厚肉アルミニウム合金6061T6は、熱間押出後に急冷する必要があります。不連続押出の制約により、成形品の一部は水冷ゾーンに遅れて入ります。次の短いインゴットを連続して押出すると、この部分は遅延焼入れされます。この遅延焼入れ領域への対応は、すべての製造会社が検討すべき課題です。押出工程の末端工程で廃棄物が不足している場合、採取した性能サンプルは合格と不合格の場合があります。側面から再採取することで、性能は再び合格となります。本稿では、実験を通してこの問題について説明します。
1. 試験材料と方法
この実験に使用した材料は6061アルミニウム合金です。スペクトル分析によって測定された化学組成は次のとおりです。GB/T 3190-1996国際6061アルミニウム合金組成規格に準拠しています。
この実験では、押出形材の一部を採取し、固溶化処理を行った。長さ400mmの押出形材を2つの領域に分割し、領域1は直接水冷した後、急冷した。領域2は90秒間空気中で冷却した後、水冷した。試験図を図1に示す。
本実験に使用した6061アルミニウム合金プロファイルは、4000UST押出機で押出成形された。金型温度は500℃、鋳棒温度は510℃、押出出口温度は525℃、押出速度は2.1mm/s、押出工程では高強度水冷を採用した。押出成形されたプロファイルの中央から長さ400mmの試験片を採取した。サンプル幅は150mm、高さは10.00mmである。
採取したサンプルは分割され、再度溶体化処理された。溶体化温度は530℃、溶体化時間は4時間であった。サンプルを取り出した後、水深100mmの大型水槽に置いた。大型水槽は、ゾーン1のサンプルを水冷した後、水槽内の水温の変化が少なく、水温の上昇が水冷強度に影響を与えないようにするためである。水冷工程中は、水温が20～25℃の範囲にあることを確認した。焼入れサンプルは165℃×8時間で時効処理された。
長さ400mm、幅30mm、厚さ10mmのサンプルを採取し、ブリネル硬さ試験を実施します。10mm間隔で5回測定し、その平均値をその時点のブリネル硬さ測定結果とします。そして、硬さの変化パターンを観察します。
プロファイルの機械的特性をテストし、400mmサンプルのさまざまな位置で引張平行セクション60mmを制御して、引張特性と破壊位置を観察しました。
サンプルの水冷急冷と 90 秒の遅延後の急冷の温度場を ANSYS ソフトウェアでシミュレートし、さまざまな位置のプロファイルの冷却速度を分析しました。
2. 実験結果と分析
2.1 硬度試験結果
図2は、ブリネル硬度計で測定した長さ400mmのサンプルの硬度変化曲線を示しています（横軸の単位長さは10mmを表し、0スケールは通常の焼入れと遅延焼入れの境界線です）。水冷端の硬度は95HB前後で安定していることがわかります。水冷焼入れと90秒遅延水冷焼入れの境界線を過ぎると、硬度は低下し始めますが、初期段階では低下率が緩やかです。40mm（89HB）以降、硬度は急激に低下し、80mmで最低値（77HB）まで低下します。80mm以降、硬度は低下し続けませんでしたが、ある程度増加しました。増加は比較的小さかったです。130mm以降、硬度は約83HBで変化しませんでした。熱伝導の影響により、遅延焼入れ部の冷却速度が変化したと推測されます。
2.2 性能試験結果と分析
表2は、平行部の異なる位置から採取したサンプルの引張試験結果を示しています。No.1とNo.2の引張強度と降伏強度はほとんど変化していないことがわかります。遅延焼入れ端の割合が増加するにつれて、合金の引張強度と降伏強度は顕著に低下する傾向を示しています。しかし、各サンプル採取位置の引張強度は基準強度を上回っています。硬度が最も低い領域のみ、降伏強度がサンプル基準を下回っており、サンプルの性能は不合格です。
図4はサンプルNo.3の引張特性結果を示しています。図4から、分割線から離れるほど、遅延焼入れ端の硬度が低くなることが分かります。硬度の低下はサンプルの性能が低下したことを示していますが、硬度の低下は緩やかで、平行部端では95HBから91HB程度にしか低下しません。表1の性能結果からわかるように、引張強度は水冷で342MPaから320MPaに低下しました。同時に、引張サンプルの破断点も、最も硬度の低い平行部端にあることがわかりました。これは、水冷から遠く離れているため、合金の性能が低下し、端部が最初に引張強度限界に達してネックダウンを形成するためです。最終的には、最低性能点から破断し、破断位置は性能試験結果と一致しています。
図5は、サンプルNo.4の平行部の硬度曲線と破断位置を示しています。水冷分割線から離れるほど、遅延焼入れ端の硬度が低くなることが分かります。同時に、破断位置も硬度が最も低い端であり、86HBが破断しています。表2から、水冷端にはほとんど塑性変形がないことがわかります。表1から、サンプルの性能（引張強度298MPa、降伏強度266MPa）が大幅に低下していることがわかります。引張強度はわずか298MPaで、水冷端の降伏強度（315MPa）に達していません。315MPaを下回ると、端部がネックダウンを形成しています。破断前は、水冷部で弾性変形のみが発生していました。応力が消失するにつれて、水冷端の歪みも消失しました。その結果、表2の水冷部における変形量はほとんど変化せず、遅延燃焼終了時にサンプルが破断し、変形面積が減少し、端部硬度が最も低くなったため、性能結果が大幅に低下しました。
400mm試験片の端部にある100%遅延焼入れ領域からサンプルを採取します。図6は硬度曲線を示しています。平行部の硬度は約83～84HBに低下し、比較的安定しています。同じプロセスであるため、性能はほぼ同じです。破断位置には明らかな模様は見られません。合金性能は水焼入れサンプルよりも低いです。
性能と破壊の規則性をさらに調査するため、引張試験片の平行部を硬度最低点（77HB）付近で選定した。表1から、性能が著しく低下し、図2に示すように、硬度最低点で破壊点が出現したことがわかる。
2.3 ANSYS解析結果
図7は、異なる位置における冷却曲線のANSYSシミュレーション結果を示しています。水冷領域ではサンプルの温度が急激に低下していることがわかります。5秒後には100℃を下回り、分割線から80mmの位置では90秒で約210℃まで低下しました。平均温度低下率は3.5℃/秒です。末端の空冷領域では90秒後に約360℃まで低下し、平均低下率は1.9℃/秒です。
性能分析とシミュレーション結果から、水冷領域と遅延焼入れ領域の性能は、最初に低下し、その後わずかに上昇する変化パターンであることがわかりました。分割線付近の水冷の影響により、熱伝導により、サンプルの特定領域は水冷（3.5℃/秒）よりも遅い冷却速度で低下します。その結果、この領域ではマトリックスに凝固したMg2Siが大量に析出し、90秒後に温度が約210℃まで低下しました。大量のMg2Siが析出したため、90秒後の水冷の効果が小さくなりました。時効処理後に析出したMg2Si強化相の量が大幅に減少し、その後サンプルの性能が低下しました。ただし、分割線から遠く離れた遅延焼入れ領域は水冷熱伝導の影響を受けにくく、空冷条件（冷却速度1.9℃/秒）では合金は比較的ゆっくりと冷却します。 Mg2Si相はごく一部がゆっくりと析出し、90秒後には温度が360℃に達します。水冷後もMg2Si相の大部分はマトリックス内に残り、時効処理後に分散・析出し、強化の役割を果たします。
3. 結論
実験により、遅延焼入れにより、通常焼入れと遅延焼入れの交差点にある遅延焼入れゾーンの硬度が最初は減少し、その後わずかに増加して最終的に安定することが判明しました。
6061アルミニウム合金の場合、通常の焼入れ後および90秒間の遅延焼入れ後の引張強度はそれぞれ342MPaと288MPaであり、降伏強度は315MPaと252MPaであり、いずれもサンプルの性能基準を満たしています。
最も硬度が低い領域があり、通常の焼入れ処理後、95HBから77HBに低下します。この部分の性能も最も低く、引張強度は271MPa、降伏強度は220MPaです。
ANSYS解析により、90年代の遅延焼入れ域における最低性能点の冷却速度が毎秒約3.5℃低下し、強化相Mg2Si相の固溶不足が生じることが判明した。この論文によると、性能危険点は遅延焼入れ域において、通常焼入れと遅延焼入れの境界付近に現れており、境界からそれほど遠くないことが分かる。これは、押出後工程の廃棄物の適正な保持にとって重要な指針となる。
MAT AluminumのMay Jiangによる編集
投稿日時: 2024年8月28日
