Cu、Mg对亚共晶Al-Si合金组织的性能影响
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Cu、Mg 对亚共晶 Al-Si 合金组织的性能影响Cu、Mg 对亚共晶 Al-Si 合金组织性能影响摘要本实验主要通过正交试验表，考查了不同的 Cu、Mg 的含量对亚共晶 Al-Si合金组织在室温和高温（250）条件下的力学性能影响规律，利用光学金相显微镜（OM ）、扫描电镜（SEM）对合金中富 Cu 相、富 Mg 相的组织组成进行了分析。实验结果表明：Cu、Mg 是提高 Al-7wt%Si 亚共晶铝硅合金室温及高温强度的主要因素；在三个元素中，Cu 对抗拉强度影响最大，而 Mg 对抗拉强度影响最小；Cu 对伸长率影响最小，Mg 对伸长率影响最大，且呈负面影响；随着Mg 含量的增加，合金室温及 250抗拉强度升高而伸长率下降，随着 Cu 含量的增加，合金室温抗拉强度升高而伸长率下降，250抗拉强度升高而伸长率呈先升后降趋势；根据正交试验得出的数据加以验证，分析其金相显微组织形貌及扫描断口，最后确定亚共晶 Al-Si 合金的最优成分为Si： 7%、Cu：2.5% 、Mg：0.3%；Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金经过 5003h+52010h 固溶处理 +60水淬热处理后力学性能为室温：b325Mpa， 56.0；250： b220Mpa， 59.2。关键词：亚共晶铝硅合金；固溶处理；显微组织；力学性能 ICu、Mg on the Microstructure and Properties of Hypoeutectic Al-Si Alloy EffectAbstractThis experiment mainly through orthogonal test table,to examine the content of the different Cu,Mg of Hypoeutectic Al-Si alloy at room temperature and high temperature (250 ) mechanical properties influence of temperature conditions, By using optical microscope (OM), scanning electron microscopy (SEM) of Cu rich phases, Mg rich phase of tissue composition analysis.The experimental results show that:Cu, Mg is the main reason for the increase of Al-7wt%Si hypoeutectic aluminum silicon alloy at room temperature and high temperature strength; In the three element, Cu has the greatest effect on tensile strength, Mg tensile strength with minimal impact; Minimal impact on the elongation of Cu, Mg biggest influence on elongation,and there was a negative impact; With the increase of Mg content,alloy at room temperature and 250 higher tensile strength and elongation decreased, with the increase of Cu content, the tensile strength increases and elongation, tensile strength and elongation at break increased 250 increased first and then decreased; Verify according to the orthogonal experiment data, finally determining the optimal composition of Al-Si hypoeutectic alloy is Si:7%, Cu:2.5%, Mg:0.3%；Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg alloy after 500 3h+520 10h solid solution treatment temperature of +60 water quenching heat treatment for mechanical properties at room temperature： b325Mpa,56.0；250： b220Mpa,59.2.Key Words: Hypoeutectic Al Si alloy; solution treatment; microscopic structure; mechanical property.II目 录1 绪论 .11.1 铝及铝合金的概述 .11.2 国内外研究现状 .21.3 铝硅合金的发展趋势 .31.4 合金元素对铝硅合金性能的影响 .41.5 铝硅合金的熔体处理 .51.5.1 熔体净化 .51.5.2 变质处理 .61.5.3 晶粒细化处理 .61.6 铝硅合金的热处理 .71.6.1 固溶处理 .71.6.2 时效处理 .71.7 常见的断裂模式及微观断裂机理 .81.7.1 脆性断裂与韧性断裂 .81.7.2 穿晶断裂与沿晶断裂 .81.7.3 韧窝、解理、准解理断裂 .81.8 本课题的研究意义和研究内容 .91.8.1 本课题的研究意义 .91.8.2 本课题的研究内容 .92 试验过程及方法 .112.1 试验材料 .112.2 正交试验 .112.3 合金的熔炼 .112.4 热处理工艺 .122.5 性能测试 .122.6 显微组织分析 .133 试验结果及分析 .143.1 正交实验 .143.1.1 正交试验结果分析 .143.1.2 验证实验 .163.1.3 显微组织分析 .17III3.1.4 扫描断口分析 .184 结论 .19参考文献 .201 绪论1.1 铝及铝合金的概述铝，化学符号是 Al，它的原子序数是 13，相对原子质量为 27，固态晶体结构为面心立方，无同素异构转变。铝元素在地壳中的含量仅次于氧和硅，居第三位，是地壳中含量最丰富的金属元素。在金属品种中，仅次于钢铁，为第二大类金属。纯铝是及其柔软的金属，具有高导热性、高导电性、抗腐蚀性和低密度等优点。工艺性能也十分优良，易于铸造、切削及加工成型。此外，纯铝还具有很好的焊接性能，可采用气焊、氩弧焊、电子束焊、等离子弧焊、原子氢焊等方法进行焊接 1。纯铝的密度小（=2.7g/cm3） ，大约是铁的 1/3，熔点低（ 660） ，铝是面心立方结构，故具有很高的塑性（:3240%，:7090%） ，易于加工，可制成各种型材、板材，抗腐蚀性能好；但是纯铝的强度很低，故不宜作结构材料。通过长期的生产实践和科学实验，人们逐渐以加入合金元素及运用热处理等方法来强化铝，这就得到了一系列的铝合金。在合金化以后，铝合金具有高的比强度、比刚度、断裂韧性和疲劳强度，同时保持良好的工艺性能和高的耐腐蚀稳定型，用其代替钢铁材料可大大减轻零构件的重量，增加结构的稳定性。航空、建筑、汽车三大重要工业的发展，要求材料特性具有铝及其合金的独特性质，这就大大有利于这种新金属铝的生产和应用。 铝合金的应用极为广泛。在机械、船舶、电子、电力、汽车、建筑和日用生活用具等生产行业，铝合金也同样有广泛的应用。采用铝合金代替钢板材料的焊接，结构重量可减轻 50%以上 2。铝合金按加工方法可以分为形变铝合金和铸造铝合金。不可热处理强化型因为固溶体成分不随温度变化，故不能通过热处理来提高机械性能，只能通过冷加工变形来实现强化，它主要包括高纯铝、工业高纯铝、工业纯铝以及防锈铝等。可热处理强化型铝合金可以通过固溶和时效等热处理手段来提高机械性能，它可分为硬铝、锻铝、超硬铝和特殊铝合金等。铝合金的发展可追溯到 1906 年时效强化现象在柏林被 Alfred Wilma 偶然发现，硬铝 Duralumin、随之研制成功并用于飞机结构件上。在此基础上随后开出的 Al-Cu-Mg 系合金，如 2014 和 2024，其抗拉强度为 350480MPa，至今仍在使用。第二次世界大战期间，由于军用航空材料的需要，抗拉强度超过500MPa 的 Al-Zn-Mg-Cu 合金发展起来，其中最著名的合金是 7075。第二次世1界大战后,一系列新合金（尤其是 7000 系） ，如 7050、7010、7475 和 7055 等研制成功。这些铝合金的研制，在不断提高强度的同时，更加注重改善其抗应力腐蚀性能和断裂韧性，以提高构件的工作可靠性。目前，高强、高韧是铝合金发展的主要方向 3。在二十世纪初，铝合金以其良好的力学性能(较高的比强度、比刚度)和优良的铸造性能，工业中被广泛应用，是汽车、造船、航空、航天及其他制造行业的重要结构材料。如在汽车工业中运用铝合金取代铁合金，能起到减轻自重，提高功率质量比，达到节能、高速、高效的目的。而且铝资源丰富，在生产和日常生活中显示出广阔的发展前景，所以铝合金材料由于用量多，用处广，地位仅次于钢铁，成为第二大金属材料 4。随着铸造铝合金的需求量越来越大，同时现代工业、铸造新技术的发展也越来越快。在汽车工业中，汽车轻量化一直是汽车行业研究者追求的目标，汽车的轻量化可以降低能源消耗、降低费用、保护人类生存环境为等一系列优点，故铝合金在交通运输工具行业中占有很大的比例，并且这一比例在逐年上升。其次减轻汽车重量，降低油耗对燃料经济性也有很重要的意义。研究表明，通常情况下，汽车自重每减少 100Kg，则每升油的行程增加 1km，从目前可能的汽车用材来看，汽车轻量化的最佳用材就是铝合金 5。近年来环保问题成为世界各国的共识，也引起了世界各国的重视，对汽车制造业来说这同时也是一种挑战。在汽车制造业中为了达到节约燃料、降低油耗、节省能源、保护环境等一系列目的，这就要求在汽车上使用更加轻质的材料。为了达到这一目的，汽车行业工作者在汽车轻量化方面进行了很多探索，能起到减轻自重，提高功率质量比，达到节能、高速、高效的目的。而且铝资源丰富，在生产和日常生活中显示出广阔的发展前景，所以铝合金材料由于用量多其中的重要措施就是采用铝合金代替部分钢铁件，并增加铝合金的使用量。以发动机部件为例，当汽车发动机采用铝合金制造时，重量大大减轻，一般情况下能减重达到 30%以上。正是由于这一系列现实的问题，不断促使科技工作者加强对铝合金新材料和新技术的研究和发展 6。1.2 国内外研究现状我国在铸造铝合金研究方面有很大进展，其中对 Al-Si 系合金成分、组织以及性能进行了很多研究。沈阳铸造研究所的李德成等在 ZL107 基础上，通过添加了 Mg、Zn 等六种多元微量合金化元素，开发出了一种新型合金，这种合金具有高强度和优良的铸造性能，称为 ZL107A7。国内外的这些研究有利于高强度铝合金的广泛应用，对未来铝合金的发展趋势有一定的引导作为铝合金的进一步发展有积极意义，同时也奠定了良好的理论和实践基础 8。21.3 铝硅合金的发展趋势随着工业、交通运输等应用领域对铸件的综合性能和特种性能的要求也越来越高，目前铸造铝合金的研究及应用也面临着严峻的挑战 9-10。变形铝合金经过锻造、挤压、轧制等工艺，合金的晶粒得到细化、缺陷减少、提高了致密度，所以合金的强韧性要优于铸造铝合金，所以在许多重要的部件上以采用变形铝合金居多。但是变形铝合金工艺复杂，工序也比较繁多，设备和模具投入大并且要求高，这些方面导致变形铝合金的成本比铸造铝合金高，生产周期也长。相比之下，铸造铝合金铸造工期短，成本低廉，能大批量或小批量生产，对产品复杂程度限制少等诸多的优点 11。这些优点使得传统的铸造铝合金应用不断扩展，同时也一直保持着良好发展的势头，研究开发新型铸造铝合金，达到以铸代锻的目的是铸造铝合金未来发展的一个重要的方向和发展趋势。随着近年来航天航空工业和汽车工业的快速发展 12，响应国家的环保的政策，充分地发挥材料潜能，对高强度的铸造铝合金的开发显得日益重要。目前，铝合金的强化方法主要有合金化、固溶强化、加工硬化、晶界强化等。其中提高铸造合金的强韧性的有效而实用的途径是通过合金化、熔体处理以及热处理等。常用的铸造铝合金主要有四类，它们分别是 Al-Si、Al-Cu、Al-Mg 和 Al-Zn系，第一类是 Al-Si 系铸造铝合金，其有优异的铸造性能、耐蚀性能、可焊性及热膨胀性，良好的机械性能等优点，在航天航空工业中应用很广泛，但是纯二元 Al-Si 合金力学性能并不好 13；第二类是 Al-Cu 系铸造合金，这种合金的耐热性好，但铸造性以及耐蚀性较差；第三类是 Al-Mg 系铸造合金，其特点是抗蚀性能好，密度比较小，切削加工性能好，但是该合金有自然时效现象，容易氧化并且形成裂纹。第四类是 Al-Zn 系铸造合金，其具有良好的铸造性能、焊接性能等，但缺点是耐蚀性能差。多个因素决定铸造铝合金的力学性能，这些因素包括合金的化学成分、熔炼工艺、热处理工艺等。铸造铝合金的大量应用及工业方面等的迅速发展，对合金的强度和延伸率要求也越来越高。合金的晶粒尺寸、枝晶臂间距、第二相分布影响铸件的力学性能 14-15。一般而言，良好力学性能和成形性往往在许多合金中是难以兼得的。在影响铝合金的许多因素当中，在过去的几十年里，人们己经进行了大量深入的研究，这些方面包括合金的熔炼工艺、铸造工艺参数等，通过在不改变合金主要元素的前提下，通过调整成分含量，或者通过改变工艺因素以达到改善合金性能的目的。在科研工作者的不断努力下，关于合金精练、变质、熔炼、浇注方面取得很大成就，在铝合金组织形成机理、晶粒细3化机理等方面的研究也取得了重要的进展 16-20，所有的这些工作都为高强度铝合金的广泛应用奠定了良好的理论和实践基础。可以体现出这两种合金元素显著提高合金的抗拉强度，同时也显著降低合金的延伸率。 1.4 合金元素对铝硅合金性能的影响合金的组织是由合金的成分决定的，合金的性能是由合金的组织决定的。不同的合金元素对合金的性能有不同的影响，下面是一些合金元素对铝合金组织及性能方面的影响。（1） Si 的影响图 1.1 Al-Si 二元合金相图Si 的比重和线膨胀系数都比 Al 小，并且同为面心立方晶体，Si 元素能够提高合金流动性能、降低合金收缩量、减少疏松等缺陷。纯铝硅合金一种二元共晶型合金，由 Al-Si 相图（如图 1.1 所示）中可以看出随着温度的降低，硅在铝中的溶解度减少。硅在铝中的溶解度室温和共晶温度时差别较小，共晶温度577时为 1.65%，室温下的溶解度只有 0.05%，所以 Si 元素不会有明显的时效强化作用。但是硅元素溶解能力强，对沉淀强化起重要作用 21。在铝硅合金中，4硅相通常作为过剩相起强化作用，并随着硅晶体的增加，合金的强度、硬度也相应地增加；过共晶铝硅合金中含有初晶硅，过多的块状初晶硅使合金性能降低。（2） Cu 的影响Cu 元素可以提高 Al-Si 合金的常温和高温性能。室温下 Cu 在 Al 中的溶解度是 0.2%，能形成有限固溶体。Cu 元素的加入使固溶体产生严重的晶格畸变，阻碍了位错的运动，有固溶强化作用。Cu 元素的最大加入量一般在 4%5%，国内推荐 1%2% 。这是因为：铜含量增加，对合金组织有重要影响，会使合金组织中的 Mg2Si 相转变为 W(Cu4Mg5Si4Al)相，继续增加 Cu 元素含量组织中将出现 (Al2Cu)相。当 Mg2Si，W 和 Al2Cu 三个强化相数量相同时，以 W 相的强化效果最好，在 250以下也以 W 相的耐热性最好。但是，由于含铜相和固溶体之间有较大的电位差，过多的 Cu 会大大削弱该类合金的塑性和抗蚀性能。合金密度会随着含 Cu 量的增加而增大，热裂倾向也会增加，铸造性能变坏。Cu 元素还可以和 M n 元素形成耐热 T 相(Cu2Mn3Al10)，它能够溶入 固溶体，使原子间的结合力增加阻碍原子扩散 22-23。（3） Mg 的影响由于 Mg 在 -Al 固溶体中溶解度最大，所以固溶强化率最大。当在 Al-Si合金中分别加入等量的各种元素时，强化效果最好的合金元素是 Mg。Mg 的存在提高了张力、可硬化性，并可通过固溶强化提高材料的强度。在合金中加入少量的镁，加镁以后组织中出现 (Mg2Si)相，就能大大提高抗拉强度和屈服强度。但如果镁元素含量过高，在固溶处理时，会导致 Mg 元素不能全部溶入 -Al 基体，基体中残留较粗大的 Mg2Si 脆性相会使塑性降低 24-25。（4）其他合金元素：锰在铝中的固溶度有限且固溶强化效果有限，本实验中将其确定一定值 0.3。Ti 加入铝液能形成大量的难熔质点 TiAl3，使晶粒显著细化，本实验中取 0.2。1.5 铝硅合金的熔体处理1.5.1 熔体净化铝元素化学性质活泼，在铝合金熔炼过程中容易吸氢，还易与水气反应形成夹杂物，气体和夹杂物在合金中会生成一些脆性相等，偏聚于晶界，使合金致密度和连续性降低。由于以上原因，在铝合金熔炼时要对熔体进行精炼净化处理，去除有害气体和夹杂物。常用的净化剂有 C12 气体、氯盐、惰性气体等，它们有优点也有缺点，优5点是除氢效果好，缺点是去夹杂较差，净化熔体过程会产生有毒气体。惰性气体 N2 或 Ar，去氢效果较差。后来采用将 C12、C 2C16 等与 N2 和 Ar 复合处理铝液，现在我国也研制开发出无毒精炼剂并广泛应用。随着时代的发展，铝熔体净化技术不断发展，旋转叶轮法、真空精炼技术等新技术方法得到了较大的发展 26-27。1.5.2 变质处理向铝硅合金中加入变质剂，共晶硅形貌和尺寸发生巨变，片状共晶硅消失，出现极细小的纤维状共晶硅，力学性能尤其是伸长率大幅提高 28，才使铝硅共晶合金获得工程应用的价值。因此如何改善硅相的形状和细化晶粒是一个重要的研究方向。我们通常采用熔体振动法、快速凝固法和变质工艺提高合金的机械性能。对于过共晶铝硅合金，工厂中使用最多的是磷元素的变质处理。在亚共晶铝硅合金中，使用最多的是 Na 元素、Sr 元素、稀土 RE 等。在变质剂的选择、变质工艺、以及变质机制等方面已经进行了广泛而深入的研究，这使得在硅相获得更好的变质效果方面取得了很大进步。Na 元素变质时，铝液容易产生迸溅，比较危险。其中含有 F 元素，腐蚀坩埚，且腐蚀产物难以清理，容易产生变质不足或者过变质等问题；Sr 元素是一种长效变质剂，不存在过变质现象，只是在 Sr 变质的时候合金容易氧化吸气 29。稀土对共晶 Al-Si 合金具有较好的变质作用，原因是当稀土加入稀土后，使 Si-Si， Si-Al 原子团间的结合能力减弱，加强 Al-Al 原子间的结合能力，进而 -Al首先形核，共晶结晶时，领先相 -Al 相首先析出长大，对共晶硅的生长有限制作用。稀土元素能够清除熔体中的 H2、O 2 等有害气体，因为稀土元素和这些气体产生 RE2O3、REH 等气体，所以稀土元素对合金具有除气精炼、净化熔体的作用 30，可以提高合金的力学性能。目前，变质理论的比较认同的观点是抑制生长学说，但是对于各种变质元素和变质剂的具体抑制生长作用还没有彻底研究清楚其规律，还需要大量的研究工作来进行验证。1.5.3 晶粒细化处理晶粒细化主要是针对初生 -Al 而言，经济有效的措施是添加晶粒细化剂，常用的晶粒细化剂有 Al-Ti-B、含 Zr 的中间合金、铝稀土。Al-Ti-B 系细化效率高，用棒状或线状的 Al-Ti-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 31。Al-Ti-B 细化剂的缺点主要是存在着硼化物的偏聚问题。细化元素 Zr 在铝熔体中生成 ZrAl3，它们尺寸细小，弥散分布，在整个熔体内到处是反应界面，在界面上的 Zr 富集区形成6大量的 （Al）的异质核心，有细化效果。稀土对 Al-Si 合金基体细化效果良好，是因为稀土元素较大的化学活性，能够和熔体中的氧化夹杂及氢等结合。由于稀土会与 Ti、Z r 等元素形成块状稀土化合物，对组织产生不利影响，所以尽量不要将中间合金和稀土同时添加到合金中 32。1.6 铝硅合金的热处理1.6.1 固溶处理铝硅合金固溶处理有三个目的，一是析出相的溶解，二是铸件的均匀化，三是共晶硅相的粒状化 33-34。在平衡条件下，在平衡条件下，粗大的第二相颗粒会随着温度降低而析出。在固溶处理过程中为了使固溶效果最好，通常尽可能加热到共晶温度附近，但要注意保证不过烧。铝硅合金的微观组织形貌决定着合金的力学性能。为了使合金的力学性能将更优越，基体中的强化相最好以细小的粒状或球状均匀分布。在固溶处理过程中，硅相的变化主要是三个阶段：硅相的扩散熔断是第一阶段，第二阶段是逐步粒状化，第三阶段是粗化过程。析出相在固溶处理时溶解，淬火后在室温下形成过饱和固溶体，在时效过程中的弥散析出沉淀相。固溶处理对合金的力学性能有重要影响，固溶处理的两个重要因素包括固溶温度和固溶时间，固溶温度一般选在共晶温度线附近，高温时原子易于扩散，基体中的不溶相也会发生钝化，减弱其应力集中趋势，改善合金的力学性能。铸件产生过烧的原因包括固溶温度过高，若固溶温度选择的太低且时间过短则造成固溶不充分。硅相颗粒的圆整度和固溶时间没有必然联系，固溶时间过长时还可能会形成过分粗大的硅相；因此固溶温度和固溶时间的选择十分重要。1.6.2 时效处理时效分为两类，一类是自然时效，一类是人工时效。淬火获得的不平衡状态的过饱和固溶体有呈第二相形式析出过剩溶质原子的趋势。常温下发生的是第一类，一定温度下发生是第二类。铝硅合金进行时效处理后强度升高，塑性下降，这种现象叫时效硬化。时效硬化过程复杂，研究表明时效硬化是第二相析出物弥散分布所致 35。它取决于合金的组成、时效工艺、空位、位错的数量和分布等。合金凝固过程中产生 Al2Cu、Mg 2Si 相，并且尺寸较大，分布不均匀，这些相在固溶处理阶段大部分溶解，时效处理过程中弥散析出，尺寸细小，起到沉淀强化作用。国内李润霞 36等对 ZL111 合金的时效热处理工艺进行了系统充分的研究，发现合金时效“双峰”现象，并对其机理做了合理的解释。影响合7金时效强化效果的主要因素有加热温度和时间，要想得到较快的时效过程，可以提高温度，但温度过高又会使合金软化。降低温度合金的时效过程会减慢，当温度过低时又达不到人工时效析出的效果，所以说时效参数的选择也很重要。铝硅合金进行时效处理后强度升高，塑性下降，这种现象叫时效硬化。时效硬化过程复杂，研究表明时效硬化是第二相析出物弥散分布所致。1.7 常见的断裂模式及微观断裂机理1.7.1 脆性断裂与韧性断裂从宏观现象上看，断裂可分为脆性断裂和韧性断裂。脆性断裂表现为以材料表面、内部的缺陷或微裂纹为源，在较低的应力水平下，在无塑性变形或只有微小塑性变形的情况下裂纹急速扩展。在多晶体材料中，断裂是沿着各个晶体及解理面产生的，但由于材料中各个晶体及解理面的方向是变化的，因而断裂表面在外观上是呈现粒状。脆性断裂有时主要沿晶界产生，因而称为沿晶断裂。脆性断口较平齐，与正应力相垂直。断口上有人字纹或放射花纹。由于脆性断裂前很难发现预兆，断裂时又容易产生很多碎片，因此是一种非常危险的突发事故，危害较大。韧性断裂是在较大的塑性变形之后发生的断裂。它是由于裂纹的缓慢扩展而造成的，而这种裂纹扩展又起源于空穴的形成和合并。韧性断裂的表面外观特征为无光泽的纤维状。大多数多晶体金属的拉伸试验的延性断裂有三个明显的阶段。首先，试样开始出现局部“颈缩” ，并在“颈缩”区域产生小的分散的空穴，接着这些小空穴不断增加和扩大并聚合成微裂纹，裂纹方向一般垂直于拉应力方向。最后，裂纹沿剪切面扩展到试样表面，剪切面方向与拉伸轴线近似成 45。因为延性断裂在断裂前出现大量的塑性变形，有明显的失效预兆，它对构件和环境造成的危害性远小于脆性断裂 15。1.7.2 穿晶断裂与沿晶断裂多晶金属的断裂若是以裂纹穿过晶粒内部的途径发生的，称为穿晶断裂，穿晶断裂可能是韧性的，也可能是脆性的。若断裂是穿过晶体沿解理面断开，但并无明显的塑性变形时为脆性断裂；若穿晶断裂时出现明显的塑性变形则为延性断裂。若断裂时以裂纹沿晶界扩展的方式发生的称为沿晶断裂，沿晶断裂多数属脆性断裂，但也有延性的。1.7.3 韧窝、解理、准解理断裂韧窝断口的宏观形貌特征是具有纤维状和剪切唇等标记。其微观形貌特征是一些大小不等的圆形或椭圆形的凹坑韧窝。8解理断裂指晶体材料因受拉应力作用沿着某些严格的结晶学平面发生分离的过程，结晶学平面称为解理面。解理断裂通常是在没有觉察到的塑性变形的情况下发生的，属于脆性断裂。解理断口宏观形貌特征是结晶小刻面、 “放射状”或“人字形”花样。在实际使用的金属材料中晶体取向是无序的，解理裂缝沿不同取向解理面扩展过程中裂缝会相交成具有不同特征的花样，其中最突出最常见的特征是河流花样，另外还有舌状花样、扇形花样、瓦纳线及二次裂纹等。断裂沿一定的结晶面扩展，断口上有河流花样，但又具有较大塑性变形产生的撕裂棱。塑性变形量大于解理断裂小于延性断裂。准解理断裂属于脆性穿晶断裂，宏观断口形貌比较平整，基本上无宏观塑性变形或有极少的宏观塑性变形。断口大多数呈结晶状，小刻面亮但不发光。其微观形貌不同于解理断口。1.8 本课题的研究意义和研究内容1.8.1 本课题的研究意义在铝合金中由于 Al-Si 合金具有优良的铸造性能，如流动性好、气密性好、收缩率小和热烈倾向小，经过编制和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和中等的机加工性能 37，是铸造铝合金中品种最多、用途最广的一类合金。然而铝硅合金的大量应用急需考虑合金的高强度和延伸率。在铸造铝硅合金中，影响铝硅合金的力学性能、物理性能和工艺性能的因素，除了热处理因素、熔炼技术和铸造技术之外，主要还是合金的组织化学成分。目前，国内外对铸造铝硅合金强韧化的研究大多都集中在亚共晶合金和过共晶合金上 38-39。亚共晶铝硅合金其硅的含量小于 10%；过共晶铝硅合金其硅含量在 14%以上。亚共晶和过共晶铝硅合金其显微组织由韧性 -Al 固溶体与铝硅共晶组织组成，具有一定的强韧性。亚共晶成分铸造 Al-Si 合金的机械性能要好于共晶铝硅合金或过共晶铝硅合金，所以亚共晶铝硅合金在机械、汽车、航空与军事工业中具有更广阔的应用前景。但是亚共晶 Al-Si 二元合金铸造性能虽良好，但由于其不含可热处理强化合金元素，所以不能通过热处理进行强化，力学性能并不能让人满意。通过熔体处理（熔体净化、晶粒细化、变质处理工艺）可以改善其性能；在铝硅二元合金中加入一些合金元素以后，如在铝硅二元合金中加入Cu、Mg 等合金元素后，可以显著提高合金的力学性能。高强度 Al-Si-Cu-Mg合金基本满足高力学性能的要求。因此，在实际生产中高强度铸造 Al-Si-Cu-Mg 合金得到了人们的广泛关注。因此开展对高强度亚共晶 Al-Si 合金的研究具9有十分重要现实意义。1.8.2 本课题的研究内容本课题以 Al-7Si 为基础合金，开展以下的研究工作：(1) 研究不同 Cu、Mg 等合金元素加入量对亚共晶 Al-Si 合金室温及高温（250）力学性能的影响规律；(2) 对正交实验的得到的数据进行对比分析，确定 Al-7Si-XCu-YMg 合金的最优成分。(3) 对得到 Al-7Si-XCu-YMg 合金的最优成分进行验证实验，再进行金相组织分析和 SEM 断口组织分析，得出结论。02 试验过程及方法2.1 试验材料 本试验原料分别为纯铝、结晶硅、纯镁及 Al-50Cu、Al-10Mn 、中间合金，晶粒细化剂采用 Al-5Ti-1B，变质处理选用混合稀土 RE 变质，精炼剂用工业C2Cl6。2.2 正交试验试验合金为 Al-7Si-xCuyMg。为了研究 Mg、Cu 两种元素对 Al-7Si 亚共晶铝硅合金室温及 250力学性能的影响规律，确定最佳的合金成分，运用 L9(32)正交表进行了三水平两因素正交试验，其中 Cu 选取 1.53.5wt%、Mg 选取0.350.55wt% 。正交试验因素水平见表 2.1。表 2.1 L9(32)正交实验因素水平表(质量分数% )水平 A(Cu) B(Mg)1 1.5 0.352 2.5 0.453 3.5 0.55正交试验结束后，对实验结果进行极差分析。通过极差分析可以综合各因素对目标性能所起的作用大小，各因素之间以及各因素的水平之间的相互关系，从而对合金成分进行优化。2.3 合金的熔炼先熔化铝，Cu、Si、Mg 分别以 AlCu50、AlSi12 中间合金和纯 Mg 形式加入 40-41； 每组合金均添加 0.18%Ti(以 AlTi5B1 中间合金的形式加入) 和 0.18%的 Mn(以 AlMn10 中间合金形式加入)；各组合金均未变质 42。合金熔炼在SG-5-10 型坩埚电阻炉中进行， 首先将 AlSi12，AlMn10 、AlCu50 中间合金和纯 Al(99.97wt%)加入熔化 ，合金熔炼在 SG-5-10 型坩埚电阻炉中进行，待熔体熔清后于 700 将用铝箔包住的纯 Mg 压入铝液， 然后加入 Al-Ti-B 中间合金，采用 C2Cl6 精炼除气，精炼温度为 740750 ，静置 510 min 后升温到 760 加入晶粒细化剂、RE 变质剂，静置 1020 min 在 740760浇入预热至 200的金属型中。1图 2.1 合金熔炼工艺图2.4 热处理工艺铸造 Al-Si 合金中加入 Cu 和 Mg 等，通过合适的热处理，可大幅度提高合金的综合力学性能。在合金进行热处理时，固溶温度的选择与控制是合金固溶处理的关键因素，对合金的力学性能影响较大，根据资料及实验室条件，其热处理工艺采用：5003h+52010h 固溶处理+60 水淬，1756h 时效。本试验选择的最高固溶温度为 520，接近并小于液相存在的最低温度（530） ，既避免了过烧现象的发生，又最大可能的提高了固溶温度，使得固溶更加充分、均匀。见表 2.2：表2.2 热处理工艺 固溶温度及时间 时效温度及时间5003h+52010h 1756 h2.5 性能测试力学性能测试试验在 CMT5105A 型电子万能材料试验机上进行，测得抗拉强度值并计算出延伸率，试验数据均为试样测定的平均值。室温拉伸试样用金属型浇注得到，尺寸如图 2.2，拉伸速率为 10mm/min。高温拉伸试棒按 GB/T 4338-1995 加工，尺寸如图 2.3，试样在 250保温 20min 后进行，拉伸速度为3mm/s。延伸率的测定均按 进行标距，之后按照公式（2.1）计算得到 43。05ld700加 用铝箔包住的纯 Mg 压入铝液熔化铝和AlSi12，AlMn10、AlCu50 中间合金等静置 5-10min740-750时加 C2Cl6 精炼加入 Al-Ti-B 中间合金740-760浇注静置 10-20 min760加入晶粒细化剂、RE 变质2（2.1）051%l式中： 为伸长率/%， 为拉伸后距离/mm， 为标距/mm 。5l 0l图 2.2 室温拉伸试样尺寸图 2.3 合金高温拉伸试样尺寸2.6 显微组织分析通过金相显微镜可以观察和研究材料中用宏观分析方法无法观察到的组织细节及缺陷，能直观地反映材料样品的微观组织形态(晶粒大小和形态、组织形貌等)。本试验将试样经不同型号的砂纸粗磨、细磨（试样表面划痕方向尽量保持一个方向） 、获得表面平整较光滑的合金试样，然后再抛光，抛光过程中不断抛洒抛光液，防止试样表面氧化；抛光过程中抛光液能够加快抛光速度，到表面没有划痕的时候即可进行腐蚀。抛光好后用 0.05氢氟酸进行腐蚀，复试时间 57s，腐蚀后为了清除试样表面的水渍，可以用酒精擦拭，再用吹风机吹其表面加速酒精挥发，之后采用 NIKON-300 型光学显微镜合金金相显微组织。通过金相显微照片，观察铸态和热处理态组织组成。为了进一步研究分析组织中相的成分及形貌，用 FEI Quanta 400 型扫描电子显微镜进行能谱分析及拉伸断口扫描。断口形貌分析试样从拉断后试样上截取 10mm 作用，底端用砂纸磨平，之后进行断口分析 44。33 试验结果及分析3.1 正交实验 3.1.1 正交试验结果分析正交试验结果见表 3.1，其热处理工艺采用：5003h+52010h 固溶处理+60水淬，1756h 时效。表 3.1 室温力学性能和高温力学性能正交试验结果因素 室温 250 NO.Cu Mg b/MPa 5/% b/MPa 5/%1 1(1.5) 1(0.1) 225 10.4 180 9.12 1(1.5) 2(0.3) 335 6.5 243 9.63 1(1.5) 3(0.5) 392 2.8 274 1.64 2(2.5) 1(0.1) 255 9.3 215 14.455 2(2.5) 2(0.3) 348 5.5 254 6.76 2(2.5) 3(0.5) 402 2.4 281 3.87 3(3.5) 1(0.1) 320 7.6 235 10.38 3(3.5) 2(0.3) 372 3.9 267 4.79 3(3.5) 3(0.5) 411 1.2 290 1.8在得出实验结果后，对实验数据进行了室温力学性能极差分析见表 3.2。其中：各因素的 b(5)为该因素 1 水平下的抗拉强度（延伸率）数值和， b(5)为该因素 2 水平下的抗拉强度（延伸率）数值和， b(5)为该因素 3 水平下的抗拉强度（延伸率）数值和极差 Rb(5)为 b(5)、 b(5)和 b(5)中最大值和最小值差值的绝对值。极差越大,该因子对性能指标的影响也越大。Mg的室温抗拉强度极差 Rb 为 405，对合金室温抗拉强度影响最大， Mg 的室温延伸率极差 R5 为 22.2，对合金室温延伸率影响最大。从图中可以看出，Mg、Cu显著提高合金的抗拉强度。在室温下随着 Mg、Cu 的含量增加，其抗拉强度逐渐提升，但延伸率一直在下降。在高温 250下 Mg 的含量增加，抗拉强度提升，延伸率下降；Cu 含量增加，抗拉强度提升，延伸率先上升后下降。4表 3.2 室温力学性能极差分析b/MPa 5/%极差Cu Mg Cu Mg 952 800 20.2 27.8 1055 1055 15.4 14.9 1103 1205 12.7 5.6R 151 405 7.5 22.2因子主次 2 1 2 1由表 3.2 极差分析可知：Mg 的室温抗拉强度极差 Rb 为 405，对合金室温抗拉强度影响最大，Mg 的室温延伸率极差 R5 为 22.2，对合金室温延伸率影响最大。表 3.3 250力学性能极差分析b/MPa 5/%极差Cu Mg Cu Mg 697 630 20.5 33.2 750 764 24.1 21 7
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