻碍进一步滑移。
(3)若晶格滑移位错进入晶界,可发生分解形成晶界位错;或者与晶界位错发生位错反应。
晶界的间接强化作用是晶界的存在所引起的潜在强化效应,主要有两种形式:
(1)次滑移引起强化根据双晶体模型,晶界的存在可引起弹性应变不匹配和塑性应变不匹配两种效应,在晶界附近引起多滑移。
由弹性应变不匹配效应在主滑移前引起次滑移时,可对随后主滑移构成林位错加工硬化机制。
这种先次滑移后主滑移的机制在晶界潜在强化中起着重要作用。
塑性应变不匹配应力易于激
发晶界位错源,使之放出位错而导致晶界附近区域快速加工硬化。
(2)晶粒间取向差引起强化由于相邻晶粒取向不同,会引起两者主滑移系统取向因子出现差异。
若在外力作用下,某一晶粒先开始滑移时,相邻晶粒内的主滑移系统难于同时开动。
这说明晶界的存在能使运动位错的晶体学特性受到破坏,从而引起强化效应。
晶界强化对于多晶体而言,主要表现为晶粒大小与流变应力的关系。
一般而言,细晶试样不但强度高,而且韧性也好。
所以细晶强化成为金属材料的一种重要强化方式,获得了广泛的应用。
Hall.Perch公式建立了晶粒大小与金属强度的定
量关系,其一般表达式为【15】:
Gt=00+kd-n
式中,o沩流变应力,oo为晶格摩擦力,d为晶粒直径,k为常数,指数n常取1/2。
Hall.Petch公式被证明可广泛应用于各种体心立方、面心立方及六方结构金属和合金。
1.2.4第--$tj,n,fl界强化
晶界是指相同成分和相同结构的晶体之间的界面,而相界是指两个相的接触面。
由于两相具有不同的成分及晶体结构,故在性能(如弹性模量)上有较大差异。
实践证明,相界能总是小于任一相的晶界能,而其附着作用却是大于晶界的。
因此一般来讲相界有较好的抗腐蚀性,较高的扩散激活能和较大的滑移阻力。
(1)沉淀强化沉淀强化是指第二相粒子自固溶体沉淀(脱溶)而引起的强化效应,又称析出强化或时效强化。
其物理本质是沉淀相粒子及其应力场与位错发生交互作用,阻碍位错运动。
造成沉淀强化的条件是第二相粒子能在高温下溶解,并且其溶解度随温度降低而下降。
(2)弥散强化弥散强化是通过在合金组织中引入弥散分布的硬粒子,阻碍位错运动,导致强化效应。
所谓硬粒子是指粒子本身不变形,位错难于切过。
对作为强化相的硬粒子有两个基本要求,一是其弹性模量要远高于基体的弹性模量;二是要与基体呈非共格关系。
(3)加工硬化加工硬化是金属与合金的重要力学行为,不
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