VLASTNOSTI OBROBITELNÝCH SLITIN HLINÍKU BEZ OLOVA NA BÁZI AL-MG-SI-SN-BI PROPERTIES OF MACHINABLE LEAD-FREE ALUMINIUM ALLOYS AL-MG-SI-SN-BI

Transkript

1 VLASTNOSTI OBROBITELNÝCH SLITIN HLINÍKU BEZ OLOVA NA BÁZI AL-MG-SI-SN-BI PROPERTIES OF MACHINABLE LEAD-FREE ALUMINIUM ALLOYS AL-MG-SI-SN-BI Jiří Faltus, Eva Bendíková, Jaromír Uhlíř a) a) VÚK Panenské Břežany, s.r.o. Panenské Břežany 50, Odolena Voda,, Czech Republic, phone: , fax: , jiri.faltus@cbox.cz Anotace V příspěvku je studován vliv hořčíku na fázové složení systému Al-Mg-Si-Sn-Bi. Je sledován vliv strukturních charakteristik na utváření a lámavost třísky při soustružení. Výsledky rozšiřují základní znalosti o hliníkových slitinách typu Al-Mg-Si-Sn-Bi. Výsledky mají význam pro uplatnění nových, ekologicky čistých obrobitelných hliníkových slitin na bázi Al-Mg-Si-Sn-Bi v technické praxi jako náhrada olovnatých slitin AA6262, AA6012 a AA6018. Abstract Present paper deals with the influence of magnesium on structure and phase composition of system Al-Mg-Si-Sn-Bi. The influence of structural parameters on chip forming and separation during machining was investigated. The results contribute to the enlarging of fundamental knowledge about aluminium alloys of type Al-Mg-Si-Sn-Bi. This is indispensable for the development of new, environmentally acceptable, machinable Al-alloys based on Al-Mg-Si-Sn-Bi system, as lead-free options to free-cutting leaded alloys (AA6262, AA6012 and AA6012) to industrial practice. 1 ÚVOD Vývoj obrobitelné slitiny AA6023 typu Al-Mg-Si-Sn-Bi byl před časem vyvolán výrobci lisovaných hliníkových tyčí a profilů, s cílem vyloučit obsah olova v hliníkových slitinách používaných zejména v automobilovém průmyslu. Nová slitina AA6023 je bezolovnatou alternativou tradičních obrobitelných slitin hliníku řady 6xxx (Al-Mg-Si) s obsahem Pb jako jsou Al MgSiPb (AA6262), Al MgSiMnPb (AA6012) a Al MgSiMnCuPb (AA6018) [1,2]. Obrobitelné slitiny hliníku se používají při obrábění na obráběcích automatech. Tyto slitiny byly vyvinuty ze standardních tepelně zpracovatelných hliníkových slitin přidáním prvků, které vytvářejí ve struktuře dispersní částice nízkotavitelných fází takzvané "free machining particles (FMP) " zvyšující obrobitelnost. Tyto částice usnadňují při obrábění oddělování odebírané vrstvy (třísky), zvyšují lámavost třísky, snižují tření mezi odcházející třískou a řezným nástrojem a přispívají ke stáčivosti třísky. Rovněž zabraňují vzniku nárůstku na břitu nástroje a tak zvyšují životnost nástroje a zlepšují kvalitu obrobeného povrchu. Podmínkou výborné obrobitelnosti slitin hliníku je optimální velikost a dostatečná hustota částic FMP v jejich struktuře. Základní strukturní a mechanické vlastnosti slitiny AA6023 byly prezentovány autory 1

2 slitiny již dříve [např.3,4,5]. V současné době jsou poznatky o vlastnostech nové slitiny dále rozšiřovány např. o studia únavového chování nové slitiny [6,7]. Článek se podrobně zabývá vznikem, složením a rozložením dispersních částic s obsahem nízkotavitelných kovů ve struktuře tyčí z nové slitiny AA6023 v průběhu jejich výroby v závislosti na chemickém složení slitiny, zejména v závislosti na obsahu hořčíku. 2 EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL A METODIKA MĚŘENÍ 2.1 Experimentální materiál V poloprovozních podmínkách VÚK - Kovohutě, s.r.o. byly technologií vertikálního kontinuálního lití s měděným, vodou chlazeným krystalizátorem odlity tři experimentální tavby M1, M2 a M3 slitiny AA6023 s rostoucím obsahem Mg a přibližně stejným obsahem křemíku i dalších slitinových prvků. Tavby byly odlity do čepů o průměru 120 mm, následně apretovaných na pr.110 mm. Dále byly v provozních podmínkách ALCAN Děčín kontinuálním litím odlity provozní tavby P1 a P2 slitiny AA6023 na čepy pr. 265 a 360 mm s apretací na 260 a 365 mm. Zatímco slitina P1 měla podobné složení jako slitina M1, slitina P2 měla nižší obsah křemíku a vyšší obsah Mn. Odlitky byly homogenizovány ve vzdušné peci s cirkulací vzduchu režimem 530 C x 12 h s ochlazováním volně na vzduchu. Po homogenizaci byly čepy průtlačně lisovány za tepla na tyče pr.36, 35,4 a 46,8 mm s kalením za lisem, nebo ochlazovány volně na vzduchu. Experimentální lisování proběhlo na provozních lisech firmy ALCAN Děčín. Tepelné zpracování výlisků, složené ze separátního rozpouštěcího žíhání (SRŽ) režimem 525 C x 1 h s rychlým ochlazením do vody a umělým stárnutím (US) režimem 160 C x 10 h bylo vesměs provedeno ve vzdušných pecích s cirkulací vzduchu. Pro porovnání vlastností byla jako referenční materiál R1 použita olovnatá slitina AA6012 z běžné výroby v ALCAN Děčín. Chemické složení taveb uvádí tab.1. Tab. 1 Chemické složení sledovaných slitin [hm.%] Table 1 Chemical composition of investigated alloys in wt.% Tavba Slitina Si Fe Cu Mn Mg Cr Pb Bi Sn Al M1 AA zbytek M2 AA zbytek M3 AA zbytek P1 AA zbytek P2 AA zbytek R1 AA6012 1,03 0,36 0,01 0,58 0,90 0,13 1,16 0,48 0,01 zbytek 2.2 Metodika měření Strukturní rozbory odlitků, výlisků a tyčí po tepelně-mechanickém zpracování byly provedeny metodou světelné mikroskopie (SM) za použití mikroskopu NIKON EPIPHOT 200 s tří čipovou barevnou kamerou HITACHI pro obrazovou analýzu se softwarem LUCIA od firmy Laboratory Imaging, a metodou řádkovací elektronové mikroskopie (ŘEM) a lokální elektronové mikroanalýzy (EM) pomocí mikroskopu DSM 940 s vlnovým spektrometrem MICROSPEC WDX-3PC. Rozbory byly provedeny na podélných osových řezech jak odlitky, 2

3 tak lisovanými tyčemi. Hranice zrn byly sledovány po elektrolytickém leptání metodou Barker. Pomocí EM bylo sledováno rozložení slitinových prvků, sloužící k identifikaci fází. Mechanické vlastnosti byly měřeny na zkušebním stroji INSTRON 5500R1185 (100 kn), hodnoty tvrdosti na tvrdoměru Wolpert dle Evropských norem. Zkouška obrobitelnosti vycházela z metodiky používané u výrobce ALCANU Děčín,s.r.o. Vzorky kruhových tyčí se obráběly soustružením na sucho nožem 25x25 ON P30 (ISO 2R) s úhlem nastavení = 45, úhlem čela = 6 o a úhlem hřbetu nože = 8 o. Řezné podmínky byly následující: hloubka řezu a = 2 mm, posun s = 0,04 mm/ot a řezná rychlost v = 100 m/min. Podle předepsané šestistupňové klasifikační stupnice FN 1 (nejhorší) až FN 6 (nejlepší) se hodnotil charakter třísky. Vedle třísky se hodnotila drsnost povrchu. Zkoušky byly provedeny ve spolupráci s Ústavem strojírenské technologie na Strojní fakultě ČVUT Praha. 3 VÝSLEDKY A DISKUSE Struktura odlitků po odlití a po homogenizaci Klíčem k zajištění vysoké obrobitelnosti slitiny je vznik dostatečného množství dispersních částic nízkotavitelných eutektik (FMP) ve struktuře. Ve slitině AA6023 jsou částice FMP v převážné míře tvořeny cínem a bismutem. Oba kovy, podobně jako olovo jsou v hliníku za pokojových teplot prakticky nerozpustné. Při tuhnutí se vylučují na hranicích zrn a dendritů, často v souvislých vrstvách. Protože slitina obsahuje hořčík, část fází Sn a Bi vytvoří stabilní intermetalické fáze Mg 2 Sn a Mg 3 Bi 2. Obě fáze Mg 2 Sn a Mg 3 Bi 2, mají charakter elektrochemických sloučenin, jsou tvrdé s vysokou teplotou tání, takže nemohou působit jako FMP a zvyšovat obrobitelnost slitiny (tab.2). Nicméně tyto intermetalické fáze tvoří s Sn a Bi ve struktuře odlitku nízkotavitelná eutektika s teplotou tání 200 až 271 C. Příklad struktury odlitku z tavby M1 je na obr.1. Tab.2 Bod tání Sn, Bi a Pb a jejich intermetalických sloučeniny s hořčíkem. Table 2 Melting points of Sn, Bi and Pb and their intermetallic compound with magnesium. Prvek Bod tání [ o Intermetalická Stechiometrický poměr C] sloučenina Mg/X (X=Sn, Bi, Pb, Si) Bod tání Sn 232 o C Mg 2 Sn 0, o C Bi 271 o C Mg 3 Bi 2 0, o C Pb 327 o C Mg 2 Pb 0, o C Kvantitativní měření ukázalo, že složení těchto eutektik se měnilo místo od místa. Po homogenizačním žíhání 530 C x 12 h, v průběhu kterého byly odmíšený hořčík a křemík z eutektik částečně převedeny do tuhého roztoku, došlo k zaoblení těchto útvarů do kulového tvaru (obr.3). Zbytkový hořčík, obsažený v eutektikách, byl převážně vázaný v intermetalických fázích Mg 2 Sn, Mg 3 Bi 2. V případech, že eutektika obsahovala současně křemík a hořčík, vznikala fáze Mg 2 Si. Vedle těchto fází byly ve struktuře přítomny komplexní fáze s obsahem Fe, Mn, Si a Al ((FeMn) x Si y Al z ). 3

4 phase Mg+Si+Sn+Cu phase Mg+Si+Fe+Sn+(Cu) eutectic phase Sn +Mg eutectic phase Bi +Mg eutectic phase Sn+Bi+Mg a) phase Mg+Bi complex phase (FeMn) xsi yal z b) Obr.1 Vzhled struktury a rozložení slitinových prvků ve struktuře slitiny AA6023 a) po odlití b) po homogenizačním žíhání 520 C x 6 h v režimu BSE, podélný řez Fig.1 SEM image of structure of AA6023 (a) after casting and (b) after homogenisation. annealing 520 C for 6 h, BSE mode - longitudinal section. *** Teplota tání cínových a bismutových eutektik se měnila v závislosti na složení. V těch případech, kdy byly přítomny pouze Sn a Bi nebo oba kovy převládaly nad hořčíkem nad stechimetrické poměry fází Mg 2 Sn a Mg 3 Bi 2 (0,41 a 0,17), byla teplota tání eutektik rovná nebo nižší oproti teplotám tání obou kovů (viz obr.1). Naopak v eutektických fázích s převahou Mg nad nízkotavitelnými kovy a bez přítomnosti Si, byly Sn a Bi plně vázány do intermetalických sloučenin Mg 2 Sn a Mg 3 Bi 2. Přebytečný hořčík utvořil s hliníkem fázi Mg 5 Al 8, jejíž teplota tání je 452 C. Lze tudíž předpokládat, že teplota tání těchto eutektik byla blízká teplotě 452 C [9]. V případech, kdy v Sn a Bi eutektikách byl přítomen vedle hořčíku také křemík, vznikly vysokoteplotní eutektika typu Al+Mg 2 Sn+Mg 3 Bi 2 +Mg 2 Si+Si s teplotou tání kolem 550 C a vyšší [9]. Z předcházejícího výkladu vyplynulo, že podle bodu tání lze částice eutektických fází s obsahem cínu a bismutu ve struktuře slitiny AA6023 rozdělit do tří skupin: typ A: částice s převahou Sn a Bi a bodem tání pod 271 o C, typ B: částice s převahou Mg bez obsahu Si s bodem tání kolem 450 o C, typ C: částice s převahou Mg a s obsahem Si s bodem tání nad 551 o C. Vliv částic typu A Fáze typu A jsou takzvané FMP částice. Mají rozhodující vliv na obrobitelnost slitiny. K dosažení dobré obrobitelnosti s krátkou a stáčivou třískou je zapotřebí jejich dostatečná hustota a rovnoměrné rozložení ve struktuře. Vliv fází typu B a C Pro relativně vysokou teplotu tání, která převyšuje teplotu na čele břitu při běžném obrábění (250 až 400 o C), působí obě eutektické fáze typu B a C jen málo na zlepšení obrobitelnosti. Nicméně jsou měkké, s tvrdostí od 36 do 40 jednotek HV, což je podstatně méně než tvrdost okolní matrice, která je cca 100 jednotek HV (tab.3). Pro svou měkkost prakticky nepůsobí na snížení životnosti řezného nástroje při obrábění. 4

5 Tab.3 Tvrdost HV 0,005 dispersních fází Sn+Bi+Mg+Si a matrice ve struktuře slitiny AA6023 z tavby M1 (Mg~0.69 hm.%, Si~1.17 hm.%) Table 3 Hardness HV 0,005 of dispersive phases Sn+Bi+Mg+Si and the matrix in the structure of AA6023 alloy from experimental cast M1 (Mg~0.69 wt.%, Si~1.17 wt.%) Pyramid indentation into matrix Number of Phases Matrix indentation HV 0, ,6 108,1 2 37,1 105,9 3 31,0 115,7 4 66,6 108,1 5 35,8 100,1 6 39,6 105,6 7 38,1 103,9 8 39,6 111,0 9 54,9 112, ,7 105,9 Pyramid indentation into dispersive particles of Sn+(Bi)+Mg phases. Struktura a vlastnosti výlisků po průtlačném lisování za tepla Na provozním lise v ALCAN Děčín proběhlo experimentální lisování odlitků tavby P2 na tyče pr. 46,8 mm za zkoušených teplot od 505 do 560 C s kalením za lisem. Při lisování byl lisovací poměr 11,5 a výtoková rychlost výlisku 6,4 m/min. Struktura výlisků vykazovala řádkovitě uspořádané fáze ve směru lisování. V průběhu lisování došlo k protažení eutektických fází ve směru lisování a jejich částečnému dělení na menší útvary. Eutektické fáze dostaly typický elipsovitý tvar s poměrně ostrými vrcholy na obou koncích (obr.2). Kvantitativní měření ukázalo, že složení těchto eutektik se měnilo místo od místa. Stupeň protažení částic eutektických fází závisel na jejich složení. Zatímco částice typu A s obsahem Sn nebo Bi a bez nebo jen s malým obsahem Mg, se po lisování protáhly do jemných řetízků malých kulových částic, u částic typu B a C (s vysokým obsahem Mg) došlo k podstatně menšímu protažení a to do typického tvaru pecky, přičemž průměr částic ve směru kolmém na směr lisování byl velký (obr.2). Zpravidla uprostřed těchto částic (v jádru pecek) zůstala fáze Mg 3 Bi 2 či Mg 2 Sn. Na okraje a zejména do špiček byly vytlačeny části eutektik s obsahem čistého cínu nebo bismutu (obr.3). Oblasti inkluzí, které byly tvořeny fázemi Mg 3 Bi 2 nebo Mg 2 Sn vykazovaly trhliny, což svědčí o tom, že v průběhu lisování nebyly tyto útvary nataveny a v průběhu tváření popraskaly. 5

6 complex phase (FeMn) x Si y Al z eutectics phase Sn+Bi+Mg eutectic phase Sn+Bi+Mg phase Sn complex (FeMn) xsi yal z phase Sn+Mg phase Sn phase Sn+Mg Fig.2 Distribution and shape of phases in AA6023 alloy: light microscopy (a) and scanning electron microscopy (b) Obr.2 Rozložení fází ve struktuře výlisku : a) světelná metalografie b) rastrovací elektronová mikroskopie ****** Obr.3 Zobrazení v režimu BSE a průběh obsahu Mg, Sn, Bi a Si přes eutektickou fázi ve struktuře výlisku ze slitiny AA6023 (slitina M1) Fig.3 BSE image of free machining inclusion, and concentration profile of Sn, Bi, Mg and Si across the inclusion in AA6023 alloy (alloy M1) Vlivem zvýšené rozpustnosti hořčíku a křemíku za vyšších teplot, dochází při ohřevu materiálu na lisovací teploty k rozpuštění části hořčíku a křemíku obsažených ve fázích A, B a 6

7 C do okolní matrice. Z toho důvodu se po lisování změnil nejen tvar eutektických fází s obsahem Sn a Bi, ale také došlo ke změně jejich složení ve prospěch nízkotavitelných fází typu A. Výlisky, lisované za vyšší teploty vykazovaly větší podíl fází typu A a současně i lepší třísku při obrábění oproti výliskům lisovaných za nižší teploty. Struktura a vlastnosti po separátním rozpouštěcím žíhání Část výlisků byla podrobena separátnímu rozpouštěcímu žíhání (SRŽ) režimem 525 C x 1 h. Z porovnání struktur výlisku po lisování a po SRŽ vyplynulo, že po žíhání došlo k výraznému poklesu počtu fází s obsahem Mg. To znamená, že v průběhu SRŽ došlo k dalšímu rozpuštění hořčíku vázaného ve fázích A, B nebo C. Tento pokles obsahu Mg byl tak velký, že fáze B přešly do typu A, které zvyšují obrobitelnost. Po SRŽ se tedy zvýšil počet FMP ve struktuře slitiny výlisky vykazovaly lepší kvalitu třísky než výlisky po kalení za lisem. Obsah Si [hm.%] 1,4 1,2 1 0,8 0,6 0,4 0,2 0 Mg/Si = 1,73 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 Obsah Mg [hm.%] Obr.4 Vliv obsahu Mg na tvar třísky při soustružení na sucho slitiny AA6023 (Al-Mg-Si-Sn- Bi) a) podélný řez třískou b) tvar třísky Fig.4 Influence of Mg content on forming of chips during lathe turning of AA6023 alloy (Al-Mg-Si-Sn-Bi). Longitudinal section of the chips (a) and the chip shape (b). 7

8 Vliv obsahu hořčíku Odlitky ze tří taveb M1, M2 a M3, lišících se obsahem Mg, byly průtlačně lisovány na tyče pr.36 mm. Po separátním rozpouštěcím žíhání a následném umělém stárnutí režimem 160 C x 10 h byly tyče podrobeny strukturnímu rozboru a zkouškám obrobitelnosti. Počet nízkotavitelných fází A závisí na množství hořčíku ve slitině. Čím vyšší je obsah Mg, tím vyšší je množství zbytkového hořčíku vně tuhého roztoku a tudíž tím vyšší je počet cínových a bismutových fází s obsahem Mg typu B a C ve slitině. Zvyšuje se tak počet fází s vysokou teplotou tání nad 450 o C na úkor nízkotavitelných fází typu A, které zajišťují dobrou kvalitu třísky při obrábění. Zkoušky obrobitelnosti ukázaly, že kvalita třísky, hodnocená její lámavostí a stáčivostí se snižuje s růstem obsahu Mg (obr.4). 4 ZÁVĚRY Z podrobné strukturní analýzy a ze zkoušek obrobitelnosti lisovaných a tepelně zpracovaných tyčí vyrobených z nové obrobitelné slitiny hliníku Al.MgSiSnBi (AA6023) s různým obsahem slitinových prvků vyplynuly následující závěry: 1) Cín a bismut utvářejí ve struktuře odlitku slitiny útvary nízkotavitelných eutektických fází různého složení, které se vylučují především na hranicích litých zrn a dendritů. V průběhu homogenizačního žíhání dochází k zaoblení těchto fází. 2) V průběhu průtlačného lisování za tepla se útvary eutektických fází Sn a Bi protahují ve směru lisování a částečně se dělí. 3) Ve struktuře výlisku jsou tak částice s obsahem Sn a Bi řádkovitě uspořádány ve směru lisování. Částice, které neobsahují žádné další slitinové prvky, nebo je-li obsah Mg v částicích malý, mají teplotu tání pod 273 C. Tyto útvary, nazvané FMP, se při obrábění natavují a tak zvyšují třískovou obrobitelnost slitiny. 4)Některé dispersní částice Sn a Bi obsahují vedle cínu a bismutu velké množství hořčíku. V částicích vznikají intermetalické fáze Mg 2 Sn a Mg 3 Bi 2. Přítomnost těchto stabilních fází zvyšuje teplotu tání těchto částic. Přítomnost hořčíku v částicích Sn+Bi tak snižuje jejich vliv na zlepšení kvality třísky při obrábění. 5) Podíl dispersních částic Bi a Sn ve struktuře slitiny závisí na obsahu hořčíku.. S rostoucím obsahem Mg se podíl částic Sn a Bi s vysokým obsahem hořčíku zvyšuje na úkor nízkotavitelných částic tvořených čistým cínem nebo bismutem nebo jejich kombinací. Důsledkem je podstatné zhoršení kvality třísky. 6) Počet částic Bi a Sn s obsahem Mg lze snížit žíháním za vysoké teploty, kdy se hořčík z některých inkluzí převede do tuhého roztoku okolní Al matrice a zvýší se tak podíl FMP ve struktuře slitiny. Tento efekt se projeví zvepšením kvality třísky při třískovém obrábění. Poděkování Výzkumné práce byly finančně podporovány MŠMT v rámci projektu s názvem: "Ekocentrum aplikovaného výzkumu neželezných kovů 1M ". Autoři děkují vedení společnosti a pracovníkům technického rozvoje firmy ALCAN Děčín, s.r.o. za výrobu experimentálního materiálu. 8

9 Literatura [1] FALTUS, J.-PLAĆEK,K.: Aluminium alloy with good machinability, Pat. spis CZ , B6 (1996) [2] FALTUS,J.-PLAĆEK,K.: Aluminiumbegierung mit guter Spanbarkeit, European patent EP , Prioritat: CZ , CZ [3] FALTUS, J.-PLAČEK,K.: Aluminium, 4, 1999, p.30 [4] FALTUS,J. PLAČEK,K. :in:proc.of 6. Internat. Metallurg. Symposium METAL 1997, ed.: Prnka T., Ostrava 1997, ISBN , p.128 [5] EREMIÁŠ,B. PŘEVOROVSKÝ,D.-FALTUS,J.: Hutnické listy, 10, 1999, p.6 [6] FALTUS,J. SIEGL,J. SLÁMA,P.:in: Proc. of 13. Internat. Metallurg. Symposium METAL 2004, ed.: Prnka T., Ostrava 2004, ISNB X [7]FALTUS,J. SIEGL,J.-OČENÁŠEK,V.-ADÁMEK,J.:in:Proc.of 14. Internat. Metallurg. Symposium METAL 2005, ed.: Prnka T., Ostrava 2005, ISNB , [8] HANSEN, M.: Constitution of Binary Alloys, McGraw-Hill Book Com., 1958, p.317 and p.918. [9] MONDOLFO,L.F.: Aluminum Alloys: Structure and Propertiess Nonferrous Alloys, Butterworth, LONDON, 1976, p