WPŁYW STRONTU NA STRUKTURĘ OBRABIANYCH CIEPLNIE STOPÓW ALUMINIUM TYPU Al10Si0,3Mg

Transkrypt

1 27/40 Solidification of Metals and Alloys, Year 1999, Volume 1, Book No. 40 Krzepnięcie Metali i Stopów, Rok 1999, Rocznik 1, Nr 40 PAN Katowice PL ISSN WPŁYW STRONTU NA STRUKTURĘ OBRABIANYCH CIEPLNIE STOPÓW ALUMINIUM TYPU Al10Si0,3Mg TOMCZAK Tomasz, LEDA Henryk Instytut Inżynierii Materiałowej Politechniki Poznańskiej pl. M.Skłodowskiej Curie 5, Poznań STRESZCZENIE Odlewy kokilowe ze stopu typu Al10SiO.3Mg z różnym stężeniem strontu wyżarzano przez czas od 2 do 96 godzin w temperaturze 545 o C i następnie przesycano w wodzie. Przesycane próbki starzono w temperaturze 165 o C przez 5 godzin. Stwierdzono, że brak strontu opóźnia proces sferoidyzacji krzemu eutektycznego, natomiast jego obecność spowalnia przyrost objętości powstałych wydzieleń krzemu podczas II etapu wyżarzania. Zmiany strukturalne w czasie wyżarzania w temperaturze 545 o C, łącznie z efektem starzenia wpływają na twardość osnowy kształtując w niej dwa maksima twardości po 2 i 8 godzinach wyżarzania. Zmiany te są trudne do wyjawienia przy pomiarach twardości metodą Brinella, dającej uśrednione wyniki z twardości osnowy i obecności wydzieleń krzemu o zróżnicowanej morfologii. 1. Wprowadzenie Magnez obecny w stopach aluminium umożliwia ich utwardzenie dyspersyjne i kształtowanie w ten sposób właściwości stopów odpowiednich dla danego elementu konstrukcyjnego. Łącznie ze zmianą kształtu i rozmieszczenia krzemu eutektycznego umożliwia to nadawanie wyrobom pożądanych cech użytkowych w zależności od szczegółowych potrzeb. Wydzielanie faz z przesyconego roztworu stałego jest w stopach odlewniczych łatwiejsze aniżeli w stopach przerobionych plastycznie co skraca czas obróbki cieplnej i tym samym stanowi o obniżeniu kosztów [1]. W wyniku obróbki cieplnej uzyskuje się pożądane właściwości począwszy od podwyższenia odporności na propagację pęknięć [2], poprzez poprawę właściwości

2 238 przy niskocyklicznych obciążeniach zmiennych [1], do optymalizacji zużycia narzędzi podczas skrawania odlewów siluminowych [3]. Struktura odlewów siluminowych zależy w pierwszym rzędzie od warunków chłodzenia oraz od obecności dodatków modyfikatorów chemicznych Na, Sr i Sb, przy czym najskuteczniej rozdrabnia strukturę siluminów połączenie chemicznej modyfikacji i szybkiego chłodzenia [4]. Celem niniejszego opracowania jest zbadanie wpływu strontu na przemiany fazowe przy utwardzaniu dyspersyjnym siluminów ze szczególnym uwzględnieniem wpływu czasu wyżarzania przed przesyceniem. 2. Przygotowanie próbek Stop Al10SiO.3Mg topiono w piecu oporowym w tyglu grafitowym. Przed odlaniem do kokili ciekły metal wygrzewano w temperaturze 685 o C z naniesionym na powierzchnię rafinatorem w postaci soli-chlorków metali alkalicznych oraz węglanów. Próbki odlano do formy metalowej o grubości ścianki 4 mm i temperaturze o C. Siluminy modyfikowano zaprawą AlSr10 oraz AlTiB1. Próbki do badań w niniejszym opracowaniu wycięto z kołnierzy odlewów o kształcie i wymiarach przedstawionych na rysunku 1. Rys. 1. Kokilowy odlew stopu Al10SiO.3Mg Fig. 1. Die cast of Al10SiO.3Mg alloy Skład chemiczny badanych stopów przedstawiono w tabeli 1. Tabela 1. Skład chemiczny stopów aluminium typu Al10SiO.3Mg Wytop Si Fe Cu Mn Zn Ti Cr Ca B Sr ,89 0,237 0,03 0,228 0,342 0,008 0,006 0,002 0,0004 0,0010 9,82 0,230 0,03 0,223 0,333 0,008 0,008 0,002 0,0007 0,0061 9,90 0,231 0,03 0,225 0,315 0,008 0,010 0,002 0,0008 0, ,36 0,504 0,07 0,276 0,395 0,073 0,022 0,003 0,0021 0,0306

3 239 Próbki wycięte z odlewu tak jak przedstawiono na rysunku 1 żarzono w temperaturze 545 o C przez 2,4,8,24,48 i 96 godzin w atmosferze powietrza. Wyżarzone próbki chłodzono w wodzie o temperaturze 60 o C. Tuż po wyjęciu z wody zmierzono twardość HB a uzyskane wyniki przedstawiono dalej. Po upływie 20 godzin przeprowadzono 5 godzinne starzenie w temperaturze 165 o C zakończone chłodzeniem w powietrzu. Dalsze badania i pomiary wykonano na próbkach starzonych. 3. Wyniki 3.1. Struktura Na rysunku 2 przedstawiono strukturę próbek siluminów po odlaniu oraz po 96 godzinach wyżarzania w temperaturze 545 o C. Obecność strontu w stężeniu % (próbka 3) zadziałała modyfikująco i płaskie wydzielenia krzemu eutektycznego zmieniły kształt do postaci owalnej, co jest oczekiwanym skutkiem wpływu strontu na krzepnięcie eutektyki w układzie Al.-Si (rysunki 2a-2c). Pośredni udział Sr % w próbce 2 równie skutecznie zmodyfikował krzem eutektyczny. Obecność strontu wyraźnie wpływa na morfologię krzemu po wyżarzaniu w temperaturze 545 o C. W zakresie czasów ponad 2 godziny cząstki krzemu koagulują i w niniejszym badaniu uzyskują największe wymiary po 96 godzinach żarzenia (rysunek 2b-2d). Obecność strontu spowalnia koagulację cząstek krzemu. a) b) c) d) Rys. 2 Struktura stopów Al10SiO.3Mg. Powiększenie 1600x: a) próbka 1 po odlaniu, b) próbka 3 po odlaniu, c) próbka 1 po 96h w 545 o C, d) próbka 3 po 96h w 545 o C Fig. 2.Structure of Al10SiO.3 alloy. Magnification 1600x: a) specimen 1 as-cast, b) specimen 3 as-cast, c) specimen 1 solution annealed 96h at 545 o C, d) specimen 3 solution annealed 96h at 545 o C

4 240 Dla próbek 2 i pośrednich czasów wyżarzania wymiary cząstek krzemu mieszczą się pomiędzy wartościami z rysunków 2b i 2d. W próbce bez strontu po 2 godzinach wyżarzania widoczne są jeszcze pozostałości płytek krzemu eutektycznego. W miarę postępu koagulacji cząstek krzemu maleje ich średnia krzywizna i parametr ten posłużył do charakterystyki zmian kształtu i wymiarów cząstek krzemu. Rys. 3 Wpływ czasu żarzenia w temperaturze 545 o C i zawartości Sr na średnią krzywiznę Si Fig. 3 Influence of annealig time at 545 o C and Sr content on the coagolation rate M. v of Si particles Twardość Na rysunku 4 przedstawiono wyniki pomiarów twardości metodą Brinella próbek tuż po przesyceniu. Pomiar nie wykazał istotnej różnicy wartości twardości HB próbek z różną zawartością strontu a wyższa twardość próbki 4 wynika prawdopodobnie z obecności innych pierwiastków stopowych jak to wynika z danych tabeli 1. Rys. 4 Wpływ czasu żarzenia w temperaturze 545 o C i zawartości strontu na twardość HB po przesycaniu. Fig. 4 Influence of annealing time at 545 o C and strontium content on HB hardness of solution annealed and water quenched specimen

5 241 Wyniki pomiarów twardości HB po starzeniu zestawiono na rysunku 5. W tym stanie strukturalnym wyjawiły się różnice twardości wywołane strontem Próbki z Sr Rys. 5 Wpływ czasu żarzenia w 545 o C i zawartości Sr na twardość HB po starzeniu 5h/165 o Fig. 5 Influence of annealing time at 545 o C and Sr content on HB hardness of specimens aged 5h at 165 o C uzyskują maksymalne twardości po 2 godzinach wyżarzania, natomiast w próbkach bez strontu starzenie doprowadza do maksymalnych twardości po uprzednim żarzeniu przez 4-8 godzin. Pomiary twardości metodą HB uśredniają zmierzone wartości gdyż są zależne od ilości i morfologii cząstek krzemu oraz stanu strukturalnego osnowy. Pomiar mikrotwardości (rysunek 6), wyjawił ciekawe zjawisko uzyskania dwóch zakresów wysokiej twardości osnowy po starzeniu przedzielonych zakresem mniejszej twardości w próbkach starzonych, uprzednio żarzonych 4 godziny przed przesycaniem. Rys. 6 Wpływ czasu żarzenia w temperaturze 545 o C i zawartości strontu na mikrotwardość osnowy próbek starzonych 5 godzin w temperaturze 165 o C Fig. 6 Influence of annealing time at 545 o C and strontium content on microhardness of specimens aged 5h at 165 o C

6 Omówienie wyników Eutektyki w odlewanych stopach aluminium występują w postaci płytek bez modyfikacji lub w postaci włókien w stopach modyfikowanych sodem lub strontem. Podczas wyżarzania w temperaturach w pobliżu temperatury solidus zachodzą dwa zjawiska: podział twardego składnika eutektyki na drobniejsze fragmenty oraz dalszy proces koagulacji i wzrostu oddzielnych cząstek. Przyjmuje się, że płytkowy składnik eutektyki ma mniej defektów i dlatego podział płytek jest utrudniony [7]. W niniejszej pracy zaobserwowano podobne zjawisko, aczkolwiek podział płytek krzemu przebiegał w czasie poniżej 2 godzin i badanie tego zjawiska winno się rozpocząć od krótszych czasów. Od czasów ponad 2 godziny trwa wzrost cząstek krzemu a przyjęta miara tego wzrostu M. v tj. wartość średniej krzywizny przedstawiona na rysunku 3 wskazuje na hamujący wpływ strontu na ten proces. Parker [8] przedstawił wyniki pomiarów wzrostu cząstek krzemu: µm 3 /h dla cząstek krzemu w stopie niemodyfikowanym oraz 0.01 µm 3 /h w stopie modyfikowanym. Wyniki niniejszej pracy pozwalają stwierdzić, że postęp procesu koagulacji cząstek krzemu zależy od zawartości strontu w stopie. Jednocześnie można stwierdzić, że spowalniające koagulację działanie strontu wyjawia się w szczególności w stopach z niskim udziałem innych, towarzyszących, dodatków podstawieniowych np. Fe, Cr (tabela 1). Według Rhinesa i Aba Ile [7] energia aktywacji procesu wzrostu cząstek krzemu wynosi 335 kj/mol co sugeruje, że dyfuzja krzemu w osnowie aluminiowej nie jest czynnikiem decydującym o wzroście i koagulacji cząstek tego pierwiastka. Analiza zależności pomiędzy wartościami M. v, czasem żarzenia t i parametrem m. kontrolującym szybkość wzrostu cząstek nie pozwoliła na przypisanie parametrowi m. wartości od 2 do 4 co sugeruje, że dyfuzja krzemu w osnowie nie jest najważniejszym czynnikiem kontrolującym wzrost cząstek. Wyniki pomiarów twardości wzbogacają wiedzę o właściwościach omawianych stopów, które w pewnym stopniu zależą od udziału strontu, jednak zależności te wyjawiły się w stopach z niewielkim udziałem pierwiastków towarzyszących. Stopy bez strontu po starzeniu pozostają miękkie, słabiej reagują na zmiany strukturalne podwyższające twardość, przynajmniej w warunkach zrealizowanego starzenia. Niższa twardość osnowy po żarzeniu przez 4 godziny i starzeniu wynika z obecności wakansów i fazy Mg 2 Si. Wyjaśnienie tego zjawiska wymaga dalszych badań. Różnorodność struktur w stopach Al.-Si-Mg pozwala przyjąć, że istnieją możliwości uzyskiwania wyraźnie zróżnicowanych właściwości. W pracy [2] przytoczono wyniki pomiarów wartości K Ic wynoszące 22.2Mpa m. po wyżarzaniu przez tysiąc godzin, co jest wynikiem ogólnego obniżenia wartości twardości po długich czasach wyżarzania (rysunek 4,5,6). Można przypuszczać, że zróżnicowanie twardości osnowy zaobserwowane w niniejszym badaniu również wpłyną na niektóre parametry mechaniczne stopów Al.

7 243 LITERATURA [1] Spychalski W.L., Stolorz J., Kurzydłowski K.S., Quantitative description of the microstructure of eutectic Al.-Si alloys in context of their mechanical properties, Inżynieria Materiałowa 3, 1998, s [2] Apelian D., Shivkumar S., Sigworth G., Grundlegende Aspekte der Warmebehan dlung von Al.-Si-Mg-Gusslegierungen, Giesserei-Praxis 3/91, s [3] Jordović B., Novitović O., Nedeljković B.: The influence of casting technology on as-cast structure of Al.-Si alloy, Stermat 94, Beskidy 1994, s [4] Granger D.A., Ting E.: Structures in directionally solidif. aluminiumalloy A356 Solidification processing of eutectic alloys, Proceedings TMS Fall Meeting, 1988 [5] Ryś J., Wiencek K.: Koagulacja cząstek cementytu w stali, IX K.PAN 77, s [6] Ryś J., Satora K., Kurczab W.: Koagulacja Fe 3 C stali z B, IX K PAN 77, s [7] Rhines F.N., Aballe M.: Met Transactions 17A, 1986, s [8] Parker B.A. i wsp.: Metals Forum 5, 1982, s Recenzował Prof. dr hab. inż. Janusz Braszczyński Prof. dr hab. inż. Przemysław Wasilewski