晉芳偉, 吉學(xué)英, 馬秀勤, 高榆嵐

(1. 貴州工程應(yīng)用技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院, 貴州 畢節(jié) 551700;2. 貴州工程應(yīng)用技術(shù)學(xué)院 畢節(jié)循環(huán)經(jīng)濟(jì)研究院, 貴州 畢節(jié) 551700)

深冷處理是指在低于-130 ℃下對(duì)工件進(jìn)行冷處理,與通常的冷處理技術(shù)(-70～-80 ℃,即干冰溫度)相比溫度要更低,因此也稱為超冷處理。目前,深冷處理用于改善材料性能的研究仍是熱點(diǎn)。譬如對(duì)于黑色金屬及合金,深冷處理用于Cr-Mo-V-Ni鋼,其抗拉強(qiáng)度略有提高,屈服強(qiáng)度則顯著提升[1]。對(duì)AISI D6工具鋼進(jìn)行深冷處理,可在保持耐磨性不降低的情況下提高硬度及韌性[2]。淬火加深冷處理能顯著提高30CrMnSi結(jié)構(gòu)鋼的塑性[3]。WC-Co硬質(zhì)合金經(jīng)-196 ℃深冷處理12 h,其斷裂韌度提高14.3%,同時(shí)深冷處理對(duì)其耐磨性的提高有很大影響[4]。深冷處理可改善合金表面質(zhì)量,降低表面粗糙度、減少殘余應(yīng)力和表面缺陷[5-6]。在柴油機(jī)凸輪軸的熱處理工藝中加入深冷處理[7],可使軸的顯微組織變好、力學(xué)性能提高、熱處理畸變可控。對(duì)YG11C 硬質(zhì)合金進(jìn)行深冷處理后其耐磨性較常規(guī)處理提高顯著,但經(jīng)磁場(chǎng)深冷處理后其耐磨性反而降低[8]。當(dāng)然,深冷處理用于鋁合金的研究亦很廣泛。Al-Zn-Cu合金焊接件經(jīng)深冷處理,焊核區(qū)晶粒細(xì)化,焊接接頭的沖擊性能和抗拉強(qiáng)度得以提升[9]。Al-Zn-Mg-Cu合金經(jīng)深冷處理后,用高分辨率透射電子顯微技術(shù)觀察到GP區(qū)和亞穩(wěn)相,深冷處理誘導(dǎo)GP區(qū)中的第二相析出,深冷處理通過(guò)改善合金顯微組織而改變其性能[10]。對(duì)Al-Mg合金而言,對(duì)其進(jìn)行深冷處理的研究報(bào)道較少見(jiàn)。Al-Mg合金廣泛應(yīng)用于航空航海和機(jī)械制造業(yè)之各類(lèi)配件。更由于Al-Mg合金之密度比純鋁還小,材質(zhì)更加輕盈,焊接性能和抗腐蝕性能穩(wěn)定,因此常作為輪船、軍艦和飛機(jī)上的蒙皮。目前報(bào)道的改善Al-Mg合金性能的方法有均勻化退火[11]、軋制[12]、改變鑄型[13]等。本文對(duì)5083Al-Mg合金進(jìn)行“液體法”深冷處理,研究深冷處理時(shí)間對(duì)其組織和性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為5083Al-Mg合金棒材,主要成分見(jiàn)表1。制備拉伸、金相和硬度試樣,拉伸試樣尺寸見(jiàn)圖1。制備6組試樣,每組試樣包括3根拉伸試棒、一個(gè)金相試樣和一個(gè)硬度試樣,其中一組作為對(duì)比試樣,不做深冷處理,另外5組試樣分別浸泡于液氮中進(jìn)行深冷處理,浸泡時(shí)間依次為4、12、24、72和120 h,浸泡結(jié)束將試樣取出并回溫至室溫。

圖1 5083Al-Mg合金拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimens for the 5083Al-Mg alloy

表1 5083Al-Mg合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

用WAM-300微機(jī)控制電液伺服萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn),取3根拉伸試棒力學(xué)性能試驗(yàn)值的平均值作為每組試樣的試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行分析。用210HBS-3000型的數(shù)顯布氏硬度計(jì)測(cè)定硬度,其中,壓頭為硬質(zhì)合金小球,直徑為φ10 mm,加載載荷是1000 kg,加載時(shí)間為30 s。取硬度試樣兩底面硬度值的平均值作為每個(gè)試樣的試驗(yàn)結(jié)果。金相試樣經(jīng)預(yù)磨、拋光、氫氟酸水溶液腐蝕后,用蔡司掃描電鏡進(jìn)行組織分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 深冷時(shí)間對(duì)合金拉伸性能的影響分析

表2為每組試樣的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果,其中一組試樣未進(jìn)行深冷處理,深冷時(shí)間用0 h表示。由表2可見(jiàn),合金的抗拉強(qiáng)度在0～72 h范圍內(nèi)隨著深冷時(shí)間的增加而增大。在深冷時(shí)間為72 h 時(shí),合金試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值298.3 MPa,與未經(jīng)深冷處理的試樣比較,抗拉強(qiáng)度提高了4.4%。深冷時(shí)間為120 h時(shí),試樣的抗拉強(qiáng)度293.5 MPa,盡管與未經(jīng)深冷處理的試樣相比抗拉強(qiáng)度仍然提高,但與深冷時(shí)間為72 h的合金試樣相比抗拉強(qiáng)度卻有所降低?？梢?jiàn),深冷時(shí)間過(guò)長(zhǎng),反而對(duì)進(jìn)一步改善合金的抗拉強(qiáng)度不利,亦即,通過(guò)深冷處理提高5083Al-Mg合金的抗拉強(qiáng)度存在較佳時(shí)間范圍。

表2 不同深冷時(shí)間處理后5083Al-Mg合金的力學(xué)性能

同樣,從表2中可看出,合金經(jīng)深冷處理后伸長(zhǎng)率有所下降,但隨深冷時(shí)間的延長(zhǎng),伸長(zhǎng)率變化不大。與未經(jīng)深冷處理的試樣比較,深冷處理24 h時(shí)伸長(zhǎng)率下降了2.26%,降幅最大。從表2還可知,深冷處理對(duì)合金的斷面收縮率影響甚微。經(jīng)深冷處理的5組試樣的斷面收縮率平均值為56.60%,而未經(jīng)深冷處理試樣的斷面收縮率是57.00%,可見(jiàn)合金經(jīng)深冷處理后斷面收縮率的改變非常有限。

從上述5083Al-Mg合金拉伸性能試驗(yàn)結(jié)果可見(jiàn),合金經(jīng)深冷處理后,不同深冷處理時(shí)長(zhǎng)下各力學(xué)性能指標(biāo)表現(xiàn)各異。深冷處理的主要目的之一是提升合金材料的強(qiáng)韌性,即不損失塑性的情況下提高強(qiáng)度。表2的試驗(yàn)數(shù)據(jù)表明,5083Al-Mg合金經(jīng)不同時(shí)間深冷處理后強(qiáng)度均有不同程度提高;伸長(zhǎng)率均有所下降,但數(shù)值有限;斷面收縮率幾乎不受影響。這對(duì)于提高合金的強(qiáng)韌性比較有利。目前認(rèn)為鋁合金的深冷處理強(qiáng)化機(jī)理是深冷處理過(guò)程中基體組織之晶格畸變產(chǎn)生局部應(yīng)力集中,誘導(dǎo)位錯(cuò)發(fā)生纏繞,從而使合金強(qiáng)度提高[14];鋁合金在低溫下獲得的過(guò)飽和點(diǎn)缺陷及位錯(cuò)增殖,與溶質(zhì)原子相互作用導(dǎo)致沉淀物析出,加強(qiáng)彌散強(qiáng)化改善合金塑性[15]。5083Al-Mg合金的組織由α-Al和Al3Mg2相組成,深冷處理時(shí)由于內(nèi)應(yīng)力的作用,固溶在α-Al中的Mg原子析出并與Al原子作用生成Al3Mg2相,該相彌散分布改善合金塑性。因此,即便合金深冷處理后強(qiáng)度提升,但塑性卻損失甚微甚至有所改善,如深冷處理時(shí)間為12 h時(shí),5083Al-Mg合金試樣的抗拉強(qiáng)度明顯增加,斷面收縮率卻增大。當(dāng)深冷處理時(shí)間超過(guò)24 h后,隨著時(shí)間的增加抗拉強(qiáng)度的提升程度變緩,深冷時(shí)間過(guò)長(zhǎng),如處理120 h,抗拉強(qiáng)度反而有所下降。究其原因,深冷處理前期(12～24 h)晶格畸變明顯,抗拉強(qiáng)度提升顯著;當(dāng)深冷處理時(shí)間過(guò)長(zhǎng),如達(dá)到120 h時(shí),應(yīng)力集中產(chǎn)生的晶格畸變程度有所緩解,導(dǎo)致強(qiáng)度下降。

2.2 深冷處理時(shí)間對(duì)合金硬度的影響分析

從表2的硬度測(cè)試結(jié)果可知,隨著深冷時(shí)間的變化試樣硬度明顯存在峰值。未經(jīng)深冷處理試樣的布氏硬度為73.50 HBW,經(jīng)深冷處理12 h和14 h試樣的硬度分別為95.20 HBW和96.35 HBW,和未深冷處理試樣比較,硬度有明顯提高,提升幅值分別是21.7 HBW、22.85 HBW。深冷處理時(shí)間超過(guò)12 h后,試樣硬度繼續(xù)提高,但增速變緩,當(dāng)深冷處理增至24 h時(shí)試樣硬度達(dá)到峰值。深冷處理時(shí)間超過(guò)24 h后,試樣硬度值大幅度降低。深冷處理時(shí)間為72 h、120 h試樣的硬度值分別為74.3 HBW、73.15 HBW,二者相差僅1.15 HBW,變化甚微。硬度和析出相的數(shù)量密切相關(guān)。當(dāng)深冷處理時(shí)間為12 h時(shí),強(qiáng)化相Al3Mg2的析出基本完成,彌散強(qiáng)化效果較好,硬度提升顯著。繼續(xù)延長(zhǎng)深冷處理時(shí)間,強(qiáng)化相的進(jìn)一步析出有限,表現(xiàn)為合金硬度增加不明顯。深冷處理時(shí)間過(guò)長(zhǎng),彌散析出的Al3Mg2相發(fā)生脫溶分解,合金的硬度下降,深冷處理對(duì)試樣的硬度影響減弱甚至消失。

考察深冷處理時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響,則深冷處理時(shí)間在4～120 h 范圍,抗拉強(qiáng)度均有改善,顯著改善的時(shí)間范圍是12～72 h?？疾焐罾涮幚頃r(shí)間對(duì)合金硬度的影響,顯著提高硬度的深冷處理時(shí)間范圍是12～24 h。綜合考察二者,深冷處理改善合金力學(xué)性能和硬度的較佳深冷時(shí)間范圍是12～24 h。

2.3 顯微組織分析

5083鋁鎂合金SEM組織如圖2所示。由圖2可見(jiàn),所有試樣組織均由α-Al和Al3Mg2相組成,其中,α-Al為合金基體組織,Al3Mg2為析出相或第二項(xiàng)。未經(jīng)深冷處理時(shí),其組織中的Al3Mg2相粒狀尺寸較大且分布不均勻,經(jīng)深冷處理后所有試樣組織中的Al3Mg2相粒狀尺寸均減小且分布更均勻。在4～12 h范圍內(nèi)隨著深冷處理時(shí)間的延長(zhǎng),試樣組織中的Al3Mg2相數(shù)量增多,尺寸變小,分布更均勻,如圖2(b,c)所示,但當(dāng)深冷處理時(shí)間增至24 h時(shí),試樣組織中的Al3Mg2相分布均勻性變差,見(jiàn)圖2(d)。當(dāng)深冷處理時(shí)間為72 h時(shí),試樣組織中的Al3Mg2相數(shù)量明顯減少,見(jiàn)圖2(e),這就是前面提到的深冷處理時(shí)間過(guò)長(zhǎng),彌散析出的Al3Mg2相發(fā)生脫溶分解導(dǎo)致其數(shù)量急劇減少,表現(xiàn)為硬度會(huì)大幅度減小,和硬度測(cè)定的結(jié)果相一致(見(jiàn)表2)。仔細(xì)觀察和分析圖2中鋁鎂合金試樣的組織形貌發(fā)現(xiàn),圖2(e)和圖2(b)以及圖2(f)和圖2(a)的組織形貌很相似,而恰巧對(duì)應(yīng)硬度試樣測(cè)得的硬度值也很接近,分別是74.30 HBW和74.55 HBW以及73.15 HBW和73.50 HBW。觀察分析鋁鎂合金試樣的SEM組織同樣發(fā)現(xiàn),深冷處理使合金組織中出現(xiàn)Al3Mg2相數(shù)量較多、尺寸較小且分布更均勻的較佳深冷時(shí)間范圍是12～24 h,與合金性能的試驗(yàn)結(jié)果相符合。

圖2 5083Al-Mg合金試樣經(jīng)不同時(shí)間深冷處理后的SEM組織(a)未處理;(b)4 h;(c)12 h;(d)72 h;(e)120 hFig.2 SEM images of the 5083Al-Mg alloy specimens cryogenically treated for different time(a) untreated; (b) 4 h; (c) 12 h; (d) 72 h; (e) 120 h

3 結(jié)論

1) 5083Al-Mg合金的抗拉強(qiáng)度在0～72 h范圍,隨著深冷處理時(shí)間的增加而增大;深冷處理時(shí)間過(guò)長(zhǎng),反而不利于合金抗拉強(qiáng)度的進(jìn)一步改善,提高合金抗拉強(qiáng)度的深冷處理時(shí)間存在較佳范圍。

2) 5083Al-Mg合金經(jīng)深冷處理改善拉伸性能和硬度的較佳深冷處理時(shí)間為12～24 h,深冷處理時(shí)間達(dá)到72 h時(shí),深冷處理對(duì)進(jìn)一步改善5083Al-Mg合金力學(xué)性能不利。

3) 深冷處理使5083Al-Mg合金組織中出現(xiàn)Al3Mg2相數(shù)量較多、尺寸較小且分布更均勻的較佳深冷時(shí)間范圍是12～24 h。