Luận án Tiến sĩ Kỹ thuật vật liệu: Nghiên cứu ảnh hưởng của đất hiếm đến tính dẻo cao của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu

Chia sẻ: _ _ | Ngày: | Loại File: PDF | Số trang:123

Thêm vào BST

Báo xấu

21
lượt xem 5
download

Download Vui lòng tải xuống để xem tài liệu đầy đủ

Mục đích nghiên cứu của luận án "Nghiên cứu ảnh hưởng của đất hiếm đến tính dẻo cao của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu" nhằm xác định vai trò của chất biến tính (đất hiếm Việt Nam) đến khả năng làm nhỏ mịn hạt hợp kim Al-Zn. Xác định ảnh hưởng mức độ biến dạng, các thông số xử lý nhiệt sau biến dạng đến tổ chức và tính dẻo của hợp kim Al-Zn.

Chủ đề:

Bình luận(0) Đăng nhập để gửi bình luận!

Lưu

Nội dung Text: Luận án Tiến sĩ Kỹ thuật vật liệu: Nghiên cứu ảnh hưởng của đất hiếm đến tính dẻo cao của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu

BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI Bùi Thị Ngọc Mai NGHIÊN CỨU ẢNH HƯỞNG CỦA ĐẤT HIẾM ĐẾN TÍNH DẺO CAO CỦA HỢP KIM Al-Zn-Mg-Cu LUẬN ÁN TIẾN SĨ KỸ THUẬT VẬT LIỆU Hà Nội – 2022
BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI Bùi Thị Ngọc Mai NGHIÊN CỨU ẢNH HƯỞNG CỦA ĐẤT HIẾM ĐẾN TÍNH DẺO CAO CỦA HỢP KIM Al-Zn-Mg-Cu Ngành: Kỹ thuật Vật liệu Mã số: 9520309 LUẬN ÁN TIẾN SĨ KỸ THUẬT VẬT LIỆU NGƯỜI HƯỚNG DẪN KHOA HỌC: 1. PGS.TS. Trần Đức Huy 2. PGS.TS. Phạm Mai Khánh Hà Nội – 2022
LỜI CAM ĐOAN Tôi xin cam đoan luận án Tiến sĩ Kỹ thuật Vật liệu “Nghiên cứu ảnh hưởng của đất hiếm đến tính dẻo cao của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu” là công trình do chính tôi nghiên cứu và thực hiện, dưới sự hướng dẫn khoa học của PGS. TS. Trần Đức Huy và PGS. TS. Phạm Mai Khánh. Các số liệu và kết quả được trình bày trong luận án này hoàn toàn trung thực và chưa từng được tác giả khác công bố dưới bất kì hình thức nào. Các thông tin trích dẫn đã được ghi rõ nguồn gốc. Tôi xin chịu trách nhiệm về nghiên cứu của mình. Hà Nội, ngày 08 tháng 08 năm 2022 Giáo viên hướng dẫn Tác giả PGS. TS. Trần Đức Huy PGS. TS. Phạm Mai Khánh Bùi Thị Ngọc Mai i
LỜI CẢM ƠN Lời đầu tiên, tôi xin bày tỏ lòng cảm ơn sâu sắc và chân thành tới hai thầy giáo của tôi là PGS. TS. Trần Đức Huy và PGS. TS. Phạm Mai Khánh đã tận tình giúp đỡ, hướng dẫn tôi trong suốt thời gian thực hiện luận án. Tôi xin cảm ơn tới Trường Đại học Bách Khoa Hà Nội, Viện Khoa học và Kỹ thuật vật liệu đã tạo mọi điều kiện thuận lợi cho tôi trong thời gian tôi học tập tại trường. Tôi xin chân thành cảm ơn các thầy cô giáo tại Bộ môn Vật liệu và Công nghệ đúc – Viện Khoa học và Kỹ thuật Vật liệu – Trường Đại học Bách khoa Hà Nội đã nhiệt tình giúp đỡ, tạo điều kiện và động viên trong suốt thời gian sinh hoạt chuyên môn tại Bộ môn. Đồng thời, tôi xin bày tỏ lòng biết ơn tới lãnh đạo Khoa Đóng tàu – trường Đại học Hàng hải Việt Nam, Bộ môn Lý thuyết thiết kế đã tạo điều kiện tốt nhất cho tôi trong thời gian làm nghiên cứu sinh. Cuối cùng, tôi muốn cảm ơn gia đinh tôi, luôn bên cạnh động viên tinh thần giúp tôi vượt qua mọi khó khăn để hoàn thiện luận án. Hà Nội, ngày 08 tháng 08 năm 2022 Nghiên cứu sinh Bùi Thị Ngọc Mai ii
MỤC LỤC MỤC LỤC ............................................................................................................ iii DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT ............................................ v DANH MỤC HÌNH.............................................................................................. vi DANH MỤC BẢNG ............................................................................................ ix MỞ ĐẦU ............................................................................................................... 1 Chương 1. TỔNG QUAN HỢP KIM HỆ Al-Zn .............................................. 3 1. 1. Giới thiệu chung về hợp kim Al-Zn ...................................................... 3 1.1.1. Ảnh hưởng của các nguyên tố có lợi đến hợp kim Al-Zn ............... 4 1.1.2. Ảnh hưởng của tạp chất .................................................................. 9 1. 2. Tình hình nghiên cứu về hợp kim Al-Zn ............................................. 11 1.2.1. Nghiên cứu ở nước ngoài .............................................................. 11 1.2.2. Tình hình nghiên cứu trong nước.................................................. 21 Chương 2. VẬT LIỆU CÓ ĐỘ DẺO CAO VÀ SỰ MỊN HOÁ HẠT ........... 24 Vật liệu độ dẻo cao .............................................................................. 24 2.1.1. Định nghĩa ..................................................................................... 24 2.1.2. Đặc điểm của vật liệu độ dẻo cao ................................................. 24 2.1.3. So sánh cấu trúc vật liệu thường và vật liệu độ dẻo cao ............... 25 2.1.4. Cơ chế biến dạng độ dẻo cao ........................................................ 29 Làm nhỏ mịn hạt bằng chất biến tính .................................................. 35 Làm nhỏ mịn hạt bằng cơ- nhiệt luyện ................................................ 42 Xử lý nhiệt hợp kim Al-Zn-Mg-Cu ..................................................... 43 Chương 3. THỰC NGHIỆM .......................................................................... 46 3.1. Quy trình thí nghiệm ............................................................................ 46 3.1.1. Quy trình thí nghiệm.......................................................................... 46 3.1.2. Đối tượng nghiên cứu ........................................................................ 46 3.2. Chế tạo hợp kim Al-Zn-Mg-Cu ........................................................... 47 3.2.1. Quá trình nấu luyện ........................................................................... 47 3.2.2. Quy trình xử lý nhiệt; cơ – nhiệt........................................................ 51 3.2.3. Thí nghiệm xác định góc thấm ướt .................................................... 52 3.2.4. Chuẩn bị mẫu phân tích tổ chức và cơ tính ....................................... 52 3.3. Các phương pháp phân tích thành phần nguyên tố và tổ chức tế vi .... 53 3.3.1. Phương pháp hiển vi quang học (OM) .............................................. 53 3.3.2. Phương pháp hiển vi điện tử quét, phổ tán xạ năng lượng tia X ....... 54 3.3.3. Phương pháp nhiễu xạ Rơnghen (X-ray) ........................................... 55 iii
3.3.4. Phương pháp đo kích thước hạt trung bình ....................................... 56 3.4. Các phương pháp đánh giá cơ tính ...................................................... 57 Chương 4. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN ...................................................... 59 4. 1. Vai trò của các pha liên kim ................................................................ 59 4. 2. Sự thay đổi tổ chức hợp kim Al-Zn-Mg-Cu ........................................ 76 4.2.1. Tổ chức tế vi của hợp kim sau đúc ............................................... 76 4.2.2. Tổ chức tế vi của hợp kim sau ủ đồng đều hóa ................................. 83 4.2.3. Tổ chức tế vi của hợp kim sau cán .................................................... 87 4.2.4. Tổ chức tế vi của hợp kim sau ủ kết tinh lại ...................................... 90 4.2.5. Tổ chức tế vi của hợp kim sau khi thử kéo ........................................ 98 4. 3. Sự thay đổi cơ tính của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu .................................. 99 KẾT LUẬN ....................................................................................................... 105 KIẾN NGHỊ ....................................................................................................... 106 DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH CỦA LUẬN ÁN ...................................... 107 TÀI LIỆU THAM KHẢO ................................................................................. 108 iv
DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT Tnc: Nhiệt độ nóng chảy Al: nhôm Zn: Kẽm Mg: Ma-gie Cu: Đồng La: Latan Ce: Ce-ri TEM: Hiển vi điện tử truyền qua SEM: Hiển vi điện tử quét EDS: Phân tích phổ nguyên tố FESEM: Hiển vi điện tử quét độ phân giải cao XRD: nhiễu xạ rơn ghen REVN: đất hiếm Việt Nam GRF: Năng lượng tự do α: dung dịch rắn của nhôm v
DANH MỤC HÌNH Hình 1. 1 Giản đồ pha hợp kim Al-Zn [1] ........................................................... 3 Hình 1.2 Tổ chức tế vi của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu khi nguội chậm (a) và nguội nhanh (b)[26].............................................................................................................. 7 Hình 1.3 Tổ chức tế vi hợp kim nhôm ở trạng thái đúc [15] ................................ 7 Hình 1.4 Giản đồ pha ba nguyên hợp kim Al-Cu-Zn và Al-Mg-Zn [1] ............... 8 Hình 1. 5 Giản đồ pha hợp kim Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr [23] .................................. 9 Hình 1. 6 Tổ chức tế vi của hợp kim khi ủ: hợp kim với hàm lượng Cu < 2% (c; e) và với hàm lượng Cu > 2% (d và f)[27]................................................................. 9 Hình 1. 7 Tổ chức tế vi của hợp kim Al – Mg – Er sau đúc. Trái Al – 5Mg, phải Al – 5Mg – 0,5Er [28] .............................................................................................. 11 Hình 1. 8 Tổ chức tế vi của hợp kim Al – Cu sau đúc. Trái Al – 4Cu, phải Al – 4Cu – 0,2Er [28]....................................................................................................... 11 Hình 1. 9 Ảnh tổ chức tế vi (a) Al-Zn-Mg-Cu; (b) Al-Zn-Mg-Cu-0.18Zr; (c) Al-Zn-Mg-Cu-0.18Sc; (d) Al-Zn-Mg-Cu-0.30Sc-0.18Zr[29] ................................. 12 Hình 1. 10 Ảnh SEM và phân tích phổ nguyên tố[29] ...................................... 12 Hình 1. 11 Ảnh TEM của Al3Zr, Al3Sc và Al3(Sc,Zr) trong hợp kim nghiên cứu [29] ........................................................................................................................... 13 Hình 1. 12 Tổ chức tế vi của hợp kim nghiên cứu sau khi cán nóng: (a) Al-Zn- Mg-Cu-0.18%Sc; (b) Al-Zn-Mg-Cu-0.18%Zr; (c) Al-Zn-Mg-Cu-0.1%Sc- 0.18%Zr[29] ............................................................................................................. 13 Hình 1. 13 Ảnh TEM của hạt Al3(Sc1-xZrx) nano trong khi biến dạng độ dẻo cao tại 500oC và 0.01s-1, ε=0.69 [33] ....................................................................... 14 Hình 1. 14 Ảnh EBSD, TEM và SEM của 2 hợp kim dưới các độ biến dạng thực khác nhau tại 500oC và 0.01s-1, hợp kim Al-Zn-Mg biến dạng tới phá hủy (ε~1.10) [33] ........................................................................................................................... 15 Hình 1. 15 Kết quả XRD với các mẫu thử [34] ................................................. 16 Hình 1. 16 Ảnh EDS với (a): 0%RE và (b) 0,2%RE [34] ................................. 17 Hình 1. 17 Mẫu hợp kim A và b sau khi biến dạng độ dẻo cao[8] .................... 17 Hình 1. 18 Các mẫu thực nghiệm và tổ chức tế vi [8] ....................................... 18 Hình 1. 19 a. Tổ chức của vật liệu được xử lí, b. Tổ chức tế vi của vật liệu nền, c và d. Tổ chức tế vi của vùng hàn [37] ...................................................................... 18 Hình 1. 20 Ảnh chụp SEM cho hợp kim Al-7475 hóa già trong 20 phút, ở (a)490 o K, (b) 520 oK, (c) 575 oK và (d) 620 oK [38] ........................................................ 19 Hình 1. 21 Tổ chức tế vi của hợp kim tại các nhiệt độ khác nhau [38] ............. 20 Hình 1. 22 Đồ thị của ứng suất với độ nhạy tốc độ biến dạng 'm' nhau đối với (a) hợp kim AA7010 chứa Sc và (b) hợp kim cơ bản AA7010 [6]. .............................. 20 Hình 1. 23 Ảnh hiển vi điện tử truyền qua mẫu sau thử kéo [40] ...................... 21 Hình 1. 24 Ảnh tổ chức của silumin AlSi20 sau biến tính với hàm lượng P khác nhau[41] ................................................................................................................... 22 Hình 2. 1 Độ giãn dài của hợp kim nhôm ở các nhiệt độ khác nhau [46]........... 24 Hình 2. 2 Sự phụ thuộc của ứng suất chảy σ, độ giãn dài tương đối (δ) và hằng số m vào tốc độ biến dạng 𝜀 của hợp kim ở trạng thái độ dẻo cao (1) và trạng thái thông thường (2). [4] ................................................................................................ 26 vi
Hình 2. 3 Sự phân bố hạt và thay đổi hình thái của chúng khi biến dạng thường (a,b) và biến dạng độ dẻo cao (c,d) [47] .................................................................. 29 Hình 2. 4 Mô hình Raj-Ashby về trượt biên hạt ................................................. 30 Hình 2. 5 Mô hình thêm hạt của Dzifkins [59] ................................................... 31 Hình 2. 6 Mô hình hoán đổi vị trí, thể hiện sự thay đổi vị trí các hạt liền kề khi được biến dạng độ dẻo cao [59] ............................................................................... 31 Hình 2. 7 Sơ đồ sắp xếp vị trí hạt của Esbi-Veralla [59] .................................... 32 Hình 2. 8 Sơ đồ trượt từ biến dạng hạt và quá trình biến dạng độ dẻo cao. Y- phương kéo [59] ....................................................................................................... 32 Hình 2. 9 Mô hình trượt biên hạt Ashby - Verral được điều chỉnh bởi dòng khuếch tán [4]........................................................................................................... 33 Hình 2. 10 Trượt biên hạt bằng khuếch tán biên hạt [47] ................................... 34 Hình 2. 11 Mô hình trượt biên hạt Ball- Hutchinson [47] .................................. 34 Hình 2. 12 Mô hình lõi và lớp áo của Gifkins [47] ............................................. 34 Hình 2. 13 Vai trò của 3 cơ chế biến dạng độ dẻo cao đối với hợp kim MA8 (a) và АМг6 (b) trong vùng I-II-III [59] ....................................................................... 35 Hình 2. 14 Góc thấm ướt 𝜃 [60].......................................................................... 38 Hình 2. 15 Trữ lượng đất hiếm ở trên thế giới .................................................... 40 Hình 2. 16 Cấu trúc mạng tinh thể một số pha liên kim Al-Re .......................... 41 Hình 2. 17 Cấu trúc tinh thể của các pha liên kim .............................................. 41 Hình 2. 18 Giản đồ trạng thái của a) Al-La và b) Al-Ce [1] ............................... 42 Hình 2. 19 Kết tinh lại của vật liệu kim loại a → b và phát triển hạt tinh thể (b → c → d)....................................................................................................................... 44 Hình 2. 20 Kết tinh lại của đồng sạch[14] .......................................................... 44 Hình 2. 21 Mô hình hợp kim sau biến dạng (a) và kết tinh lại (b) [14] .............. 45 Hình 3. 1 Sơ đồ thí nghiệm ................................................................................. 46 Hình 3. 2 Hợp kim Al-Zn-Mg-Cu dạng thỏi ....................................................... 48 Hình 3. 3 Phôi nhôm sau khi được cắt. ............................................................... 48 Hình 3. 4 Kim loại Mg và Zn .............................................................................. 48 Hình 3. 5 Đất hiếm chứa 65 % La và 35 % Ce ................................................... 49 Hình 3. 6 Khuôn chế tạo phôi tấm ...................................................................... 49 Hình 3. 7 Muối criolit ......................................................................................... 50 Hình 3. 8 Lò nhiệt luyện ..................................................................................... 52 Hình 3. 9 Thí nghiệm xác định góc thấm ướt ..................................................... 52 Hình 3. 10 Mẫu thử kéo ...................................................................................... 53 Hình 3. 11 Kính hiển vi quang học Axiovert 25A .............................................. 54 Hình 3. 12 Kính hiển vi điện tử quét FESEM Jeol 7600 .................................... 55 Hình 3. 13 Mô tả phương pháp xác định kích thước hạt trung bình ................... 57 Hình 3. 14 Thiết bị thử kéo ................................................................................. 58 Hình 4. 1 Tổ chức tế vi của các mẫu ở trạng thái đúc........................................ 60 Hình 4. 2 Phổ phân tán năng lượng mẫu sau đúc khi cho RE trực tiếp ............. 61 Hình 4. 3 Phổ phân tán năng lượng mẫu sau đúc khi cho RE trực tiếp ............. 63 Hình 4. 4 Giản đồ nhiễu xạ hợp kim trung gian ................................................ 64 Hình 4. 5 Ảnh SEM mẫu hợp kim trung gian .................................................... 65 vii
Hình 4. 6 Kết quả EDS mẫu hợp kim trung gian ............................................... 67 Hình 4. 7 Kết quả phân tích mapping mẫu hợp kim trung gian ......................... 67 Hình 4. 8 Ảnh hiển vi điện tử và phổ năng lượng mẫu M3 .............................. 69 Hình 4. 9 Mô hình cấu trúc Al11Ce3 và α-Al...................................................... 70 Hình 4. 10 Giản đồ nhiễu xạ phân tích pha liên kim RE và Al.......................... 72 Hình 4. 11 Kết quả phân tích mapping mẫu M3 ................................................ 73 Hình 4. 12 Sơ đồ hình thành quá trình quá nguội ở phía trước của mặt phân cách rắn –lỏng .................................................................................................................. 74 Hình 4. 13 Phân tích góc thấm ướt giọt kim loại lỏng ....................................... 76 Hình 4. 14 Ảnh hiển vi quang học tổ chức tế vi mẫu ở trạng thái đúc x200 ..... 77 Hình 4. 15 Ảnh hiển vi điện tử quét mẫu sau đúc .............................................. 78 Hình 4. 16 Ảnh hiển vi điện tử và phổ năng lượng mẫu M3 ............................. 79 Hình 4. 17 Ảnh hiển vi điện tử quét mẫu M3 .................................................... 80 Hình 4. 18 Phổ năng lượng nguyên tố của mẫu M3 .......................................... 82 Hình 4. 19 Phổ nguyên tố theo đường quét của mẫu M3 .................................. 82 Hình 4. 20 Ảnh tổ chức tế vi của mẫu sau ủ đồng đều hóa, x200...................... 83 Hình 4. 21 Giản đồ nhiễu xạ hợp kim ở các chế độ khác nhau.......................... 84 Hình 4. 22 Ảnh hiển vi điện tử quét tổ chức tế vi mẫu sau đồng đều hóa ......... 85 Hình 4. 23 Bản đồ nguyên tố bằng phương pháp mapping (mẫu có La và Ce) . 87 Hình 4. 24 Ảnh hiển vi quang học tổ chức tế vi mẫu biến dạng ........................ 88 Hình 4. 25 Ảnh hiển vi điên tử quét mẫu sau biến dạng theo phương cán ........ 89 Hình 4. 26 Đường quét phổ nguyên tố mẫu sau biến dạng theo phương cán. ... 90 Hình 4. 27 Tổ chức tế vi mẫu M3 sau khi ủ kết tinh lại 350 oC ........................ 91 Hình 4. 28 Tổ chức tế vi mẫu sau ủ kết tinh lại 400 oC ..................................... 93 Hình 4. 29 Tổ chức tế vi mẫu sau ủ kết tinh lại 450 oC trong 2 giờ .................. 96 Hình 4. 30 Tổ chức tế vi mẫu sau ủ kết tinh lại ................................................. 97 Hình 4. 31 Ảnh tổ chức tế vi mẫu sau thử kéo ở 400 oC tại vị trí đứt................ 98 Hình 4. 32 Mẫu sau cán: a) Mẫu M1 (không chứa La, Ce); b) Mẫu M3 (chứa La, Ce). ......................................................................................................................... 100 Hình 4. 33 Biểu đồ độ giãn dài ở các chế độ khác nhau .................................. 100 Hình 4. 34 Giản đồ kéo các mẫu M1 và M3 khi kéo ở 400 oC ........................ 101 Hình 4. 35 Biểu đồ mức độ giãn dài của mẫu sau biến dạng và ủ kết tinh lại ở các tốc độ kéo khác nhau ....................................................................................... 103 Hình 4. 36 Ảnh mẫu trước và sau khi kéo ....................................................... 103 viii
DANH MỤC BẢNG Bảng 1. 1 Các pha trong hợp kim Al-Zn-Mg và Al-Cu-Mg [13], [14], [16], [23] 6 Bảng 1. 2 Kết quả thử nghiệm độ bền kéo hợp kim có chứa Sc [6].................... 21 Bảng 1. 3 Kết quả cơ tính của các mẫu ............................................................... 22 Bảng 2. 1 Sự phụ thuộc các giá trị δ, σ và m vào loại tổ chức khi biến dạng hợp kim ở điều kiện nhiệt độ 450 0C, tốc độ biến dạng ε=10-3c-1 ................................... 28 Bảng 2. 2 Phân nhóm các nguyên tố đất hiếm .................................................... 40 Bảng 2. 3 Thành phần đất hiếm Việt Nam .......................................................... 40 Bảng 3. 1 Các chế độ mẫu nghiên cứu ................................................................ 46 Bảng 3. 2 Thành phần hóa học của hợp kim nghiên cứu .................................... 46 Bảng 3. 3 Lượng cháy hao của các nguyên tố trong quá trình nấu luyện ........... 47 Bảng 3. 4 Tính toán phối liệu cho 7 kg sản phẩm đúc (tính tỷ lệ cháy hao là 3%) .................................................................................................................................. 47 Bảng 3. 5 Thành phần phối liệu cho RE trực tiếp ............................................... 50 Bảng 3. 6 Phối liệu thành phần hợp kim trung gian:.......................................... 51 Bảng 3. 7 Phối liệu nấu hợp kim Al-Zn-Mg-Cu khi sử dụng hợp kim trung gian .................................................................................................................................. 51 Bảng 4. 1 Ký hiệu các mẫu ................................................................................ 60 Bảng 4. 2 Thành phần hóa học của hợp kim trung gian ..................................... 64 Bảng 4. 3 Hàm lượng La, Ce (% khối lượng) .................................................... 69 Bảng 4. 4 Kết quả tính toán giá trị của thành phần làm nguội với hàm lượng Ce khác nhau: ................................................................................................................ 75 Bảng 4. 5 Thành phần hợp kim của hai mẫu nghiên cứu ................................... 76 Bảng 4. 6 Chiều dày của mẫu biến dạng không và có La, Ce ............................ 99 Bảng 4. 7 Độ giãn dài mẫu thử kéo (%) ........................................................... 100 Bảng 4. 8 Thay đổi tốc độ kéo mẫu sau biến dạng và kết tính lại .................... 102 ix
MỞ ĐẦU 1. Tính cấp thiết của luận án Đặc tính độ dẻo cao của vật liệu được định nghĩa là khả năng của vật liệu ở điều kiện nhiệt độ biến dạng cao hơn 0,4Tnc và vận tốc biến dạng nằm trong khoảng (10- 4 -10-1) s-1 cho phép độ giãn dài lớn (từ 200% trở lên). Chính vì độ giãn dài lớn trong khi vẫn đảm bảo độ bền nên cho phép chế tạo được các chi tiết mỏng, làm giảm đáng kể khối lượng, tăng độ bền riêng, tiết kiệm năng lượng và giảm chi phí sản xuất. Điều kiện quan trọng quyết định đến khả năng biến dạng độ dẻo cao của vật liệu là tổ chức hạt nhỏ mịn dưới 10µm và đồng đều. Việc tạo ra tổ chức hạt nhỏ làm tăng cả độ bền lẫn độ dẻo và đặc biệt làm tăng mạnh độ dai, vật liệu khó bị phá hủy giòn. Khi cỡ hạt càng nhỏ thì tốc độ biến dạng tăng lên, nhiệt độ xuất hiện hiệu ứng độ dẻo cao trong vật liệu càng thấp. Do hạt nhỏ nên có tổng diện tích biên hạt lớn hơn, kết hợp với kích thước hạt đồng đều góp phần làm tăng độ dẻo cho hợp kim nghiên cứu. Nhưng khi biến dạng ở nhiệt độ cao, liên kết giữa các hạt yếu đi cùng với mật độ hạt cao (số hạt thích nghi với sự trượt cao) thì sự trượt ở biên giới hạt xảy ra dễ dàng hơn. Cơ chế biến dạng dẻo ở đây được giải thích là sự hỗ trợ của đồng thời cả 3 cơ chế: trượt xảy ra ở các biên giới hạt, sự dịch chuyển của các lệch nội hạt và sự khuếch tán. Trượt trên biên giới hạt được ghi nhận là sự dịch chuyển tương hỗ lẫn nhau giữa các hạt liền kề theo toàn bộ biên giới, chúng phát triển và thay thế các hạt lân cận. Sự thay thế này đặc trưng cho biến dạng độ dẻo cao, hiếm khi xuất hiện trong điều kiện thường. Khi biến dạng thông thường kim loại có kích thước hạt lớn thì độ giãn dài của mẫu thí nghiệm thường không đều, kết quả có sự kéo dài của các hạt và vì thế trong mặt cắt ngang mẫu số lượng hạt hầu như không giảm. Trong biến dạng độ dẻo cao hình dạng của từng hạt thay đổi rất ít. Nếu một vài hạt bị kéo dài thì sự kéo dài đó nhỏ hơn rất nhiều so với độ dãn dài tương đối của mẫu kéo. Khi hình dạng hạt không thay đổi hoặc thay đổi ít có nghĩa là có sự thế chỗ của các hạt lân cận, dẫn đến sự tăng mật độ hạt theo chiều kéo mẫu và giảm trên tiết diện ngang, điều đó dẫn tới mức độ biến dạng lớn. Trong số các hợp kim độ dẻo cao, hợp kim nhôm được ứng dụng rộng rãi trong công nghiệp chế tạo do tính ứng dụng cao, tương đối phổ biến, giá thành vật liệu cũng như chi phí trong việc chế tạo thấp hơn so với những hợp kim độ dẻo cao khác. Để vật liệu có đặc tính độ dẻo cao, điều kiện về kích thước hạt ở mức dưới 10 µm và thậm chí nhỏ hơn nữa (mức nano) có thể dùng nhiều phương pháp hoặc sử dụng phương pháp kết hợp. Khi đã có được hợp kim với kích thước hạt nhỏ mịn, hợp kim sẽ tiếp tục được xử lý cơ nhiệt như biến dạng, ủ hòa tan pha, tôi, hóa già để tiếp tục làm nhỏ mịn hạt, hoàn thiện sản phẩm với các yêu cầu đã đặt ra cả về độ dẻo lẫn độ bền. Vì vậy, việc nghiên cứu hợp nhỏ mịn hạt hợp kim Al-Zn bằng đất hiếm Việt Nam kết hợp với các phương pháp công nghệ trên cơ sở điều kiện, thiết bị trong nước để chế tạo ra hợp kim có độ dẻo cao cần phải có những nghiên cứu thỏa đáng, mục đích tạo ra vật liệu mới sử dụng trong công nghiệp để chế tạo các chi tiết mỏng trong lĩnh vực sản xuất ôtô, xe máy, máy tính, điện thoại...nhằm nâng cao tỷ lệ nội địa hóa cũng như tạo xu thế ứng dụng hợp kim độ dẻo cao trong công nghiệp. 1
2. Mục tiêu, đối tượng và nội dung nghiên cứu Từ những phân tích ở trên luận án đặt ra mục tiêu: Xác định vai trò của đất hiếm Việt Nam (La, Ce) đến khả năng làm nhỏ mịn hạt hợp kim Al-Zn-Mg-Cu. Chỉ ra pha liên kim được hình thành và vai trò của pha đó. Đưa ra thông số quá trình xử lý cơ nhiệt đối với hợp kim Al-Zn-Mg-Cu để làm nhỏ hạt và tăng độ dẻo hợp kim. Xác định được điều kiện để thử nghiệm tính dẻo hợp kim. Nội dung nghiên cứu của luận án: Từ đối tượng và mục tiêu đặt ra ở trên nội dung nghiên cứu của luận án như sau: 1. Tổng quan về hệ hợp kim Al-Zn 2. Nghiên cứu cơ sở lý thuyết về phương pháp làm nhỏ mịn hạt , các chế độ xử lý cơ nhiệt, và biến dạng siêu dẻo hợp kim Al-Zn-Mg-Cu 3. Phân tích kết quả nghiên cứu của luận án về ảnh hưởng của chất làm nhỏ mịn hạt đất hiếm Việt Nam; chế độ xử lý cơ nhiệt đến tổ chức và tính chất của hợp kim nghiên cứu 3. Những đóng góp mới của luận án a) Ý nghĩa khoa học Xác định ảnh hưởng của chất biến tính (đất hiếm Việt Nam) đến đặc tính về độ dẻo cao của hợp kim Al-Zn. Vai trò của các pha liên kim Al11Ce3 và Al dẫn đến khả năng Al11Ce3 có thể làm tâm mầm kết tinh dị thể cho α-Al. Xác định được vai trò và cấu trúc của pha liên kim Al3La Xác định ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian ủ kết tinh lại sau biến dạng nguội đến đặc tính dẻo của hợp kim Al-Zn. b) Ý nghĩa thực tiễn Chế tạo thành công một hợp kim thuộc họ hợp kim 4 nguyên Al-Zn-Mg-Cu có độ dẻo nâng cao sau khi thực hiện các biện pháp kỹ thuật hợp lý, với mục đích góp phần tham gia vào quá trình nội địa hoá các sản phẩm công nghiệp trong nước. Xác định được quy trình biến tính; đồng đều hóa; biến dạng và ủ kết tinh lại để nâng cao độ dẻo của hợp kim nghiên cứu 4. Bố cục của luận án Luận án bao gồm phần mở đầu; kết luận và 04 chương: Chương 1: Tổng quan hợp kim hệ Al-Zn Chương 2: Vật liệu có độ dẻo cao và sự mịn hoá hạt Chương 3: Thực nghiệm Chương 4: Kết quả và thảo luận 2
Chương 1. TỔNG QUAN HỢP KIM HỆ Al-Zn 1. 1. Giới thiệu chung về hợp kim Al-Zn Hợp kim Al-Zn là hợp kim nền cơ sở là nhôm (Al) và nguyên tố hợp kim chủ yếu là kẽm (Zn). Các nguyên tố hợp kim khác bao gồm Magie (Mg) và đồng (Cu). Trong hợp kim Al-Zn, kẽm hòa tan rất nhiều ở trong nhôm, ở nhiệt độ 380! C hòa tan tới 84%, nhưng ở nhiệt độ thường chỉ hòa tan khoảng 2%. Đặc điểm của hợp kim Al-Zn là có khoảng chênh lệch nhiệt độ giữa đường lỏng và đường đặc lớn, co ngót nhiều, dễ nứt nóng, chịu ăn mòn tốt ở trong cả nước biển. Hình 1. 1 Giản đồ pha hợp kim Al-Zn [1] Cùng tích α+η được hình thành từ các nhánh cây của α và pha β trong quá trình chuyển biến ở 275oC (hình 1.1) và hình thành cho đến khi kết thúc của quá trình đông đặc [2]. Pha η là pha giàu kẽm. Dung dịch rắn β trên cơ sở kẽm hòa tan nhôm với lượng nhỏ. Tại 382°C lượng nhôm hoà tan trong β khoảng 1.1%. Tại 382°C với hàm lượng 5% Al xảy ra phản ứng cùng tinh: 𝐿 → ( 𝛽 + 𝛼) Trong đó trong pha α có 79 % Zn. Làm nguội nhanh có thể giữ nồng độ quá bão hòa này trong α ở nhiệt độ thường. Khi nguội chậm sẽ xảy ra phản ứng cùng tích: 𝛼 → [ 𝛼 " + 𝜂] Pha 𝛼 " làm thay đổi độ cứng, điện trở và kích thước chi tiết, làm giảm chất lượng hợp kim. Hợp kim Al-Zn có tính đúc rất tốt, cơ tính ở trạng thái đúc cao. Khi ở nhiệt độ thấp, từ pha α sẽ tiết ra pha η có thành phần giống như Zn nguyên chất vì Al hòa tan trong Zn rất ít chỉ khoảng 2%. Tuy nhiên, khi ở 380°C Zn hòa tan tới 84%. Trong quá trình đông đặc bình thường không có tác động, pha α và pha η có tổ chức thô đại. Để khắc phục tổ chức thô đại của pha α và β người ta phải sử dụng 3
các biện pháp nhằm cải thiện độ hạt nhằm cải thiện tổ chức của hợp kim. Theo phương trình Hall-Petch, độ bền của hợp kim càng tăng khi kích thước hạt càng nhỏ, và được biểu diễn như sau [3]: # σ = 𝜎! + 𝑘. (1.1) √% Trong đó: - 𝜎! : ứng suất cần thiết để dịch chuyển sai lệch. d :kích thước hạt. k : hệ số. Độ bền của hợp kim càng tăng khi kích thước hạt càng nhỏ. Tính năng đặc biệt của hợp kim nhôm kẽm bao gồm tính đúc, tính chịu lực tốt, cũng như điểm chảy thấp. Nhằm đạt được tổ chức hạt nhỏ mịn người ta áp dụng vào trong quá trình đúc các phương pháp biến tính để đạt được tổ chức như mong muốn. Hợp kim tiêu biểu của nhóm này có thành phần chủ yếu là: 11% Zn + (6 – 8)% Si + (0,1 – 0,3)% Mg + (0,8 – 1,2)% Fe + 0,5% Mn + 0,6% Cu, còn lại là nhôm. Hợp kim này có tính đúc rất tốt, cơ tính ở trạng thái đúc cao. Khi ở nhiệt độ thấp, từ pha α sẽ tiết ra pha β có thành phần giống như Zn nguyên chất vì Al hòa tan trong Zn rất ít. Hàm lượng Zn càng tăng, tỷ trọng của hợp kim cũng tăng, tính đúc càng giảm, hợp kim càng dễ bị nứt nóng tuy độ bền có tăng chút ít nhưng độ dẻo lại giảm nhiều. Để khắc phục những nhược điểm trên, thường cho thêm Si vào trong thành phần, bởi vậy hợp kim này còn có tên là silumin chứa kẽm. Các biện pháp xử lý silumin đều có thể áp dụng cho hợp kim này. Đây là hợp kim có cơ tính ở trạng thái đúc cao nhất trong họ hợp kim nhôm [4]. Hợp kim Al – Zn – Mg – Cu là hệ bốn nguyên có độ bền cao nhất trong các hợp kim nhôm, có khả năng gia công biến dạng, nhiệt luyện hóa bền, gia công cắt gọt. Ở trạng thái hóa già, hợp kim có giới hạn chảy đặc biệt cao, chỉ kém giới hạn bền 20 – 30 MPa và còn cao hơn 40 – 50% giới hạn chảy của nhôm Dura D16. Giới hạn bền và độ chịu mài mòn cao vượt trội hơn hẳn so với các hợp kim nhôm rèn. Vì vậy, họ hợp kim này được sử dụng cho những sản phẩm yêu cầu độ biến dạng cao và vẫn giữ được độ bền nhất định. Trong các hệ hợp kim Al – Zn – Mg – Cu dùng trong công nghiệp, giới hạn trên của hàm lượng Zn và Mg được xác định ở mức vừa đủ để đạt độ bền cần thiết vì các nguyên tố này làm giảm độ dẻo, độ dai va đập, khả năng chống ăn mòn và chống mỏi. Kẽm làm giảm khả năng chống ăn mòn dưới ứng suất mạnh hơn Mg. Mg làm giảm độ dẻo của hợp kim rõ rệt khi thành phần >2.5%. 1.1.1. Quá trình chuyển biến pha của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu Hợp kim Al-Zn-Mg-Cu là hợp kim nhôm hệ 4 nguyên có độ bền cao nhất trong các loại hợp kim nhôm, có khả năng gia công biến dạng, nhiệt luyện hóa bề, gia công cắt gọt. Có giới hạn chảy đặc biệt cao, chỉ kém giới hạn bền 20-30 MPa và còn cao hơn 40-50% giới hạn chảy của nhôm cứng Duyra D16 trong trạng thái phổ biến là hóa già. Giới hạn bền và độ chịu mài mòn cao vượt trội hơn hẳn so với các hợp kim nhôm rèn AK6, AK8. Vì vậy, sử dụng hợp kim nhôm cho những sản phẩm yêu cầu độ biến dạng cao và vẫn giữ được độ bền nhất định. Các nguyên tố hợp kim chính trong hệ hợp kim nhôm này là Zn, Mg, Cu. Trong đó, nguyên tố Zn và Mg là các nguyên tố hợp kim có độ hòa tan rất lớn trong nhôm, nồng độ hòa tan cực đại trong Al của Zn và của Mg lần lượt là 82 % và 17,4 % [16]–[22]. Ở nhiệt độ thường, độ hòa tan của Zn và Mg trong Al có giá trị không đáng kể. Các nguyên tố này có thể hòa tan vào Al tạo thành dung dịch rắn hoặc tạo thành các pha liên kim. 4
Do đó, hệ hợp kim này có khả năng hóa bền bằng nhiệt luyện cao vì có khả năng tạo ra được độ quá bão hòa dung dịch rắn α rất lớn (dung dịch rắn của Al hòa tan các nguyên tố hợp kim). Trong khi đó, Cu có thể hòa tan trong nhôm ít hơn, nhiều nhất đến 5,65% (ở nhiệt độ cao, 548oC) và không đáng kể ở nhiệt độ thường (0,5%), do vậy, nó cũng tạo ra dung dịch rắn quá bão hòa và hợp kim có khả năng hóa bền bằng nhiệt luyện. Quá trình hòa tan và chuyển biến pha được giải thích nhờ cơ chế do Guniee và Preston đưa ra và đã được thực nghiệm bằng các phương pháp phân tích hiện đại như sau: Nguyên nhân của quá trình hoá bền đó là dung dịch rắn giàu đồng tạo thành sau khi tôi là quá bão hoà và không ổn định, có xu hướng trở về trạng thái ổn định là dung dịch rắn nghèo đồng (0,5%Cu) và CuAl2II. Quá trình tiết pha ổn định CuAl2II (còn gọi là pha q) từ dung dịch rắn quá bão hoà là quá trình phức tạp qua nhiều giai đoạn với những cấu trúc trung gian khác nhau: Vùng G - P liên mạng, pha q bán liên mạng. Những cấu trúc trung gian này có kích thước rất bé, phân bố đều trong thể tích và tạo nên các trường ứng suất đàn hồi xung quanh mình và do vậy có tác dụng hoá bền rất mạnh [23]. Trong giai đoạn 1 của sự hoá già các nguyên tử Cu từ chỗ phân bố ở nút mạng có tính chất ngẫu nhiên, tập trung về những vùng nhất định ở trong mạng tinh thể. Do vậy trong mạng tinh thể của dung dịch rắn có những vùng có nồng độ Cu cao (>4%Cu) được gọi là vùng G - P (Gunie - Prestôn). Do nguyên tử Cu có kích thước bé hơn nguyên tử Al mà cấu trúc của vùng G - P lại liên mạng với cấu trúc nền nên vùng G - P gây xô lệch lớn trong mạng tinh thể của nền làm cho độ bền độ cứng của hợp kim tăng lên. Vùng G - P có dạng đĩa với kích thước rất nhỏ, dày từ vài đến vài chục còn bán kính từ hàng chục đến hàng trăm ăngstrôm. Cần chú ý là kích thước của vùng G - P phụ thuộc vào nhiệt độ hoá già, ở nhiệt độ càng cao kích thước của nó càng lớn [23]. Khi hoá già nhân tạo (với nung nóng cao hơn nhiệt độ thường), giai đoạn I của quá trình kể trên xảy ra trong thời gian ngắn hơn, ở các nhiệt độ cao hơn 1000C quá trình hoá già không chỉ dừng lại ở sự tạo thành vùng G - P, ở những nhiệt độ này quá trình hoá già tiếp tục xảy ra theo giai đoạn II, giai đoạn tạo pha giả ổn định q' có thành phần gần giống với CuAl2 nhưng có cấu trúc riêng của mình. Các phần tử q' có các dạng tấm, liên kết bán liên mạng với nền và cũng có tác dụng hoá bền cao. Độ bền cao nhất đạt được khi hoá già ứng với giai đoạn I và II, tức ứng với sự tạo thành vùng G - P hay pha q' chưa tách ra khỏi dung dịch rắn. Hoá già ở các nhiệt độ thấp (
Preston): α quá bão hòa → α + GPI → α + GPII (η”) → α + η’(MgZn2) → α + η(MgZn2). Vùng GP là vùng hình thành trong giai đoạn đầu, là pha tiết liền mạng trực tiếp từ dung dịch rắn quá bão hòa [24], [25]. Có hai loại vùng GP tồn tại trong hóa già nhân tạo hợp kim 7xxx (họ Al-Zn-Cu-Mg) gồm: GPI và GPII [16]. Vùng GPI là tiết pha đẳng hướng có dạng hình cầu, được hình thành từ nhiệt độ phòng đến 140 ÷ 150oC, tùy thuộc vào nhiệt độ tôi. Vùng GPII là những đám mỏng giàu Zn trên họ mặt {111}, được hình thành từ những đám giàu nút trống sau khi tôi từ nhiệt độ trên 450oC và hóa già tại nhiệt độ trên 70oC. Cả hai vùng GPI và GPII liền mạng với nền nhôm và có cùng cấu trúc mạng [16]. Đối với hệ hợp kim Al-Zn-Mg-Cu ngoài tạo với Al thành dung dịch rắn α, còn tạo ra các pha liên kim, các pha thuờng gặp là h(MgZn2), T(Al2Mg3Zn3), S(Al2CuMg) và θ(Al2Cu). Trong đó pha η và T đóng vai trò chủ yếu trong quá trình hóa bền của hợp kim còn pha S là pha hóa bền phụ, sở dĩ như vậy là vì hiệu quả hóa bền khi hóa già do Cu gây ra trong hợp kim này nhỏ, Cu với hàm lượng nhỏ chủ yếu hóa bền dung dịch rắn. Thực hiện quá trình nung nóng, các pha η, T và pha S hòa tan vào dung dịch rắn α và khi tôi (làm nguội nhanh) sẽ tạo thành dung dịch rắn α quá bão hòa nguyên tố hợp kim. Khi hóa già nhân tạo, từ dung dịch rắn α quá bão hòa tiết ra các phần tử phân tán với kích thước nhỏ mịn của các pha η, T và S, gây ra hiệu ứng hóa bền cao. Như vậy, nguyên nhân gây ra độ bền cao của hợp kim Al- Zn chính là trong nó có lượng chứa của các nguyên tố Zn, Mg và Cu khá cao, chúng có tác dụng tốt đến quá trình tiết pha khi hóa già. Tóm lược quá trình hình thành các pha liên kim của hợp kim hệ Al-Zn-Mg-Cu được thể hiện ở bảng sau: Bảng 1. 1 Các pha trong hợp kim Al-Zn-Mg và Al-Cu-Mg [13], [14], [16], [23] Pha Hợp kim Al-Zn-Mg Hợp kim Al-Cu-Mg θ Al2Cu Z Mg2Zn11 Cu6Mg2Al5 S Al2CuMg T (τ) AlMgZn (Al2Mg3Zn3; Al6Mg11Zn11; CuMg4Al6 (Al, Zn)49Mg32) η (M, σ) MgZn2 Al6Cu4Mg2 1.1.2. Ảnh hưởng của các nguyên tố có lợi đến hợp kim Al-Zn Đồng đưa thêm vào hợp kim Al-Zn-Mg sẽ làm tăng độ bền lên khoảng 20-50 MPa. Với tỷ lệ các nguyên tố hợp kim đã xét (Zn: 4,0-10,0%, Mg < 6.5%, Cu: 3,0%) ở trạng thái ủ, giới hạn bền là 200-290 MPa, giới hạn chảy 100-180 MPa, độ giãn dài > 10% [5]–[7]. Độ bền trong trạng thái hóa bền nhiệt luyện được xác định cơ bản bằng thành phần của Zn và Mg, những nguyên tố hòa tan mạnh nhất trong nhôm ở nhiệt độ cao và giảm mạnh khi làm nguội, có tác dụng hóa bền mạnh khi tôi và hóa già. Hợp kim có Zn: 5,0-9,0%, đồng tăng mạnh hiệu ứng khi tôi nhưng ít ảnh hưởng đến hiệu suất hóa già. Giới hạn bền tăng tới mức cao nhất khi hàm lượng đồng tới mức 2%, khi đó độ dãn dài tương đối cũng tăng. Với hợp kim chứa 6-7% Zn và 2% Mg khi hàm lượng đồng tăng tới 3% thì giới hạn bền tăng, giới hạn bền mỏi tăng rất mạnh. Kẽm 6
và magie, khi tăng kẽm và magie giới hạn bền mỏi giảm. Với hàm lượng 6-8% Zn, magie làm tăng giới hạn bền, giảm độ dẻo của hợp kim. Hàm lượng của magie có thể dao động trong khoảng 1,5- 3% tùy theo yêu cầu cơ tính cần đạt. Trong các hệ hợp kim Al-Zn-Mg-Cu dùng trong công nghiệp, giới hạn trên của hàm lượng Zn và Mg được xác định ở mức vừa đủ để đạt độ bền cần thiết vì các nguyên tố này còn làm giảm độ dẻo, độ dai va đập, khả năng chống ăn mòn và chống mỏi. Kẽm làm giảm khả năng chống ăn mòn nứt dưới tác động của ứng suất mạnh hơn magie. Magie làm giảm độ dẻo của hợp kim rõ rệt nhất khi hàm lượng trên 2,5% [5], [8]– [15]. Theo như kết quả nghiên cứu của Isadare D. A. và cộng sự [27] đã chỉ ra hình thái pha MgZn2 của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu khi nguội chậm (a) và nguội nhanh (b). Trong trường hợp nguội chậm các pha η phân chia nền của nhôm trong khi cùng ở trạng thái đúc nếu nguội nhanh thì các pha η phân bố đều trên nền của nhôm. a) Hợp kim nguội chậm b) hợp kim nguội nhanh Hình 1.2 Tổ chức tế vi của hợp kim Al-Zn-Mg-Cu khi nguội chậm (a) và nguội nhanh (b)[27] Trong những nghiên cứu của Fan và cộng sự [15] về hợp kim này cũng chỉ ra những pha liên kim như MgZn2, Al2Mg3Zn3, AlCuMg, Al2Cu, Al7Cu2Fe, Al13Fe4 and Mg2Si có thể hình thành trong quá trình đông đặc của hợp kim. Trong nghiên cứu của mình Fan cũng đã chỉ ra pha MgZn2 trong tổ chức của hợp kim nghiên cứu. Cấu trúc này có cấu trúc dạng tấm ở biên giới hạt; một số hạt có kích thước thô cũng đã được phân tích (hình 1.3b) Hình 1.3 Tổ chức tế vi hợp kim nhôm ở trạng thái đúc [15] Tỷ lệ hàm lượng các nguyên tố hợp kim và đặc biệt là tỷ lệ Mg/Zn ảnh huởng mạnh đến sự hình thành pha MgZn2, đây được coi là hóa bền chính trong hệ hợp kim nhôm này. Độ bền trong trạng thái hóa bền nhiệt luyện được xác định cơ bản bằng thành phần của Zn và Mg, những nguyên tố hòa tan mạnh nhất trong nhôm ở 7
nhiệt độ cao và giảm mạnh khi làm nguội, có tác dụng hóa bền mạnh khi tôi và hóa già. Hợp kim có Zn: 5,0-9,0%, đồng tăng mạnh hiệu ứng khi tôi nhưng ít ảnh hưởng đến hiệu suất hóa già. Với hàm lượng 6-8% Zn, magie làm tăng giới hạn bền, giảm độ dẻo của hợp kim. Hàm lượng của magie có thể dao động trong khoảng 1,5-3% tùy theo yêu cầu cơ tính cần đạt. Trong các hệ hợp kim Al-Zn-Mg-Cu dung trong công nghiệp, giới hạn trên của hàm lượng Zn và Mg được xác định ở mức vừa đủ để đạt độ bền cần thiết vì các nguyên tố này còn làm giảm độ dẻo, độ dai va đập, khả năng chống ăn mòn và chống mỏi. Kẽm làm giảm khả năng chống ăn mòn nứt dưới tác động của ứng suất mạnh hơn magie. Magie làm giảm độ dẻo của hợp kim rõ rệt nhất khi hàm lượng trên 2,5%. Hình 1.4 Giản đồ pha ba nguyên hợp kim Al-Cu-Zn và Al-Mg-Zn [1] Theo mức độ tăng Cu trong hệ Al-Zn-Mg-Cu thì một phần Zn trong pha T được thay thế bằng Cu. Cả 3 pha liên kim loại đều là các pha hóa bền khi hóa già. Thêm Cu vào hợp kim Al-Zn-Mg sẽ làm tăng độ bền lên khoảng 20-50 MPa. Với tỷ lệ các nguyên tố hợp kim đã xét (Zn: 4,0-10,0%, Mg < 6.5%, Cu: 3,0%) ở trạng thái ủ, giới hạn bền là 200-290 MPa, gới hạn chảy 100-180 MPa, độ giãn dài > 10%. Giới hạn bền tăng tới mức cao nhất khi hàm lượng đồng tới mức 2%, khi đó độ dãn dài tương đối cũng tăng. Với hợp kim chứa 6-7% Zn và 2%Mg khi hàm lượng đồng tăng tới 3% thì giới hạn bền tăng, giới hạn bền mỏi tăng rất mạnh. Ảnh hưởng của các nguyên tố hợp kim phụ Trong hệ Al-Zn-Mg-Cu thường được hợp kim hóa thêm các nguyên tố phụ là Mn, Cr, Zr, Ti. Các nguyên tố Cr, Mn và Zr có tác dụng tăng tốc quá trình phân hủy dung dịch rắn, làm nhỏ hạt, nâng cao nhiệt độ kết tinh lại. Do đó, thêm Cr, Mn và Zr có tác dụng hóa bền và gây hiệu ứng hóa bền tổ chức. Ngoài ra, các nguyên tố kim loại chuyển tiếp có tác dụng cải thiện độ hạt khi kết tinh và nâng cao tính ổn định chống ăn mòn dưới tác dụng của ứng suất. Khi có mặt trong hợp kim, các kim loại chuyển tiếp như Cr, Mn và Zr làm biến đổi rất mạnh tổ chức, cả về phân bố các pha cũng như hình dạng của biên giới hạt. Một mặt các nguyên tố kim loại chuyển tiếp thúc đẩy quá trình tiết pha η, T và S từ dung dịch rắn α ở trạng thái nhỏ mịn, phân tán, mặt khác, trên biên giới chúng tạo nên hình dạng răng cưa và kéo dài biên giới tổng cộng của hạt α. Với tổ chức đặc trưng này, cường độ ăn mòn nứt giảm, tốc độ phát triển vết nứt ăn mòn theo biên giới hạt cũng bị cản trở, chống ăn mòn nứt. 8
Mangan làm tăng hiệu ứng tôi lên khoảng 60 MPa và hóa già lên khoảng 50 MPa. Hiệu ứng nhiệt gia công đạt tối đa là gần 100 MPa với 0,6% Mn. Với 0.3% Cr sẽ làm cho cấu trúc hợp kim không bị tái kết tinh lại, độ bền mỏi cũng tăng đáng kể. Hình 1. 5 Giản đồ pha hợp kim Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr [26] Tạp chất sắt và silic trong hợp kim nhôm tạo lên các liên kim dư không hòa tan (Al6FeCuZn, Al7Cu2FeZn, Al6MnFeCuCr, Mg2Si) tiết ra từ pha lỏng khi kết tinh ở dạng các hạt thô. Các hạt này là các điểm tập trung ứng suất, gây vết nứt tế vi làm giảm độ dẻo, độ dai va đập và độ chóng mỏi nên cần khống chế chặt chẽ các tạp chất. Khi hàm lượng đồng trong hợp kim lớn trên 2% sẽ xuất hiện các pha Al7Cu2Fe trong tổ chức của hợp kim nghiên cứu Hình 1. 6 Tổ chức tế vi của hợp kim khi ủ: hợp kim với hàm lượng Cu < 2% (c; e) và với hàm lượng Cu > 2% (d và f)[28] 1.1.3. Ảnh hưởng của tạp chất 9