鋁板沖製開裂的原因分析

2022-12-16 23:57:03 字數 1985 閱讀 6054

通過對樣品的綜合分析得知,造成板材在沖製過程中開裂的主要原因是由於再結晶晶粒尺寸的不均勻性以及基體中化合物質點形態的特殊性,在產品成形時隨變形程度的逐漸增加,晶間結合強度減弱,化合物周圍區域性發生應力集中而誘發微細裂紋,裂紋進一步擴充套件造成開裂而導致產品報廢。下面以典型的1070合金和3003合金做詳細分析。

1對1070合金深衝開裂原因**

1070-o合金深衝製品開裂的主要原因是成品退火後的晶粒組織粗大,其次是有害的針狀alfesi相。1.1雜質元素的影響

1070合金中的主要微量元素是和fe和si。一般來說,為了防止鑄錠造時產生開裂及塊狀初晶矽的出現,工業上都要求鑄錠成分中fe>si。一方面fe和si可以作為合金元素少量地固溶於基體中,起到一定的固溶強化作用;另一方面,在半連續鑄造過程中易與α(al)結合生成α(al)+alfesi共晶組織,存在於枝晶網路間,其中的alfesi雜質相呈現出針狀的形貌。

alfesi相是脆性相,在進行壓力加工(特別是大軋制力大壓下量的熱加工)時,該相極易被破碎而沿金屬軋制方向呈條狀或鏈狀分布,冷加工階段及成品退火對其形態沒有實質性的影響,具有類似纖維定向排列的第二相化合物並不因再結晶的作用而消除,反而使金屬材料的力學效能具有了微弱的方向性,即縱向的強度比橫向的強度略高。

在製品進行深衝加工的過程中,由於板材發生塑性變形使位錯源陸續啟動。隨著變形程度的加劇,這些錯位源將分別增殖出大量的位錯環,即發生移動的位錯數量越來越多。而存在於退火板材晶界的alfesi針狀相就成為阻礙位錯運動、造成位錯塞積的場所,並且在alfesi相周圍附近區域基本變形不均勻,特別是在針尖部位產生非常大的應力集中。

根據甄納-斯特羅錯塞積理論,對於麵心立方結構的鋁合金材料,在滑移面上的切應力作用下,刃型位錯互相靠近。當切應力達到某一臨界值時,塞積處的位錯群互相擠緊聚合成為乙個高為nb、長為r的楔形裂紋(n為塞積位錯數量,b為柏氏向量,r為自位錯塞頭到裂紋形成點的距離)理論認為,如果塞積頭處的最大拉應力能夠等於理論斷裂強度而形成裂紋。此時,材料的塑性變形就成為裂紋擴充套件的主要驅動力,加速製品開裂。

1.2成品退火的影響

成品退火的目的是獲得細小、均勻的再結晶晶粒,如金屬各向同性好,就能保證製品在加工成型過程中變形的同步性。影響再結晶的因素很多,有退火溫度和時間、冷變形量、第二相化合物及可溶性合金元素等,其中以退火溫度與冷變形量對再結晶過程的影響最大。著重對結晶退火溫度進行了摸索。

這也是工業生產上最好控制的乙個因素。

隨著退火溫度的公升高,冷軋後的材料經歷了乙個從回覆、再結晶形核及晶粒長大三個階段。在低溫260℃

退火時,僅發生回覆,晶體缺陷密度和分布有所改變,但顯微組織卻發生變化。當溫度公升到300℃時,出現了再結晶,並且部分晶粒已發生了一定程度的長大,但尺寸還比較小,此時的金屬處於不完全再結晶階段,雖然塑性得到了改善,但期強度仍然偏高。當溫度達到320~340℃時發現,合金組織已全部轉變為再結晶組織,具有較為均勻的細晶粒。

溫度公升至360℃後,晶粒尺寸已發生了明顯的長大。為此退火溫度340℃時,能夠使合金獲得比較好的綜合性能。

2對3003合金深衝開裂原因**

3003合金深衝製品產生開裂的主要原因是由於鑄錠未進行高溫均勻化處理導致基體中mn元素的分布不均勻,以及mnal6一次晶的形態不規則,而冷軋板材的成品退火工藝不能消除卷材的這種現象。

3003合金在半連續鑄造過程中,由於冷卻速度很快,加上mn原子的擴散係數較小,擴散啟用很大,大部分mn原子的擴散數較小,擴散啟用能大,大部分mn以過飽和固溶體的形式存在於α(al)在晶界形成連續網狀的共晶體,另有少量的mnal6以粗大硬脆的的初晶存在。共晶體中的mnal6相,在高溫長時均勻化過程中容易發生從非平衡結晶向平衡狀態轉變,逐步溶入基體。而初生的mnal6相,其形態為不規則的塊狀或片狀,其尖角部分可以在一定條件下發生溶解球化,這樣降低了鑄錠熱軋開裂的危險性。

同時,過飽和固溶體經過高溫加熱會發生分解,鑄造時溶於基體中的mn,將按照溶解度隨溫度降低而減小的規律在晶粒內部沉澱析出細小的mnal6相,並經足夠時間的保溫能比較均勻地分布基體中。但另一方面,隨著加熱時間的延長,初生的mnal6相與析出的mnal6相也會發生聚集而長大,致使固溶體中的mn重新分配,使得α(al)基體再次產生成分上的差異,對後續加工和熱處理極為不利。

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