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合金元素对铸造铝硅合金热暴露组织性能的研究,合金,元素,铸造,暴露,组织,性能,研究
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题目：题目：合金元素对铸造铝硅合金热暴露组织性能的研究合金元素对铸造铝硅合金热暴露组织性能的研究合金元素对铸造铝硅合金热暴露组织性能的影响合金元素对铸造铝硅合金热暴露组织性能的影响摘摘 要要 本文通过热暴露实验，金相显微分析，结合力学性能测定和 TEM 照片分析，比较不同热暴露温度下热暴露时间对此类合金的力学性能和显微组织影响规律。结果表明：随着 Cu 含量的增加，铝硅合金热暴露后的抗拉强度逐渐增大，韧性逐渐降低；随着热暴露时间延长，合金的力学性能变化趋势基本相同，其前期强度下降较快，后期变化趋于稳定，延伸率平缓上升，最后基本稳定不变，经 200热暴露后合金的力学性能较 250明显提高。当 Mg 含量增加，Cu/Mg比降低，Al-Si-Cu-Mg 系合金热暴露后的变化规律与 Cu 含量变化规律大致相同几种合金热暴露 DSC 曲线大致相同，随着 Cu 含量的增加，合金的相变化及过程大体是相同的，随着热暴露时间延长，合金中不断有新相的生成或者说有相在长大，最后全部生成一种稳定的相铝硅合金在热暴露过程中，富铜相经过 的转变过程。使得合金中的相结构发生变化，致使合金的强度下降。关键词关键词：铸造铝合金；Al-Si-Cu-Mg；力学性能；示差热(DSC)分析；热暴露IEffect of Cu and Mg Thermal Exposure on Organizations of Al-Si-Cu-Mg AlloyAbstract Through heat exposure experiments, metallographic analysis, combined with the mechanical performance measurement and TEM photograph analysis and comparison of different thermal exposure thermal exposure time mechanical properties and microstructure of such alloys influence of temperature. The results show that: with the increase of Cu content, tensile strength aluminum-silicon alloy after heat exposure increases, the toughness decreases; With prolonged exposure to heat, the trend is basically the same mechanical properties, its early strength decreased rapidly late changes stabilize elongation gentle rise, and finally basically stable and unchanging, the mechanical properties of the alloy after 200 after heat exposure significantly increased compared to 250 . When the Mg content increases, Cu/Mg ratio decreases, Al-Si-Cu-Mg alloy system after thermal exposure variation with substantially the same content in several changes of Cu alloy heat exposure DSC curve roughly the same, with the increase of Cu content and the phase change of the alloy is substantially the same, with the prolonged exposure to heat, the alloy phase is constantly generated or there is a new phase to grow, and finally all that a stable phase in the Al-Si alloy during thermal exposure, copper-rich phase after the transition process. Makes the alloy phase structure changes, resulting in decreased strength of the alloy.Key words: cast aluminum alloy; Al-Si-Cu-Mg; differential scanning calorimetric (DSC) analyses; mechanical property; Thermal exposureII目目 录录1 绪论绪论.11.1 概述.11.2 研究背景.11.3 Al-Cu-Mg 合金的发展.31.4 研究热暴露的意义.41.5 国内外研究现状.51.6 合金的固溶处理.61.6.1 固溶处理的目的及意义.61.6.2 固溶处理温度及时间的选择.71.7 晶粒细化和变质处理.71.7.1 晶粒细化.71.7.2 变质处理.81.8 主要研究内容.92 试验过程及方法试验过程及方法.102.1 试验材料.102.2 合金熔炼.102.3 热处理工艺.102.4 力学性能测试.112.5 相结构分析.113 实验结果及分析实验结果及分析.123.1 Cu 含量对铸造铝硅合金热暴露后的性能影响.123.2 Mg 含量及铜镁比对铸造铝硅合金热暴露后性能的影响 .143.3 热暴露后合金晶相组织分析.163.4 热暴露后合金的 DSC 分析.163.5 合金相结构分析.184 结论结论.21参考文献参考文献.2201 绪论绪论1.1 概述概述当今世界科学发展的三大方向：信息、材料、能源，已经成为衡量一个国家科技实力的标准之一。而其中的材料科学，更是成为引领各个学科发展的关键所在。传统经典材料性能的改进与发展和复合新材料的研制已经成为两个主要的研究方向。进入 21 世纪以后，材料科学正朝着高强度、高韧性、高耐热性等的优良综合性能的方向发展，发展速度十分迅猛。在生产生活中，用铝合金作为钢铁材料的替代品，能够很大程度上减轻产品的重量。作为现代工业的重要材料之一的铝及其合金，历来是人们关注的重点。由于铝合金具有强度高、密度小、耐腐蚀、易加工、资源丰富等其他金属材料无法比拟的综合优点，使其在关系到民计民生的各个行业，如航空航天、交通运输、电力电子、建筑包装等领域中得到广泛应用1,2。1.2 研究背景研究背景铝是地壳中蕴藏量最多的金属元素，其总储量约占地壳质量的 7.73%。自从电解铝技术获得应用以来，世界铝业得到了迅猛的发展。铝及铝合金的产量在金属材料中仅次于钢铁材料而居第二位，是有色金属材料中用量最多、应用范围最广的材料。纯铝具有高导热性、高导电性、抗腐蚀性和低密度等优点。而且易于铸造、切削及加工成型。铝合金除了具有较高强度、疲劳强度以及断裂韧性外，还有着很好的铸造性能铸造铝合金作为铝合金之中十分重要的一部分，具有上述很多优点，使其在现代生产和生活中应用的越来越多，其产量占到全世界铝制品需求总量的 40%左右。随着工业及科技的发展，对铸造铝合金的性能要求也越来越高。这主要集中在对铸造铝合金强度、韧性以及耐热性等几个方面。因此而进行的新型高强韧耐热铸造铝合金的研制与开发，已经越来越受到国内外材料工作者的高度重视。铸造铝合金作为传统的金属材料由于上述优点，也被广泛地应用于各行各业，随着现代工业及铸造技术的发展，对铸造铝合金的需求量越来越大。例如，上世纪 80 年代末到 90 年代初，在铝铸件总量停滞甚至下降的时候，日本的铝铸件一直保持着年递增 10%左右的高增长率3,5。以汽车工业为例，由于要降低能耗，汽车需减重，各国广泛的采用铝等有色铸件代替钢铁铸件。目前，日本汽车工业中铝合金己占到铸件总重的74%，德国的卡车工业中，铝合金铸件由占铸件总重的 20%增至 60%。到 20011年，小汽车总重降低到 800kg，其中钢铁零部件为 200kg，铝合金零部件为275kg，镁合金增至 40kg，由此可以看出，铸造铝合金的研究及应用将继续得到发展。铝合金作为一种较年轻的金属材料，在 20 世纪初才开始大量工业应用。二战期间的飞机制造业大多采用铝合金来生产飞机表面，二次世界大战结束后，随着战争的停止，军事需要对铝合金的需要量逐步减少，铝合金便逐步走入了人们的普通生活中，使得铝合金的使用领域由军事项目扩展到了国民经济的各个部门。在当今社会，铝合金成为了金属材料中仅次于钢铁的材料，铝合金材料应用领域的逐步拓宽也正是一大批新型的铝合金材料被相继研发出的结果。随着现代化工业的日益发展，尤其是以建筑、科技等领域为代表的材料类工程科学迅速崛起，对具有综合力学性能的铝合金的要求日益增大。例如在上世纪八十年代，在铸造铝合金总产量下降的时，日本的铸造铝合金行业却依然保持着较高的增长率。随着客车轻量化的进程日益临近，各国各地纷纷使用铝合金等轻合金来代替钢铁材料，客车总重量约下降 1000kg。从简单的数字可以看出铝合金有着广泛的使用空间，此时对材料的使用性能也提出了更加苛刻的要求，不仅在使用强度上要符合要求，在使用韧性上也要满足使用要求，以及耐一热性能等等。高强耐热铝合金的开发及研究，已经受到国内外学者的高度关注与重视。与铜、铁、钢相比，铝及其合金在工业中应用较晚。但是铝在地壳中含量极大，据统计地壳中含铝 7.5%比其他有色金属含量的总合还多。并且铝具有一系列比其他有色金属，钢铁，塑料和木材等更优良的特性。如铝的密度小，仅为 2.79/cm，约为铜的 1/3，但比强度高，可与合金钢相比铝为面心立方晶格，无同素异形转变、具有良好的塑性、易加工、易表面处理。铝是电和热的良导体，是紫外线和从红外的良好导体，是光波和电磁波的良好反射体。由于铝合金的表面易于生长出致密的氧化膜，所以在很多条件下铝合金具有很高的耐蚀性。部分铝合金在 210270下，强度依然保持良好，但在高温下，大多数铝合金的强度会迅速下降，然而在 0以下随着温度下，铝合金的强度反而会增大，因为这个性能，铝合金可以成为很好的低温材料。铝无毒，无磁，铝合金材料在高温下的力学性能，成形性能，机械加工性能等也非常好。在纯铝中加入其他元素可合成多种的铝合金，它们具有比纯铝更高的强度，韧性以及机械加工性能。铝和铝合金的以上特点决定了铝合金在工业生产中重要的地位以及势必突飞猛进的发展势头。尽管铸造铝合金具有广阔的应用前景，但其研究与应用也面临着严峻的挑战。随着现代工业的飞速发展，人们对铸件的可靠性能要求越来越高，对合金综合性能和特种性能的要求也不断提高6,9。与变形铝合2金相比，铸造铝合金因强韧性稍逊使其应用范围受到较大限制。许多重要用途铝合金工件如特种重载车负重轮、航空用铝合金等都采用变形铝合金，而不是铸造铝合金。变形铝合金通过挤压、轧制、锻造等手段减少了缺陷，细化了晶粒，提高了致密性，因而具有很高的强度、优良的韧性以及良好的使用性能，但是变形铝合金在制作及加工过程中对设备和工装模具要求高，工序多。因此，变形铝合金生产周期长、成本很高。与变形铝合金相比，铸造铝合金具有价格低廉，组织各向同性，可获得特殊组织，易于生产形状复杂的零件，可以小批量生产也可以大批量生产等诸多优点。铸造铝合金中，Al-Cu 系合金强度高、塑性和韧性较好，但铸造性能差，具体表现为热裂倾向大、流动性较差、补缩困难。此外该系合金抗腐蚀性能较差，有晶间腐蚀倾向。Al-Mg 系合金虽然具有优良的力学性能，较高的强度和良好的韧性，抗蚀稳定性和切削加工性能都好，但它的主要缺点是易产生铸造裂纹、易出现氧化夹渣，有自然时效倾向。Al-Si 系合金的流动性好、铸件致密、不易产生铸造裂纹，具有良好的铸造性能、抗蚀性能和中等的切削加工性能，是比较理想的铸造合金，己成为制造业中最受重视的结构材料之一。但目前铸造 Al-Si 合金的力学性能不尽如人意，强度和硬度一般，韧性较低。因此，开发研制新型能够替代部分变形铝合金的高强韧铸造铝合金材料及其铸造成型工艺可以达到以铸代锻、缩短铸造周期、降低制造成本的目的，是铝合金未来的发展方向。1.3 Al-Cu-Mg 合金的发展合金的发展A1-Cu-Mg 系合金具有高的抗拉强度、韧性和疲劳强度，良好的耐热性、良好的加工性及焊接性能等特点，具有非常广阔的应用前景，目前被广泛地应用于航空航天飞行器、汽车及兵器工业等领域，尤其在航空工业中占有非常重要的地位，是航空工业的主要结构材料之一。Al-Cu-Mg 系合金属于可热处理强化的变形铝合金，主要用 100以下的工作环境，当工作温度超过 100时，因强化相急剧粗化而使性能下降。近几十年来，国内外学者对高强铝合金的组织及其性能等进行了大量的研究，取得了重大的进展，极大地促进了该类材料在工业生产中的应用。Al-Si 系合金是铸造铝合金中品种最多，用途最广的一类合金，该类合金铸件占铝铸件的 80%-85%左右10,12。Cu 和 Mg 是 Al-Si 系合金的两种重要的合金元素，Al-Si 系合金加入 Cu 和 Mg 时，可形成 Al Cu、Mg22Si、S 相和 W(Al Mg Cu Si 相等，通过合适的热处理工艺，可大幅度提高合5826金的综合力学性能。铸造铝合金的力学性能由多种因素决定，例如合金的化学成分、熔炼工艺与热处理工艺等。进十几年来，大批的材料研发人员对铝合金3从成分优化，晶粒细化、变质，热处理工艺等诸多方面进行了大批的试验与研究，目的在于在开发新的低成本高性能的铝合金材料，并且在研究的基础上取得了相当瞩目的进展，为高强铸造铝合金的广泛应用奠定了很好的理论基础和实践经验。1906 年，Alfred Wilma 首先发现了 Al-Cu-Mg 合金的时效硬化现象，随后 Al-Cu-Mg 合金研制成功并且用于飞机结构件。1917 年在时效机理逐渐完善的基础上，2017 合金诞生。1939 年，通过提高 2017 合金的 Mg 的含量，在保证人工时效强化效应的基础上发明 2024 合金。2024 合金的强度、延伸、抗疲劳能力得到了提高，还改进了耐应力腐蚀性能，给飞机结构和性能带来了非常大的变化，同时也给 Al-Cu 系铝合金的发展奠定了基础13,15。1957 年，2024 以 Li、Cd 代替 Mg，提高了室温高温强度以及弹性模量，降低了比重，得到了 2020 合金。20 世纪 70 年代为了提高 2xxx 系合金厚度 ST 方向的韧性，同时提高了材料的疲劳强度，调整主合金元素的添加量，降低了 2024 合金中 Fe、Si 含量，减小了合金中第二分散相的含量，成功地开发了 2124、2224、2324 及 2048 等系列的合金。1970 年，在保持其他性能不变的情况下，降低 2124 合金的 Cu 含量，得到了 2048 合金，其断裂韧性得到明显提高；随后研究了2618 耐热铝合金。节制目前为止，作为较为成熟的铝合金，Al-Cu-Mg 系已发展了前后 15 个牌号的合金，在航空、航天领域得到了非常广的应用。然而，随着新材料、新技术的不断出现，对 Al-Cu-Mg 系合金也提出了更为高的要求，对合金的性能还要再次完善。1960 年起开始，我国对 A1-Cu-Mg 系高强铝合金进行了研究，研究出适合我国国情的 Al-Cu-Mg 系高强铝合金，例如与 2024 相近的 2A12(LY12)合金，在新的国标中包括 24 个 2xxx(LY x、LD x)合金。部分 2xxx 系高强铝合金成分及其典型用途见表 1。近些年来，中南大学对 Al-Cu-Mg 合金的微合金化、固态相变机理以及热处理制度做了大量研究，其他单位如，北京航空材料研究所等数十所大学和科研单位也对该合金做了一系列的研究工作16,19。现阶段，我国对 Al-Cu-Mg 系合金的研究已经系统化、全面化，为该合金生产工艺的提高和广泛的应用奠定了基础。1.4 研究热暴露的意义研究热暴露的意义材料长期暴露在高温下其组织将随时间的延长逐渐发生变化，其性能将会逐渐降低。由于材料的成分不同其热稳定性能也会不同。因此，材料热稳定性的优劣是机件选材和合金的成分设计的重要依据之一。铸造铝合金作为传统的轻合金材料，由于其密度小、比强度高等特点，被广泛应用于航空、航天、汽车、机械等行业。由于产品设计越来越考虑到轻量4化，铝合金铸件的产量在不断增长，而目前在高功率密度柴油发动机的发展方面，为了提高升功率，用具有更高耐热性能的铸造铝合金代替原有的铝合金发动机机体和气缸盖等关键铸件是大功率发动机发展的必然趋势。作为动力机械的发动机近年来朝着大型化、高功率化、轻量化的方向发展，燃烧室零部件(气缸盖、活塞、气缸套)所受的工作条件(机械载荷和热载荷)越来越苛刻，严重威胁着发动机的可靠性和安全性，如何提高发动机燃烧室零部件的高温稳定性具有重要的意义。为了推动这方面的工作开展，本文将针铁对铸造 Al-Si-Cu-Mg 合金材料热暴露组织性能的影响，认识其高温稳定性的影响机理，为该材料的设计与应用提供参考20。铸造耐热 Al-Si-Cu-Mg 系合金在机车发动机部件制造中得到了广泛应用。随着发动机升功率越来越大，发动机气缸体及气缸盖的工作温度越来越高(250)，因而对缸体与缸盖材质综合力学性能和高温热稳定性能提出了更高的要求。近年来，在成分设计，热处理工艺方面进行了大量的研究，但是针 Al-Si-Cu-Mg 合金在高温条件下长期热暴露对合金性能和组织的影响方面，国内外尚缺乏深入的研究21。系统研究热暴露条件下合金的组织、性能可为材料的成分设计、零件的选材和优化热处理工艺提供一定的实验基础。1.5 国内外研究现状国内外研究现状Al-Si-Cu-Mg 系合金是铸造铝合金材料的重要合金系, 由于其具有良好的铸造性能、耐热性能和综合力学性能, 成为制造业中非常受重视的结构材料之一。随着近年来发动机朝向大型化、高功率化、轻量化的方向发展, 发动机燃烧室零部件所受的工作条件越来越苛刻，发动机材料长期在高温环境下工作，材料的性能会产生很大改变。 我国多种柴油机缸盖和机体所用的 ZL702A（T6 处理后的室温抗拉强度 260300MPa，5：3%5%；在 250的抗拉强度 160180MPa，5：5%7%）合金的性能已不能满足大功率柴油机和高功率密度柴油机的需求。目前用 ZL702A 合金生产的柴油机机体在使用过程中经常出现裂纹，严重影响了柴油机的正常工作22,25。由于前期对作为发动机缸盖的新型高强韧铝合金材料在成分设计、加工工艺和热处理工艺方面给予了较多的研究，但Cu 和 Mg 对材料的长期热暴露条件下对组织与性能的影响缺乏系统的了解，制约了该材料的结构设计和使用。高强韧铸造 Al-Si-Cu-Mg 合金是含 Cu 和 Mg的 Al-Si 系合金，如 ZL105，ZL109，ZL111 等。其强化相除 Mg2Si 和 CuAl2外，还可能有 S(Al2CuMg)、Q/W(Al5Mg8Cu2Si6)相。因而强度和耐热性比其它铸造铝合金更高。Cu 和 Mg 的一般总量是：1.54.0%，Cu 和 Mg 的含量比为 2.5，其铸态组织一般为 (Al)+(+Si)+(+Si+Al2Cu)+微量 Q/W 相。5另外，工业 Al-Si 合金中不可避免地含有杂质铁，也有把铁作为合金元素加入 Al-Si 合金中，以得到较好的高温增强相，如美国 A319，铁相在结晶过程中呈现两种截然不同的组织结构：片状(或针状)-A15FeSi 和汉字状的 -Al15Fe3Si2，还有报道称汉字 -Fe 相的结构式为 A18Fe2Si 和 Al12Fe3Si226,29。一般认为，Fe 是 Al 合金中极为有害的杂质，通常加入适量的 Mn，Cr 或 Co 等合金元素来中和 Fe 的有害影响。Mn 能与 Fe 形成(FeMn)3SiA112金属间化合物，往往呈汉字状或花卉状，从而减弱了 -A15FeSi 的脆性影响。有关研究表明：铸造 Al-Si-Cu-Mg 合金中 Si 可以提高合金的铸造流动性，同时在一定范围内也能使合金的强度有所提高，而合金的塑性却随之降低；Cu和 Mg 在合金时效处理时形成 Al2Cu、Mg2Si 和 W(Al5Mg8Cu2Si6)等弥散强化相，通过合适的热处理，可大幅度提高合金的综合力学性能。Mg2Si 弥散相在室温强化效果很好，但高温下不稳定，185以上时易聚集长大，明显降低合金的力学性能。当合金 Cu/Mg 之比大于 2.5 时，Mg 主要以 W(All5Mg8Cu2Si6)相析出，W 相具有良好的室温和高温强化效果。Cu 和 Mg 强化元素加入量的选择原则是采用较高的 Cu 量和相对低的 Mg 量，合金中增强相主要以 Al2Cu 和 W 相为主，使合金获得高的强度和耐热性30,32。Si、Cu、Mg 对 Al-Si-Cu-Mg 铸造合金的力学性能有不同程度的影响，对强度而言，Cu 影响最显著，Mg 次之，Si 最小；对伸长率而言，Si 和 Mg 影响最大，Cu 次之；Mn 在铝合金中形成 MnAl6的弥散质点，阻止再结晶的粗大化，提高再结晶温度，有效地细化再结晶晶粒，提高合金的强度，并且由于 Mn 的加入与 Fe 形成的金属间化合物，即能溶解杂质Fe，减少 Fe 的有害作用，如 Mn3Si2A1 能溶解较多的 Fe 而形成(Mn0.1Fe0.9)3Si2Al15，能在一定程度上改善韧性；Zn 的存在可提高的 Cu 溶解速度和溶解度，提高合金的塑性。Zn 含量在 1.0%时，全部固溶在基体中，不形成可见的相组织。但 Zn 的熔点较低，对合金的热强性有一定的影响；Ti 在铸造铝合金中形成金属间化合物 Ti3Al 晶体，成为 (Al)有效异质结晶晶核，并有抑制其成长的作用而使晶粒细化；加入微量的稀土元素可以提高合金的高温强度，促进时效强化效果，但使伸长率和室温强度有不同程度的降低。开发能够替代部分变形铝合金的高强韧铸造铝合金可以缩短制造周期，降低成本。国外最著名的高强韧铸造铝合金有法国的 A-U5GT，美国的 2010，这些合金都具有很好的力学性能。我国的 ZL205A，抗拉强度为 510MPa，延伸率可达 13%。最近；北京航空材料研究院研制出一种与 ZL205A 成分相近、韧性特别好的铸造铝合金，其延伸率达 19%23%，冲击韧性为 ak181304kJ/m2。61.6 合金的固溶处理合金的固溶处理1.6.1 固溶处理的目的及意义固溶处理的目的及意义铝合金的性能决定于合金中 固溶体的性能、晶粒大小、亚结构(如镶嵌块等)，及第二相的性能、数量、大小、形状和分布等。在 Al-Si 合金中常加的合金元素有 Cu，Mg，Mn，Zn 等，它们对 Al-Si 合金的强化作用主要是通过固溶强化、沉淀强化(即时效强化)、过剩相强化及晶界强化等作用来实现。铝合金的固溶处理的目的主要有：析出相的重新溶解，形成过饱固溶体，为合金的时效处理做准备；铸件的均匀化以及共晶硅相的粒状化。随温度的降低合金的固溶度减小是固溶处理的前提条件。为了获得最大的固溶效果，通常将固溶温度尽可能升到共晶温度附近，但不能发生过烧。1.6.2 固溶处理温度及时间的选择固溶处理温度及时间的选择固溶处理时间和温度对合金的力学性能影响很大，目前对 Al-Si-Cu-Mg 合金的固溶处理温度，国内一般选择在 520左右，也有 490520分级固溶的方式22，国外一般选择在 500左右。固溶温度过高会使富铜相熔化，温度过低使得合金中第二相的溶解度下降，固溶时间过长。固溶时间过长并不能使硅相颗粒的圆整度进一步得到改善，反而可能使硅相过分粗大。而固溶温度过低，固溶时间过短则固溶不充分。因此固溶处理阶段，选择合适的温度和时间是十分重要的。固溶温度是固溶处理的关键因素，Al2Cu 溶解缓慢，保温时间不够时不能使其充分固溶于基体，达不到强化效果33。为了加速 A12Cu 的溶解而提高固溶温度时，则容易造成严重过烧。而 Mg2Si 只有在较高温度下，才能迅速溶解。综合考虑各因素，李德成等对 ZL107A 合金的固溶处理采用分级加热制度。在固溶处理时，很小的温度间隔也会导致材料性能出现显著差异，其根本原因是由于共晶硅相粒状化过程中较大的表面激活能驱动所致，所以在固溶处理时准确控温是十分必要的。1.7 晶粒细化和变质处理晶粒细化和变质处理1.7.1 晶粒细化晶粒细化合金的晶粒尺寸对其力学性能有着极其显著的影响。根据 Hall-Petch 公式，合金的屈服应力与晶粒尺寸存在如下关系：式中 0 为不考虑晶界效应的屈服强度，k 为钉扎常数，d 为晶粒尺寸。7 (1.1)210kd可以看到晶粒尺寸越小强度越高。Hong-Park 对 A356 和 A357 合金枝晶间距对合金性能的影响进行了研究，结果发现合金的强度和伸长率都随枝晶间距的增大而减小。对于细晶强化合金，很多资料已经给出了明确的强化机理，但是对于其可以提高合金的塑韧性却没有明确论述，一般都是依附在强化理论中，如果单独提出，主要是因为晶粒越细，在一定体积内晶粒的数目越多，则在同样变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，变形较为均匀，且每个晶粒中塞积的位错少，因应力集中引起的开裂机会较少，有可能在断裂之前承受较大的变形量，即表现出较高的塑性。细晶粒金属中，裂纹不易萌生（应力集中小） ，也不易传播（晶界曲折多） ，因而在断裂过程中吸收了更多的能量，表现出较高的韧性。常见的晶粒细化剂有钛、硼、锆及稀土元素34。对亚共晶 Al-Si 系合金，晶粒细化通常指以中间合金或溶剂方式向熔体中加入适量的 B、Ti、Zr，实现初晶 -Al 由粗大枝状变为细小等轴晶的过程。实验证明除了可同时改善合金的强度和韧性外，晶粒细化还具有改善合金的补缩能力，减小合金的热裂倾向，减小针孔尺寸和数量并使针孔更加分散，从而使合金的力学性能，尤其韧性和疲劳性能得以改善。常用的细化处理方法有两种，一种是以 KBF4、K2ZrF6 和 K2TiF6 为主，附加物为辅的盐类细化剂做细化处理。1.7.2 变质处理变质处理Al-Si 合金的力学性能与组织中共晶硅的形态紧密相关，Al-Si 合金未变质时，共晶硅以粗大的针片状形态出现，严重割裂基体，产生应力集中，从而使合金的力学性能，尤其是韧性降低。变质是改变共晶硅形貌、尺寸的过程，即使共晶硅由粗大的针片状变成细小的纤维或层片状，变质后合金的力学性能，尤其是塑性得到明显改善。在亚共晶 Al-Si 合金中，当 Si 含量大于 5%时通常需要进行变质处理。变质可通过添加微量元素或急冷实现，但常指前者。迄今已发现元素周期表中 IA 族的 Na，K，IIA 族的 Ca，Sr，镧系的 La，Eu，Pr，Ce，Nd 和混合稀土 RE(含4050%Ce)，VA 族的 Sb，Bi，VI 族的 S，Te 等均对共晶硅有不同程度的变质作用。其中 Na 的变质效果最好，可获得完全纤维状共晶硅，Sr，RE 次之，可获得纤维状加少量层状组织，而 Sb，Te 等则只能获得层状共晶硅组织35。目前普遍采用的变质元素有 Na，Sr，RE 和 Sb。变质元素加入方式有纯金属、中间合金和熔剂等。对 A1-Si 合金的变质机理，目前有两种说法，即核心说与生长抑制说。Si8晶体属于面心立方晶格，具有钻石结构，未变质的共晶硅呈粗大的板片状。近年来许多学者研究了共晶硅的生长机制，共晶硅在生长时存在内部缺陷，并沿方向择优生长成板片状，片状共晶硅可通过小角机制和大角机制生成孪晶。变质元素的原子在固液界面的吸附36，改变了 Al-Si 界面的共生特性，由小平面非小平面共生变为小平面共生，使其硅相界面接纳原子困难，从而消除了共晶 Si 生长的固有台阶，产生大量高密度的孪晶，变为 TPRE(Twin Plan Reentrant-Edge)生长机制，择优方向为，共晶 Si 呈纤维状。抑制共晶 Si的生长，需要有外来质点封锁其固有台阶，这些外来质点的最佳原子半径为0.196nm，原子半径与此值相近的元素可作为 Al-Si 合金的变质剂。实验证明除了可同时改善合金的强度和韧性外，晶粒细化还具有改善合金的补缩能力，减小合金的热裂倾向，减小针孔尺寸和数量并使针孔更加分散，从而提高合金的力学性能。1.8 主要研究内容主要研究内容 （1）合金元素 Cu、Mg 含量对铸造铝硅合金热暴露性能的影响 （2）铸造铝硅合金 200、250热暴露后的金相组织分析和 TEM 分析 （3）铸造铝硅合金热稳定性机制分析 9102 实验过程及方法实验过程及方法2.1 实验材料实验材料如表 2.1 进行成分配比表 2.1 实验材料成分配比2.2 合金熔炼合金熔炼用富铈混合稀土(60Ce-40La)作变质剂，加入量为 0.4%；采用 Al-5Ti-1B 中间合金作为晶粒细化剂，加入量为合金液总量的 4.0%；精炼采用工业 C2Cl6，加入量为合金液总量的 0. 40. 6%。采用金属型铸造，金属型预热温度为250。试验合金采用 T6 处理15-17。图 2.1 是合金熔炼工艺流程图。图 2.1 合金熔炼工艺流程图2.3 热处理工艺热处理工艺固溶处理工艺为：5004h52012h， 6080水淬；时效处理工艺为：1756h，空冷。固溶处理主要起以下作用:在铸造过程中由于非平衡凝固形成的析出相（Mg2Si、A12Cu 等）在高温下重新溶解，使其在 (Al)中的过饱和度增加，提高合金的力学性能。固溶处理过程也可使组织均匀化，减小在凝固过程中形成的溶质元素偏析。固溶处理后固溶体过饱和程度提高、组织均匀程度大大提高，Si(%)Cu(%)Mg(%)Mn(%)Zn(%)Al(%)Cu/Mg71.50.30.30.2其余572.50.70.30.2其余3.573.50.3.0.30.2其余774.50.30.30.2其余9760加硅720730加铝铜及铝锰合金730加Mg、Zn 760Re 变质，加晶粒细化剂静置 1015min740760浇注熔化铝720 C2Cl6精炼静置 1015min11为加速扩散创造了有利条件，也为时效时的重新沉淀析出提供了驱动力，使得受溶质原子扩散控制的时效过程得以加快进行。溶入铝合金基体形成过饱和固溶体的溶质原子对合金产生一定的固溶强化效应，引起晶格畸变。早期的固溶强化理论主要考虑到溶质原子对位错的钉扎作用。溶质原子在位错线周围富集时，对其运动起阻碍作用；溶质原子在层错处富集也会引起固溶强化。现代固溶强化理论则充分考虑随机分布的溶质原子与运动位错的相互作用。 时效强化是铝硅类合金的主要强化手段，时效强化是由于过饱和固溶体中形成的析出物阻碍位错运动所致。其强化作用主要来自基体中析出物对周围弹性应变场位错运动的阻碍作用，析出物被位错剪切和位错包围析出物微粒的结果。时效强化后合金的力学性能取决于合金的微观组织（即晶界和晶内的精细结构，包括晶粒大小、晶界的性质和晶内质点的大小、分布和弥散程度、质点与基体是否共格等） 。2.4 力学性能测试力学性能测试 将试样在室温下，在 CMT5105A 型电子万能材料试验机上进行拉伸，测得抗拉强度值并计算出延伸率。图 2.2 为室温拉伸试样尺寸。图 2.2 室温拉伸试样尺寸/mm2.5 相结构分析相结构分析材料的力学性能是由其内部的微观组织结构所决定的。不同种类材料固然具有不同的性能，材料的显微组织结构分析通过以下方法获得。通过光学显微镜观察材料的显微组织，可以观察及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） 。本次试验采用 NIKON-300 大型光学金相显微镜观察合金显微组织。通过金相显微照片，观察合金组织组成。3 实验结果及分析123 实验结果及实验结果及分析分析3.1 Cu 含量对铸造铝硅合金热暴露后的性能影含量对铸造铝硅合金热暴露后的性能影响响表 3.1 为四种合金在 200热暴露下不同热暴露时间的力学性能数据。图3.1 200热暴露下不同热暴露时间与抗拉强度关系。由图表知：随着热暴露时间的延长，前期强度降低最快，热暴露时间继续延长时，强度变化不大，后期变化乎很微小，合金的抗拉强度变化很小，强度最后基本趋于平稳变化基本浮动很小。除 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg-0.3Mn-0.2Zn 外，随着 Cu 含量的增加，抗拉强度变化规律不明显。表中可以直观看出强度变化趋势以及含量变化对合金的影响变化，热暴露时间的变化也可以清楚看到。表 3.1 200热暴露下不同热暴露时间的力学性能数据Al-7Si-xCu-0.3Mg-0.3Mn-0.2Zn1.5Cu(702A)2.5Cu3.5 Cu4.5 Cu时间/hb (MPa)5 (%)b (M Pa)5 (%)b (M Pa)5 (%)b (M Pa)5 (%)03153.413634.233690.903790.87252224.673325.703200.803213.06502194.273185.203360.953093.25752114.313116.053001.233063.011002084.762966.703121.523162.633001915.022856.202491.902723.255001844.952766.202242.102483.387001834.602826.302252.822244.5913图 3.1 200热暴露下不同热暴露时间与抗拉强度关系 表 3.2 为四种合金在 250热暴露下不同热暴露时间后的力学性能数据，图3.2 250热暴露下不同热暴露时间与抗拉强度关系。由图表可知：随着热暴露时间的延长，抗拉强逐渐降低，基本趋于平稳；相应的延伸率均提高，在 100h后延伸率变化不大。四种材料对比看 Al-7Si-3.5Cu-0.3Mg 合金整体延伸率最差。表 3.2 250热暴露下不同热暴露时间的力学性能数据随着 Cu 含量的增加，抗拉强度变化规律不明显。图中可以直观看出强度Al-7Si-xCu-0.3Mg-0.3Mn-0.2Zn1.5Cu(702A)2.5Cu3.5 Cu4.5 Cu时间/hb (M Pa)5 (%)b (M Pa)5 (%)b (M Pa)5 (%)b (M Pa)5 (%)03153.413634.233690.903790.87252073.932615.702731.762803.59501914.342365.202362.342543.92751934.212346.052522.052434.351001815.032346.702162.432216.413001784.741976.202092.142056.505001696.001836.201772.492186.557001685.631906.301872.631957.1714变化趋势以及含量变化对合金的影响变化，热暴露时间的变化也可以清楚看到。变化趋势很明显。 图 3.2 250热暴露下不同热暴露时间与抗拉强度关系综上所述：200和 250热暴露后四种合金的强度变化趋势基本相同，两者均是在前期阶段下降较快，后期几乎保持稳定，只是经 200热暴露后合金的强度明显均高于 250；热暴露温度越高，相同热暴露时间后的强度越低，延伸率越高。随着铜含量的增加，Al-Si-Cu-Mg 系合金热暴露后的抗拉强度随之增加，韧性变化规律不明显。 3.2 Mg 含量及铜镁比对铸造铝硅合金热暴露后性能的影响含量及铜镁比对铸造铝硅合金热暴露后性能的影响表 3.3 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金不同热暴露时间和温度的力学性能数据。表 3.4 为 Al-7Si-2.5Cu-0.7Mg 合金在 250和 200下经过不同热暴露时间后力学性能数据。图 3.3(a)为两种合金在 200经不同时间热暴露后的力学性能。图3.3(b)为两种合金经过 250热暴露后的强度变化曲线图。由表和图可以看出：经 200和 250热暴露后合金的强度变化趋势相同，具有同样的变化特征。两者均是在前期阶段下降较快，后期基本保持稳定，只是经 200热暴露后合金的强度明显均高于 250；热暴露温度越高，相同热暴露时间后的强度越低。从图中可以看出，200下 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金热暴露后的强度优于 Al-7Si-2.5Cu-0.7Mg 合金。250Al-7Si-2.5Cu -0.7 Mg 合金热暴露后的强度优于 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金。所以经过铜镁不同含量在不同温度下的热暴露对比，可惜分析得出合金的优劣之别，两者含量的不同，热暴露时间的不同，队合金的影响是很明显的，深度分析也许还能有更多发现。这些在热暴露后的强度变化曲线图上能很直观的看出，作出直接的对比分析。Mg 含量及铜镁比对铸造铝硅合金热暴露后性能影响比较明显。表 3.3 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金不同热暴露时间和温度的力学性能数据15200250时间（h）b (MPa)5(%)b (MPa)5 (%)03634.233634.23253325.702615.7050318 5.202365.20753116.052346.051002966.702346.703002856.201976.205002766.201836.207002826.301906.30表 3.4 Al-7Si-2.5Cu-0.7Mg 合金不同热暴露时间和温度的力学性能数据200250时间（h）b (MPa)5(%)b (MPa)5 (%)03712.523712.52253312.76256 2.71502932.352513.81752852.12314.491003002.982274.993002444.312216.245002353.421975.027002345.071926.850100200300400500600700800220240260280300320340360380b MPaTh Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg-0.3Mn-0.2Zn Al-7Si-2.5Cu-0.7Mg-0.3Mn-0.2Zn0100200300400500600700800180200220240260280300320340360380b /MPaT/h Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg-0.3Mn-0.2Zn Al-7Si-2.5Cu-0.7Mg-0.3Mn-0.2Zn (a) 200 (b)250图 3.3 200和 250热暴露下 b与热暴露时间的关系3.3 热暴露后合金金相组织分析热暴露后合金金相组织分析 图 3.4 是 Al-7Si-3.5Cu-0.3Mg 合金经不同热暴露时间(0h、700h)后的光学金16相组织照片；图 3.5 是 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金经不同热暴露时间(0h、700h)后的光学金相组织照片。随着热暴露时间的延长，两种合金的组织无明显变化，共晶硅较均匀分布于基体中。因此，热暴露时间对合金的光学金相组织没有较大的影响。但两种合金的强度明显下降，由此可以推断合金的相结构发生了变化。对比图 3.4，图 3.5，随着 Cu 含量的增加，Al-Si-Cu-Mg 系合金的金相组织也无明显变化，但合金的力学性能却有较大变化，由此推断合金的相结构也发生了变化。 (a)0h (b)700h图 3.4 Al-7Si-3.5Cu-0.3Mg 合金 200经不同热暴露时间后的光学金相组织 (a)0h (b)700h图 3.5 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金 200经不同热暴露时间后的光学金相组织3.4 热暴露后合金的热暴露后合金的 DSC 分析分析图 3.6 为 Al-7Si-3.5Cu-0.3Mg 合金分级固溶后及 200热暴露0h、75h、300h、700h 后的 DSC 曲线。图 3.7 为 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金分级固溶后及 200热暴露下 75h、300h、700h 后的 DSC 曲线。图 3.6(d)和图 3.7(d)中，都出现两个现了两个吸热峰，第一个峰可能是 相GP 区转变过程，形成17了没有独立的晶体结构的 GP 区，第二个峰可能是 GP 区 中的某些过程。图 3.6(a)(b)(c)和图 3.7(a)(b)(c)中只有一个吸热峰出现，且这些峰都是出现在 150附近，这说明只有一次相的生成，并且生成的相可能是一种相。 50100150200250300350400-24-22-20-18-16-14Heat flow(mw)EndoTemperature 3.5(wt%)Cu-75h50100150200250300350400-30-25-20Heat flow(mw)EndoTemperature 3.5(wt%)Cu-300h (a)热暴露 75h (c)热暴露 300h 50100150200250300350400-35-30-25-20Heat flow(mw)EndoTemperature 3.5(wt%)Cu-70050100 150 200 250 300 350 400-18-16-14-12-10Heat flow(mw)EndoTemperature3.5(wt%)Cu-gu(c)热暴露 700h (d)仅固溶处理的图 3.6 Al-7Si-3.5Cu-0.3Mg 合金不同热暴露时间 DSC 分析曲线图 3.7 为 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金分级固溶后及 200热暴露下75h、300h、700h 后的 DSC 曲线。图 3.6(d)和图 3.7(d)中，都出现两个现了两个吸热峰，第一个峰可能是 相GP 区转变过程，形成了没有独立的晶体结构的GP 区，第二个峰可能是 GP 区 中的某些过程。图 3.6(a)(b)(c)和图3.7(a)(b)(c)中只有一个吸热峰出现，且这些峰都是出现在 150附近，这说明只有一次相的生成，并且生成的相可能是一种相。图 3.6(d)中吸热峰已经不见，图 3.7(d)还存在一个吸热峰，也是出现在 150附近，但该峰比图 3.7(a)(b)(c)中的要小，说明最后几乎没有新相生成。整个 DSC 分析后，从图中可以看出，很明显两种铜含量的相转变关系。都是在不停的变粗大，有的还在长大，知道最后都变粗大，形成一种稳定的新相。18 50 100 150 200 250 300 350 400-32-30-28-26-24-22-20-18-16Heat flow(mw)EndoTemperature 4.5(wt%)Cu-75h50 100 150 200 250 300 350 400-24-22-20-18-16-14-12Heat flow(mw)EndoTemperature 4.5(wt%)Cu-300h (a)热暴露 75h (b)热暴露 300h 50 100 150 200 250 300 350 400-26-24-22-20-18-16-14-12Heat flow(mw)EndoTemperature 4.5(wt%)Cu-700h50 100 150 200 250 300 350 400-24-22-20-18-16-14Heat flow(mw)EndoTemperature 4.5(wt%)Cu-gu(c)热暴露 700h (d)仅固溶处理的图 3.7 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金不同热暴露时间 DSC 分析曲线综上所述，随着 Cu 含量的增加，合金的相变化及过程大体是相同的，随着热暴露时间延长，合金中不断有新相的生成或者说有相在长大，最后全部生成一种稳定的相。3.5 合金相结构分析合金相结构分析图 3.8 为 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金不同热暴露时间的 TEM 照片。结合前期对 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金的研究，由图可知：0h 时，合金中富铜相主要为针棒状 相和板片状 相；300h 时，合金中富铜相主要为近似球状 相，有少量板片状 相存在，针棒状 相已经不存在，而且 相已经长大；700h 时，合金中富铜相全部为近似球状 相，而且 相已经非常粗大。从图中可以观察到 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金中有析出大量近似球状 相，尺寸在 0.2-0.4m 之间；而 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金也为近似球状 相，但数量少且比 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金中的 相大，大约在 0.5-0.8m 之间。说明 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金热暴露后合金析出相比较粗大，从析出相形貌可以看出：Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金弥散强化和空位贫化更明显，所以 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg合金比 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金的室温力学性能好。19 (a)0h (b)300h (c)700h 图 3.8 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金经不同热暴露时间后的 TEM 照片图 3.9 为 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金和 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金在 2000h 热暴露后合金的 TEM 照片。从图中可以观察到 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金中有大量针棒状 相，尺寸在 1020m 之间；而 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金也为针棒状相，但数量很少且比 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金中的 相稍大，大约在经250热暴露后合金析出相较少且粗大，尺寸在 2030m 之间。从析出相形貌可以看出：Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金弥散强化和空位贫化更明显，所以 Al-7Si-4.5Cu-0.3 Mg 合金比 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金的室温力学性能好。 (a)Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg (b)Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg图 3.9 合金经 0h 热暴露后的 TEM 照片热暴露 300h 的 TEM 照片。从图中可以观察到 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金中有析出大量近似球状 相，尺寸在 0.2-0.4m 之间；而 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金也为近似球状 相，但数量少且比 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金中的 相大，大约在 0.5-0.8m 之间。说明 Al-7 图 3.10 为 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金和 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金在 200Si-4.5Cu-0.3Mg 合金热暴露后合金析出相比较粗大，从析出相形貌可以看出：Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金弥散强化更明显，所以 Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg 合金比 Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg 合金的室温力学性能好。合金中不断有新相的生成或者说有相在长大，最后全部生成一种稳定的相。20 (a)Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg (b)Al-7Si-4.5Cu-0.3Mg图 3.10 合金经 300h 热暴露后的 TEM 照片形成后很快粗化到位错线可以绕过的尺寸，半共格关系也很快被破坏，析出 相。300h 时，合金中富铜相主要为近似球状 相，也就是说合金在300h，处于亚稳态的 相析出 相的过程中，合金中具有较高的空位浓度，使得合金强度下降。随着热暴露时间的延长，相又完全转变为稳定相 ，因此合金性能逐渐稳定，最后趋于平衡。因此，富铜相的析出、长大和粗化使空位浓度的提高造成了合金的力学性能下降。4 结论214 结论结论（1）随着 Cu 含量的增加，铝硅合金热暴露后的抗拉强度逐渐增大，韧性逐渐降低；随着热暴露时间延长，合金的力学性能变化趋势基本相同，其前期强度下降较快，后期变化趋于稳定，延伸率平缓上升，最后基本稳定不变，经200热暴露后合金的力学性能较 250明显提高。当 Mg 含量增加，Cu/Mg 比降低，Al-Si-Cu-Mg 系合金热暴露后的变化规律与 Cu 含量变化规律大致相同。（2）几种合金热暴露 DSC 曲线大致相同，随着 Cu 含量的增加，合金的相变化及过程大体是相同的，随着热暴露时间延长，合金中不断有新相的生成或者说有相在长大，最后全部生成一种稳定的相。（3）铝硅合金在热暴露过程中，富铜相经过 的转变过程。使得合金中的相结构发生变化，致使合金的强度下降。参考文献22参考文献参考文献1 熊艳才,刘伯操.铸造铝合金现状及其展望J.特种铸造及有色合金,1998(4):1-52 桂满昌,贾均,李培杰,等.合金元素对铸造 Al-Si-Cu-Mg 合金机械性能的影响J.材料工程与工艺,1993,l(4):73-763 李德成,李玉胜.ZL107A 高强度铸造铝合金成分的优化J.铸造,1997,(11):48-504 祝汉良,郭景杰,贾均.Ti 细化 A357 合金中的析出相J.金属学报,2000,36(1):17-205 L. 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