（材料加工工程专业论文）高强韧铸造铝合金组织和性能的综合优化.pdf

摘要 摘要 铸造铝硅合金的晶粒尺寸、凝固组织中a - a i 枝晶和共晶s i 的形态及分布对 力学性能影响很大，因此需要对合金进行熔体处理以及热处理，从而达到改善组 织形貌、提高力学性能的目的。本文以a 3 5 7 合金为研究对象，通过在合金熔体中 加入细化剂、变质剂来研究细化与变质对合金微观组织和性能产生的影响，并研 究了a 3 5 7 合金的壁厚效应。本文的主要研究内容如下： 1 s r 变质合金的共晶硅为纤维状，抗拉强度、屈服强度都大于n a 、s b 变质合 金。s r 变质的共晶硅相在热处理后得到了很好的粒状化效果，比n a 盐变质变得更 细小和圆整。在变质效果好的合金中，共晶s i 相与a 枝晶在合金的晶界处交错排 列，相界面能够阻碍滑移的进行，使得合金变形更为困难，因而共晶s i 相组织越 多，强度越高，塑性越低。s b 的变质能力较弱，使共晶硅的形貌由板片状转变成 细纤维状。在n a 、s r 、s b 三种变质剂中，s b 变质合金的延伸率最高。 2 对于a 3 5 7 合金，a i - 5 t i - b 的加入不仅可以抑制初晶a - l 的生长，细化a 1 相，而且随着a a 1 相的细化也会相应细化合金的硅相组织，改善共晶硅的形态。 t i 含量对合金的屈服强度和抗拉强度影响不大，但对合金的塑性影响较大，随t i 含量的增加，合金的延伸率呈现先增加后减小的趋势。 3 研究了a 1 5 t i b 细化剂和n a 盐变质剂对金属型铸造a 3 5 7 合金的微观组织 和力学性能的影响。在两者共同作用于合金时，合金的力学性能低于t i 细化，高 n a 盐变质。 4 探讨了壁厚对砂型铸造a 3 5 7 合金组织、硬度和热处理的影响。结果表明 随铸件壁厚的增加，a 3 5 7 合金的组织变得粗大，硬度变小。随壁厚的增加，固溶 处理和时效处理所需的时间也更长。 关键词：a 3 5 7 合金；细化和变质：微观组织和力学性能：壁厚效应：热处理 西北工业大学硕士学位论文 a b s t r a c t t h ea 1 - s ic a s t i n ga l l o y s sm e c h a n i c a lp r o p e r t i e sa l es t r o n g l yi n f l u e n c e db yg r a i n s i z e d i s t r i b u t i o na n dm o r p h o l o g yo f ud e n d r i t i cc r y s t a la n de u t e c t i c - s i l i c o n , h e a t t r e a t m e n t a c c o r d i n g l y , m e l tt r e a t m e n ta n dh e a tt r e a t m e n tf o rt h ea l l o y sa r em a d et o i m p r o v es o l i d i f i c a t i o nm o r p h o l o g i e sa n di n c r e a s em e c h a n i c a lp r o p e r t i e s t 1 1 i st h e s i s r e g a r d e da 3 5 7a l l o ya st h er e s e a r c ho b j e c t t h ee f f e c t so f r e f i n e m e n ta n dm o d i f i e a t i o n e l lt h em i c r o s t r u c t u r eo fa l l o y sh a v eb e e ni n v e s t i g a t e db ya d d i n gt h er e f i n e ra n d m o d i f i e ri nt h em e l lt h es e n s i b i l i t yt ow a l lt h i c k n e s si na 3 5 7a l l o yw a sa l s os t u d i e d t h er e s e a r c ha s p e c t so f t h ep a p e ra r ea sf o l l o w s ： 1 1 1 坞s r - m o d i f i e ds t r u c t u r e se x h i b i t e df i b r o u ss ia n ds r - m o d i f i e da l l o y sa 托 s i g n i f i c a n t l yh i g h e rt h a nt h o s eo f t h en a - m o d i f i e da n dt h es b - m o d i f i e da l l o yi nt e n s i l e p r o p e r t i e sa n dy i e l ds t r e n g t h e u t e c t i cs ip a r t i c l e so fs t - m o d i f i e da l l o y sa r ep a l l e t i z e d o b v i o u s l y , t h i n n e ra n dr o u n d e rt h a nt h en a - m o d i f i e d e u t e c t i es ip h a s e sa s t a g g e r e d p a t t e r nw i t hu - d e n d r i t e so nc r y s t a lb o u n d a r yi nm o d i f i e db e t t e ra l l o y t h ep h a s e i n t e r f a c e sh i n d r a n c eg l i d i n ga n dm a k ei td i f f i c u l tt od e f o r mf o r a l l o y , a n ds ot h em o r e e u t e c t i cs t r u c t u r e s ，t h eh i g h e ri n t e n s i t ya n dt h el o w e rp l a s t i c i t y s bi sw e a k e rm o r e t h a nn ai nm o d i f y i n ga b i l i t y , a n dm i c r o s t r u c t u r eo fe u t e c t i c s im a yb ec h a n g e df r o m f l a k e st of i b r o u sb ys bm o d i f i e d 皿es b - m o d i f i e da l l o y se l o n g a t i o nw a sh i g h e s ti n t h et h r e em o d i f i e r s 2 t h er e s u l t ss h o wt h a ta l - 5 t i - bn o to n l yi n h i b i tp r i m a r yd e n d r i t e t h eg r o w e d a n dh e n c er e f m e dp r i m a r yd e n d r i t e ，b u ta l s os ip a r t i c l e sw e r eo b v i o u s l yr e f i n e da st h e g r a i n sw e r er e f i n e di na 3 5 7a l l o y , a n dt h es h a p eo fs iw a si m p r o v e d t h ee f f e c t so f t i t a n i u mc o n t e n to nt h ey i e l ds t r e n g t ha n dt e n s i l es t r e n g t ho fa l l o y sw o r et r i f l i n g , b u t t h ee f f e c t so nt h ed u c t i l i t yw e r eo b v i o u sw h i c hi n c r e a s e dp r i m a r i l ya n dt h e nd e c r e a s e d w i t l li n c r e a s i n gt i t a n i u mc o n t e n t 3 e f f e c t so fb o t ha 1 5 t i - br e f i n e ra n dn am o d i t i e ro nt h em i c r o s t r u c t u r ea n d m e c h a n l e a ip r o p e r t i e so fa 3 5 7a l l o yd u r i n gd i e c a s t i n gw e r ee x p e r i m e n t a l l ys t u d i e d t h er e s u l t ss h o w e dt h a tt h eo p t i m a la d d i t i o no f a l 5 t i - br e f i n e ra n dn am o d i f i e rw a s r e s p e c t i v e l yo 1 5 a n d1 5 n em e c h a n i c a lp r o p e r t i e sw e r el l i g h e rt h a nn a m o d i f i e ra l o n e ，h o w e v e r , l o w e rt h a na 1 5 t i br e f i n e ra l o n e ，w h e nt h eo p t i m a l c o n t e n t so f t ia n dn aa d d i t i o n sw e r ec o m b i n e di nt h em e l t 1 1 a b s t r a c t 4 t h ee f f e c t so fs e c t i o nt h i c k n e s so nm i c r o s t r u c t u r e 。h a r d n e s sa n dh e a tt r e a t m e n t o ft h ea l l o yw e r 0i n v e s t i g a t e d t h er e s u l t ss h o wg r i ns i z eo fa 3 5 7a l l o yb e c o m e d l a r g e rw i t l li n c r e a s e i n gi nc a s t i n ga l l o y sw a l lt h i c k n e s sd u r i n gs a n dc a s t i n g ，w h i c h r e s u l t e di nd e c r e a s ei nh a r d n e s s a c c o r d i n gt ot h ee x p e r i m e n td a t ao fh e a tt r e a t m e n t ， n et i m et os o l u t i o nt r e a t m e n ta n da g i n gt r e a t m e n tg e tl o n g e rw i t hw a l lt h i c k n e s s i n c r e a s e d k e y w o r d s ：a 3 5 7a l l o y ；r e f i n e m e n ta n dm o d i f i t i o n ；m i c r o s t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a l p r o p e r t y ；s e n s i t i v i t yt ot h i c k n e s s ；h e a tt r e a t m e n t 1 1 1 第一章文献综述 1 1 引言 第一章文献综述 对认识和解释凝固过程各种现象和规律的探索已经持续了数千年。然而，实 现对凝固过程的有效控制是人们长期追求的目标，受控凝固过程则已成为材料制 备与成形加工的重要手段。由于材料的微观组织是决定材料的力学和物理性能的 主要因素，因此凝固过程控制对于工程结构材料和功能材料的生产过程显得尤为 重要【1 埘。 虽然简单二元合金的现代凝固理论研究已经取得很大发展，但是人们对工业 上最有发展空间的多元多相合金凝固过程的认识则非常有限。科学研究和生产实 践中应用的金属材料，大多数为三种组元或多种组元组成的合金。解决这类材料 凝固过程组织控制问题对实际工程材料性能的提高至关重要。铸造铝硅系合金具 有比重小、强度高、铸造成形性好和加工性能优良等一系列优点，已成为制造行 业中最受重视的结构材料之一。然而，目前铸造铝硅合金的综合性能还不能完全 满足工业生产的要求，因此人们正从各个不同的研究方向研究铸造铝硅合金，以 期提高其综合性能。概括起来，当前各研究机构对铝硅合金的研究主要集中在以 下几个方面：优化合金成分、细化合金、变质合金、加入合金元素进行强化。细 化可抑制枝晶的生长，获得细小均匀的等轴晶，变质可有效地改善合金中共晶s i 的形貌，热处理则可以充分发挥合金中m g 的强化作用，同时还可使合金中的共 晶硅粒状化，达到提高合金力学性能目的。所以，通过综合考虑各方面的影响来 获得所需要的合金，以满足航空、航天的特殊要求至关重要【啦】。 1 2 晶体生长理论的研究现状与进展 1 2 1 晶体生长理论的研究发展历史及其局限性 从微观角度来看，晶体生长过程可以看作一个“基元”生长过程。所谓的“基 元”生长过程包括以下主要步骤：基元的形成、基元在生长界面的吸附、基元在 界面的运动、基元在界面上结晶或脱附。晶体内部结构、环境相、状态及生长条 件都将直接影响“基元”的生长过程。晶体生长理论分晶体平衡生长形态理论和 界面生长形态理论两个方面【圳。 西北工业大学项十学位论文 1 2 1 1 晶体平衡生长形态理论 晶体平衡生长形态理论是从晶体内部结构和热力学分析出发，先后提出 b r a v a l s 法则、g i b b s w u f 绉体生长定律、f r a n k 运动学理论( 非完整光滑界面生长 理论模型) 、扩散界面生长理论模型m 】。晶体理想( 平衡) 生长形态理论得到了若 干实验结果的证实，但其局限性是：基本不考虑外部因素( 环境相和生长条件) 变 化对晶体生长的影响，无法解释晶体生长形态的多样性。 1 2 1 2 界面生长理论 界面生长理论是从界面的微观结构出发，推导出界面动力学规律。经典的四 种界面结构模型是：完整光滑突变界面模型、非完整光滑突变界面模型、粗糙突 变界面模型、弥散界面模型【4 】。 以上这些理论都在某种程度上对结晶界面上发生的晶体生长现象进行了解 释。但又都不能对诸如在不同生长条件( 不同物理条件、不同化学条件) 下生长 出来的晶体有不同形态，极性晶体正极面上长得快、负极面上长得慢等现象进行 合理的解释。 仲维卓提出的负离子配位多面体生长基元模型，认为一种以负离子配位多面 体相互联结成不同结构形式维度作为生长基元，在结晶面上以多面体的顶角或多 面体的棱或多面体的面相互进行联结，达到与结晶面的叠合，从而产生晶体生长 的理论模型，能很好的解释上述其他理论模型不能解释的现象。而且，在实际中 观测到熔体及固液界面上确实存在这种作为生长基元的负离子配位多面体的踪 迹。该理论由于涉及大量的原子、分子，影响实际结晶过程的因素又多，故要进 行定量的计算尚有较大困难，日前正在迸一步完善中f 3 羽。 1 2 2 晶体生长机理的研究现状与进展【7 , 8 , 9 1 从2 0 世纪初到现在，晶体生长研究有了很大发展，有关晶体生长的机理很多。 尤其是近十几年来，利用现代手段和数值分析方法，在实验和理论紧密结合的研 究中，从原子和分子水平上生动、鲜明地揭示了晶体生长、界面结构和表面形态 的内在联系及其与外界条件相互作用的规律，使晶体生长机理有了突破性进展， 包括连续长大机理( 也称为扩散控制机理) 、二维成核生长机理。基于缺陷的生 长机制有：非完整界面的生长、位错生长机理、层错生长机理、孪晶生长机理、 以及重入角生长和粗糙面生长的协同机制，最近几年，w a l k i n 等人利用原子力显 微镜和近代干涉技术，实时研究了蛋白质和病毒晶体的生长，发现了一种新的独 特的晶体生长机理三维成核生长机理：三维晶核直接进入晶格，并完整无缺 2 - 第一章文献综述 地沿台阶的切向和法向迅速生长。三维晶核在生长的界面上连续沉积和吸附，一 旦被吸附，便迅速沿法向发展为高的台阶。该晶核与基底晶格具有相同的取向， 二者互相融合，一般不会造成缺陷和不连续嘛删。 1 3 合金的凝固原理 复杂成分多元多相合金凝固研究的内容主要是在热力学及动力学的基础上 探讨各相的析出次序和研究多相的耦合生长原理。合金的化学成分是决定凝固组 织、成分分布及相结构形成倾向的首要因素。不同成分的合金有不同的凝固特性。 人们通过长期的实验和理论研究，获得大量的相图，依据相图可以对不同成分合 金的凝固特性进行预测。 1 3 1 合金的结晶 根据液态金属结晶过程中晶体形成的特点，合金可分为单相合金和多相合金 两大类。除纯金属这一特例外，单相合金的结晶过程一般是在一个固液两相共存 的温度区间内完成的。在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分。因此结 晶过程必然要导致界面处固、液两相成分的分离。同时，由于界面处两相成分随 着温度的降低而变化，放晶体生长与传质过程必然相伴而生。这样，从生核开始 直到凝固结束，在整个结晶过程中，固、液两相内部将不断进行着溶质元素重新 分布的过程，我们称此为合金结晶过程中溶质再分配。它是合金结晶过程的一大 特点，对结晶过程影响极大。结晶过程分为平衡结晶过程和非平衡结晶过程。单 相合金非平衡结晶时溶质再分配规律有：固相无扩散，液相均匀混合s c h e = i l 公式；固相无扩散，液相只有有限扩散；固相无扩散，液相部分混合【l o 】。 多相合金最常见的结晶过程是共晶凝固。当成分为共晶成分的合金液缓慢冷 却到共晶温度以下时，发生共晶转变： l e 七b a m + 8 n 在非平衡条件下，成分在共晶点附近的亚共晶合金和过共晶合金，能得到伪 共晶组织。在先共晶相数量较多而共晶组织很少的情况下，有时共晶组织中与先 共晶相相同的那一相，会依附在先共晶相上生长，剩下的另一相则单独存在于晶 界处，从而使共晶组织的特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。离异共 晶可以在平衡条件下获得，也可以在不平衡条件下获得。离异共晶的存在可能会 给合金的性能带来不良的影响，所以对于由于非平衡结晶所出现的这种组织，应 采用退火处理来使离异共晶的非平衡组织转变为平衡态的固溶体组织。 西北工业大学硕士学位论文 1 3 2 相图在多元合金系凝固中的应用 合金的性能很大程度上取决于组元的特性及其所形成的合金相的性质和相 对量。借助于相图所反映出的这些特性和参量来判定合金的使用性能( 如力学和 物理性能等) 和工艺性能( 如铸造性能，压力加工性能，热处理性能等) ，对实 际生产有一定的借鉴作用。固溶体合金的流动性差，不如共晶合金和纯金属，而 且液相线与固相线间隔越大，即结晶温度范围越大，树枝晶易粗大，对合金流动 性妨碍严重，由此导致分散缩孔多，合金不致密，而且偏析严重，同时先后结晶 区域容易形成成分的偏析。而共晶合金的熔点低，并且是恒温转变，熔体的流动 性好，凝固后容易形成集中缩孔，合金致密，因此，铸造合金宜选择接近共晶成 分的合金。 多元合金凝固过程要比二元合金复杂得多，并且除部分三元系有相图可以借 鉴外，其它多元合金系均无成熟的相酬1 1 】。典型三元相图的液相面形状决定了合 金的凝固次序。三元相图的三个边是由二元相图构成的。成分位于液相面特殊点 ( 多相反应点) 上的合金在平衡凝固过程中将会发生两个以上的相同时析出的情 况，并且在恒定的温度下进行凝固。而成分位于“线”上的合金也将发生多相凝固， 其凝固方式与二元合金多相凝固的情况相似，但析出固相和剩余液相的成分是变 化的。其中剩余液相的成分将沿所在线自高温向低温方向进行变化。除了这些特 殊的点线外，其他成分的合金在凝固初期将首先发生单相凝固，直至液相成分达 到一些特殊的点或线为止。对于给定的合金，平衡凝固过程液相和固相成分变化 的路径是确定的【l2 ”j 。 1 3 3 溶质浓度对多元合金二次枝晶臂间距的影响 k r a d h a k r i s h n a 1 4 】等人对铝合金的研究工作表明，二次枝晶愈细，机械性能 愈高，它们之间呈非线性的函数关系。t z k a t t a m i s 0 5 ，j j r e e v e s 1 6 1 ，k u a n g - h o c h i c h i l 7 】等人先后对二次枝晶的形成过程进行了研究并分别提出了二次枝晶臂粗 化的四种物理模型：径向熔化模型；缩颈熔断模型；轴向熔化模型与枝晶合并模 型。 韩青有等【1 8 】在前人提出的二次枝晶臂等温粗化的四种物理模型的基础上建 立了多元合金二次枝晶臂等温粗化动力学数学模型，并将这些数学模型运用于 a 1 c u - s i 、a 1 c u - m n 三元合金中，发现它们与日本学者所作的实验结果相一致。 实验与理论分析表明，在多元合金凝固过程中局部凝固时间相同的条件下，溶质 浓度的增加有利于枝晶臂的细化。 第一章文献综述 1 3 4 合金的屈服特性 1 3 4 1 屈服现射1 9 】 材料产生明显屈服的原因与材料内部的微观组织结构变化有关。对于金属材 料，一般认为，材料在屈服变形前可动位错密度很小，或虽有大量位错但被钉扎 住，如钢中的位错为杂质原子或第二相质点所钉扎，随着塑性变形的发生，位错 能快速增殖。位错运动速率与外加应力有强烈的依存关系，首先，位错运动速率 和柏氏矢量与金属材料的塑性应变速率有下式的关系： 一 占= b , o v ( 1 - 1 ) 一 式中：为塑性应变速率；b 为柏氏矢量的大小；p 为可动位错密度；1 ，为位错 运动平均速率。由上式可知，由于屈服前可动位错很少，为了满足一定的塑性应 变速率( 拉伸实验机夹头移动的速度) 的要求，必须增大位错运动速率。但位错 运动速率决定于应力的大小，它们之间的数值关系为 v = ( r r o ) 一( i - 2 ) 式中：t 为沿滑移面上的切应力；甸为位错以单位速率运动所需的切应力，m 为 位错运动速率应力敏感指数。 上式说明，欲提高1 ，就需要有较高应力，这就是上届服点的由来。塑性变形 一旦发生，位错大量增殖，p 增加，则位错运动速率必然下降，相应的应力也就 突然降低从而产生屈服现象。聊值越低，则使位错运动速率变化所需之应力变 化越大，屈服现象就越明显。b c c 金属的m 值较低，小于2 0 ，故具有明显的屈服 现象；f c c 金属埘值大于1 0 0 2 0 0 ，故屈服现象不明显。对于看不到明显屈服现 象的材料，其屈服强度由人为按标准确定，称为条件屈服强度。在工程中，为测 量方便，在测试标准中，用规定残余伸长应力诉和规定总伸长应力吼表示材料 的条件屈服强度。 另外，在一定条件下，金属的变形会从滑移机制转变为滑移孪生机制。孪晶 的成核需要很高的应力，然而孪晶长大所需的应力往往比成核应力要小得多，所 以孪晶一旦形核就会爆发性地传播，在应力应变曲线上出现锯齿形的波动。另 一种可能是孪生形变会造成晶体内部区域位向的变化，使位错处于有利位向而产 生滑移，如果试样的应变速率超过拉伸速率时，就发生载荷波动现象。 屈服强度是工程技术上最重要的力学性能指标之一。因为提高材料的屈服强 度，虽然可以减轻机件质量，不易使机件产生塑性变形失效，但如果材料屈服强 5 西北工业大学硕士学位论文 度与抗拉强度的比值增大，则不利于某些应力集中部位通过局部塑性变形使应力 重新分布、缓解应力集中，从而可能导致脆性断裂。因此，对于具体机件，应选 择具有多大数值的屈服强度的材料，还应根据机件的形状、尺寸及服役条件而定， 不一定一味追求高的屈服强度【1 9 1 。 1 3 4 2 影响金属材料屈服强度的因裂1 9 , 2 0 1 晶体结构 金属材料的屈服过程主要是位错的运动。纯金属单晶体的屈服强度从理论上 讲是位错开始运动所需的临界切应力，其值由位错运动所受的各种阻力决定。这 些阻力包括晶格阻力位错间交互作用产生的阻力等。 2 晶界与亚结构 实际利用的金属材料几乎都是多晶体材料，晶界也是位错运动的重要障碍， 晶界越多，对材料屈服强度的提高贡献越大。因为在首先产生滑移的晶粒中，必 须塞积足够数量的位错，形成较大的应力集中，才能使相邻晶粒中的位错产生滑 移，形成宏观的屈服。如果晶界增多，也就是晶粒尺寸减小，晶粒内位错塞积的 长度将缩短，其应力集中程度不足以推动相邻晶粒内的位错滑移，因此欲使更多 的相邻晶粒内位错开动，必须施加更大的外加切应力，即表现为多晶体的屈服强 度提高，而且晶粒越小，屈服强度越高。 3 溶质元素 在固溶合金中，由于溶质原子与溶剂原子直径不同，在溶质原子周围形成晶 格畸变应力场。该应力场与位错应力场产生交互作用，使位错运动受阻，从而使 屈服强度提高，产生固溶强化。此外，溶质与溶剂之间的电学交互作用、化学交 互作用及有序化作用等也对固溶强化产生影响。空位对材料屈服强度的影响与置 换式固溶原子相似，因此任何合金若含有过量的淬火空位，将比具有平衡浓度空 位的相同合金屈服强度高。 4 第二相 金属材料中存在第二相时，对屈服强度也有影响。第二相的强化效果与质点 的性质有关，可以分为不可变形的第二相质点( 如钢中的碳化物与氮化物) 和可 变形的第二相质点( 如时效铝合金中g p 区的共格析出物0 ”相) 两类，及第二相 细小弥散分布和尺寸与基体相相近的块状分布两种情况。 5 应变速率与应力状态 在应变速率较高的情况下，金属材料的屈服应力将显著升高。应力状态也影 响金属材料的屈服强度。其规律是，切应力分量越大越有利于塑性变形，屈服强 6 第一章文献综述 度就越低。 综上所述，金属材料的屈服强度是一个对成分、组织、温度、应力状态等极 为敏感的力学性能指标。因此，改变金属的成分或热处理工艺都可使屈服强度产 生明显变化。 1 3 5 多元合金的强化原理与方法 合理利用金属材料，充分挖掘材料潜力，必须运用各种强化手段提高材料的 承载能力。强度反映了材料抵抗塑性变形的能力，而塑性变形又是位错运动的结 果。凡是阻碍位错运动的各种障碍，都能达到强化材料的目的。强化金属材料的 基本方向是：降低位错密度，制成几乎不含位错的完整晶体；增加位错密度，造 成尽可能多的位错运动障碍【2 蜘。固溶体中外来原子引起的晶格畸变、冷塑性变形、 晶界、第二相沉淀等都能起到位错障碍作用。结合多元合金的凝固特征，在合金 凝固组织中造成尽可能多的位错运动障碍，这是目前用于强化多元金属合金材料 的主要方向。 1 3 5 1 多元合金的微合金化 多元合金的微合金化是指向合金中添加某些微量元素来改善凝固组织、提高 力学性能及工艺性能的方法。多元合金的微合金化不仅可起到固溶强化、晶界强 化的作用，而且还有第二相强化的作用。 固溶强化是指由于晶格内溶入异类原子而使合金强化的现象。溶质原子引起 晶格畸变，增加位错密度，另一方面，溶质原子与位错的交叉作用，使位错处于 稳定状态【2 引。在铝合金中加入硅镁铜锰锌等合金元素，都能形成具有较大极限溶 解度的固溶体，起到固溶强化的作用。当加入的合金元素含量超过极限溶解度时， 将出现硬而脆的金属间化合物，作为第二相起强化作用【2 。 晶界强化是指合金中因晶界的存在以及晶界增多而引起的强化现象田】。 1 3 5 2 弥散强化( 第二相强化) 弥散强化为第二相以细小质点的分散状态存在而使用金属强化的现象。弥散 强化的主要机理是【1 9 1 ：当第二相呈弥散分布，一方面使其与基体相的相界明显增 加，在相界周围发生晶格严重畸变，起到了晶界强化作用；另一方面，对那些强 度硬度较高的第二相质点，质点本身就成为位错运动的障碍，产生位错与第二相 质点的交互作用。当第二相质点强度较高，并与基体相非共格时，位错线难以切 过质点，在质点处受阻而弯曲，最后在质点周围留下一个位错环而绕过它；当第 西北工业大学硕士学位论文 二相质点强度不高，并与基体相共格时，位错线将切割第二质点而通过。位错线 无论是绕过还是通过第二相质点，都要增加位错运动的阻力，对金属起到强化作 用。值得指出的是，弥散分布的第二相质点的大小和密度对强化作用影响很大。 第二相质点太粗，位错线弯曲程度不够，强化效果减弱：第二相质点太细，质点 间距离太近，位错线不能弯曲，而是“刚性地”通过微小的第二相质点，强化效果 反而也不大。最适当的第二相质点间距一般为2 5 5 0 个原子间距。第二相质点 弥散分布几乎不影响基体相的连续性，不致造成明显的应力集中。例如，在 灿s i m g 系铸铝合金中主要起强化作用的是二元强化相m 9 2 s i 。 除上述弥散分布的第二相质点外，在一些合金中，两相的体积和尺寸相差不 大，结构、成分和性能相差较大，往往以非共格存在，如碳钢中的铁素体和渗碳 体。在双相合金中用于强化的第二相一般是硬脆相，当硬脆的第二相以连续网状 分布在基体相的晶粒边界上时，第二相本身无法产生塑性变形，对基体相产生割 裂作用，引起严重应力集中，因而不仅会使合金的塑性、韧性降低，还对强度产 生不利影响。欲使第二相起到强化作用，应使第二相呈层片状或粒状分布，其强 化机理与晶界强化相似。粒状第二相比层片状第二相的强化作用大，特别是对塑 性、韧性的不利影响较小，这是因为粒状第二相对基体相的连续性破坏小，应力 集中不明显。这说明碳钢经淬火回火后得到的粒状碳化物组织何以比正火后的 片状碳化物组织优异的原副”】。 热处理强化是大多数铝合金的主要强化方法，主要起弥散强化作用。 1 3 5 3 形变强化 形变强化是指金属经塑性变形而引起的强化现象。金属经冷塑性变形后，强 度提高是由于塑性变形所必需的位错运动阻力增加。其主要阻力来自以下三方 面：位错塞积、位错割阶、位错林【1 9 1 。塑性变形会使合金的塑性和韧性降低，这 是因为各部分变形不均匀和位错应力叠加，造成应力集中现象严重，再加上塑性 变形会产生碎晶、微裂纹等缺陷，降低原子问的结合力，均促使金属未达到较大 变形时就引起断裂失效。生产上把这种因塑性变形而引起合金强度、硬度增加和 塑性、韧性降低的现象称为加工硬化。 1 3 5 4 多元合金的复合强化 复合强化是指多种因素综合作用而使金属强化的现象。实际使用的结构材 料无论是成分还是组织均为复杂，一般是多种强化因素在不同程度上起作用的。 例如，普通轧制碳钢中的碳及杂质元素都起到固溶强化作用，而低碳合金钢经 第一章文献综述 淬火后获得性能优异的低碳马氏体，它是以下多种强化因素的叠加结果：固溶 强化、形变强化、晶界强化、弥散强化【1 9 , 2 0 1 。 1 4 合金的凝固组织 凝固组织形态的控制主要是晶粒形态和相结构的控制。相的形貌决定着多相 合金材料的力学性能。微观组织与界面形态是由凝固过程中相选择的动力学与热 力学决定的。研究多元多相合金凝固过程中相与形态的选择是凝固过程研究的新 方向之一。相结构在很大程度上取决于合金的成分，而晶粒形态及其尺寸则是由 凝固过程决定的。 1 4 1 合金的细化与细化机理 晶粒尺寸和形态是合金组织的最重要特征，细小均匀的等轴晶是理想的显微 组织。添加晶粒细化剂是细化合金组织最根本、最经济和最有效的方法，能显著 提高朋- s i 合金的力学性能和加工工艺性能。晶粒细化主要是针对初生舡a l 而言。 这类细化剂形成初生a a l 的结晶核心，并促使铸件中形成大量有规则的等轴晶粒 【2 3 , 2 4 1 。 - t i - b 系细化剂是一种高效的铝合金晶粒细化剂，用棒状或线状的a i t i - b 细化剂连续地加入流动的熔体中，是目前世界上普遍采用的铸锭组织细化技术 2 5 3o a i t i b 合金包括可溶的t i a l 3 和不溶的t i b 2 粒子，细化效果不但受t i a l 3 和t i b 2 相的含量和分布的影响，而且受到t i a l 3 和t i b 2 的形态和尺寸的影响【2 6 , 2 7 3 j - t i - b 细化剂的缺点是存在着硼化物的偏聚、过滤阻塞问题，能被一些元素如z r 、v 和 c r 毒化“1 ，其原因如下： 1 z r e 铝熔体中生成z r b ，它的点阵常数很大，和m a l 没有共格关系，它包 覆在t i b 2 的表面，取消了t i b 2 的细化效果。也有人认为在t i b 2 粒子表面富集z r 原 子，抑制了t i b 2 的细化作用。最新的中毒理论认为t i a l 3 、t i b 2 中的部分t i 被z r 所 取代，形成t ( t i l x , z r x ) a 1 3 、( t i l x 丑i ) b 2 ，改变了点阵常数，形核作用消失。这 些相组成已为实验所证实。 2 c r 中毒的原因是c r 取代t i 灿3 、t i b 2 中的部分t i 形成( t i l - 。, c r x ) a 1 3 、 ( t i l x c r y ) b 2 ，同样改变了点阵常数，发生中毒现象。这些相组成也已在实验中找 到。 a l t i c 细化剂包含可溶的t i 舢3 和不溶的t i c 粒子，不会被z r 、v 和c r 毒化， 在相同添加量下其细化效果比a 1 一t i b 有所提高旺胡。近几年来，舢t i c 晶粒细 西北工业大学硕士学位论文 化剂的开发在国外已蓬勃发展，美、德、英、法等国都在大力鼓励a l - t i c 线材 的生产。 稀土也可以细化a 1 s i 合金基体晶粒【2 9 】。稀土的主要作用是基于它的化学活 性大，和熔体中的氧化夹杂及氢等结合，消除这些杂质的不利影响【3 ”。稀土与 m - t i 。b 中间合金不宜同时添加，因为稀土会与t i 形成块状稀土化合物，对组织产 生不利影响1 3 l 】。 细化机理中较有代表性的是包晶反应理论、晶粒增殖、碳化物一硼化物粒子 理论、抑制“a 1 ) 晶粒生长及最新的超形核等啪q 卯。但目前已提出的一些机理也 只能解释细化过程中的某些现象，各机理之间的有些说法甚至有矛盾，迄今还没 有一种观点和理论能完全解释所有的晶粒细化现象和细化行为。 1 4 2 合金的变质及变质机理 合金的变质主要是针对合金中的共晶s i 。未变质合金的共晶s i 以粗纤维条状 的形态出现，这些粗纤维条状物会引发合金产生裂纹，从而使合金的力学性能下 降。而对合金进行变质可改变共晶s i 的形貌和尺寸，使共晶s i 由租纤维条状转变 成细纤维状或层片状。迄今已发现的变质元素有碱金属中的k 、n a ，碱土金属中 的c a 、s r ，稀土元素e u 、l a 、c e 、r e ( 混合稀土) ，氮族元素s b 、b i ，氧族元素s 、 t e 等。其中最常用的有n a 、s r 、s b - - - 种元素。n a 和s r 变质合金可以获得均匀的纤 维状共晶s i ，s b 变质合金则得到层片状共晶s i 3 6 - 3 射。 1 n a 变质剂 n a 的变质能力最强，应用最早也最广泛，主要以n a 盐的形式加入。n a 加 入a 1 - s i 合金后，共晶s i 以非常细小、均匀分布的纤维状存在于a - a 1 基体中。 应该说n a 是非常有效的变质剂，但缺点明显，即容易衰退、易吸气、氧化合金， 且侵蚀坩埚、铸型和工具等【鲳】。 n a 对合金的变质机理目前有四种解释，即：过冷理论、吸附理论、三元合金 理论及硅晶体亚晶缺陷生长理论。王子忱，王晓惠等认为n a 的加入促进a 1 s i 共晶合金晶核的形成，又降低晶体的长大速度，这两个因素都有利于变质过程的 晶粒细化。 2 s r 变质剂 s r 是一种长效变质剂且不存在n a 变质剂的缺点【柏4 2 】。s r 变质的处理温度为 7 1 0 7 5 0 4 c ，并经搅拌，变质的有效时间为6 8h 。s r 变质a 3 5 6 铝合金的组织分布 较n a 变质更均匀，机械性能优于n a 盐变质，尤其是铸态性能提高明显【4 3 彤l 。 第一章文献综述 3 s b 变质剂 s b 也是一种长效变质剂，以t 0 为5 8 s b 的a 1 s b 中间合金形式，加入量为 o 2 0 5 ，处理温度为7 5 0 8 0 0 ，变质的有效时间可达1 0 h 。s b 变质剂变质 效果对冷速敏感性强，对金属型和砂型壁厚不大的铸件都有较好的变质效果，但 对缓冷的厚壁砂型铸件变质效果不明显。s b 变质剂不能与n a 盐变质的回炉料相 混，否则会形成n a 3 s b ，减弱变质效果，且易产生夹杂；s b 易比重偏析( s b 密度 6 6 7 9 c m 3 ) ；s b 变质与n a 变质相比有良好的重熔性3 8 舯1 。 目前，对s b 变质的机理存在不同看法，普遍认为【4 5 ，4 6 1 s b 与n a 、s r 的变质作用 有本质的不同，加s b 变质并不能使共晶s i 由板片状转变成纤维杆条状。而周虹【4 7 】 等认为s b 的变质作用与n a 基本相似，也可得到纤维杆条状的共晶s i ，只是s b 的 变质能力较弱，还须快冷相助；虽然s b 变质处理共晶s i 效果差，但能提高亚共晶 系合金( 如a c 4 c ) 的延伸率和冲击值。 4 t e 变质剂 t c 的变质作用也很明显，微量的t c 可使a 1 s i 合金得到良好的变质效果。t c 变质同样具有长效性，但与s b 相比，凝固速度对其变质效果的影响较小，无论金 属型铸造还是砂型铸造，当合金中t e 加入量达0 1 以上时，合金中的a - a l 枝晶比 n a 变质还细，而a - a 1 基体二次枝晶间距的减小可以显著地提高合金的机械性能。 试验发现，m g 、s b 能增强t c 的变质效果，因而s b 、t c 复合变质可获得s b 和t c 变 质的综合优点，更有利于合金机械性能的改善。但t c 与n a ，s r ，p 等元素有相互 抵消和削弱变质效果的作用，t e 变质不腐蚀坩锅、熔炼工具，但价格较贵i u 6 1 。 5 b i 变质剂 b i 作为变质剂具有长效性且工艺简单，对坩锅无腐蚀，价格便宜，但由于b i 密度大，易偏析，要通过中间合金形式加入为佳。b i 变质合金不能获得完全的变 质组织，变质后合金的力学性能提高不大【1 1 。b i 除具有变质效果外，还可以改善 高硅舢一s i 合金的耐磨性、尺寸稳定性、抗咬合性、自润滑性，形成a 1 s i b i 多元 合金，具有偏晶转变特点阁。 6 b a 变质剂 b a 对共晶s i 也具有良好的变质效果。b a 为表面活性元素，优先吸附在s i 晶 体孪晶凹谷的生长台阶上，阻止s i 原子的迸一步堆砌，即限制了一定晶向的过快 生长，使其生长方向转向、分枝，从而形成高度纤维化的s i 晶体1 3 删。b a 变质剂 具有长效性、工艺简单、成本低廉、重熔性的优点。b a 变质剂加入量的范围也较 宽，加入0 0 1 7 到o 2 的b a 都能获得良好的变质效果。其不足之处是对铸件的 西北工业大学硕士学位论文 壁厚敏感性大，对厚壁铸件的变质效果差，为了获得良好的变质效果必须快冷 删。 7 双重变质 双重变质是指单一变质元素在过共晶a 1 s i 合金中既可以对初晶s i 变质同时 又能对共晶s i 进行变质。对a 1 s i 合金有双重变质作用的元素有：p 、s 、r e 、s r 、 n a 、c 、m g 、b 、v 、c o 、n b 、c e 、c r 、t i 、z r 、s b 、n a 、k 、c a 、b a 等【4 0 , 4 2 1 。 国内外许多学者对过共晶a 1 s i 合金的双重变质处理进行了研究，他们使用p 、s 、 r e 、s r 、n a 、c 等进行双重变质，取得了良好的效果。在双重变质研究中r e 算 是比较出色的一类变质剂。r e 变质机理比较复杂，一种观点认为稀土的加入减 弱了s i s i 、s i a l 原子团间的结合，加强了a 1 - a l 原子团的结合，导致a - a 1 优先形 核和s i 相过冷，共晶结晶时a a i 作为领先相首先析出并长大，从而限制了共晶s i 的生长。也有观点【9 9 1 认为稀土c e ，l a 等在结晶界面前沿合金液中富集而导致成 分过冷，从而使s i 晶生长易于分枝，初晶s i 和共晶s i 都得以细化。另外富【丑【4 9 舯】 和富c e l 4 9 , 5 1 】混合稀土变质处理的a 1 s i 合金具有良好的综合机械性能。 8 复合变质 复合变质与双重变质不同，复合变质是指两种以上变质元素复合，发挥各元 素的变质优势，克服各自的缺点，从而达到最佳的变质效果，同时还可发挥金属 元素的合金化作用，如n a 与s r 复合变质能基本消除单独s r 变质处理时存在的孕育 期，同时还具有长效性和减少n a 变质烧损的特点魄, 5 3 1 。此外有人还曾采用p s 、 p - c 、p - s r e 、p - b a 、r e b a - p 、r e - a 1 t i b p 等复合变质剂变质a 1 s i