Al-Si-Cu-Mg合金均匀化过程的研究

Al-Si-Cu-Mg合金均匀化过程的研究摘要：本文以Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金为研究对象，利用光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验机和示差扫描量热法（DSC）研究了固溶处理工艺过程富Cu相的溶解对Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金微观组织、力学性能和断口形貌的影响。试验表明Cu可以抵消Mg的细化作用，但经过热处理后，Mg2Si、Cu2Al和Al2CuMg相的形成，使合金的硬度进一步提高。采用逐步提高固溶温度的强化固溶，能使得富Cu相逐渐溶解到α-Al基体中，有利于提高合金的过饱和度；同时两步固溶比一步固溶方式有效改善Cu2Al的溶解效果，具有较高的硬度及良好的综合性能。关键词：Al-Si-Cu-Mg合金；显微组织；固溶处理；力学性能；断口分析

HeattreatmentprocesshasagreatinfluenceonthemicrostructureandpropertiesofAl-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mgalloys.inthischapter,thebestsolutiontreatmentprocesswasdeterminedbystudyingtheinfluenceofdifferentsolutiontreatmentprocessesonthedissolutionandmeltingbehaviorandmechanicalproperties(hardness,tensilestrength,elongation)ofcopper-richphase.Bystudyingtheinfluenceofagingprocessatdifferenttemperatureonthemechanicalpropertiesofthealloy,thebestagingprocessisobtained,andthestrengtheningmechanismofagingisdiscussedindetail.Abstract：inthispaper,Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mgalloywasstudiedbyopticalmicroscope,scanningelectronmicroscope,tensiletestingmachineanddifferentialscanningcalorimetry(DSC)toinvestigatetheeffectofthedissolutionofCu-richphaseonthemicrostructure,mechanicalpropertiesandfracturemorphologyoftheAl-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mgalloyduringsolidsolutiontreatment.thetestshowsthatCucounteractstheMgrefinement,butafterheattreatment,theMg2Si、Cu2AlandAl2CuMgphasesareformed,whichfurtherimprovesthehardnessofthealloy.ProgressiveenhancementtheenhancedsolutionbythesolutiontemperaturecanmaketherichCuphasegraduallydissolveintotheα-Almatrix,whichisbeneficialtoimprovethesupersaturationofthealloy.atthesametime,thetwo-stepsolutionratioone-stepsolutionmethodcaneffectivelyimprovethedissolutioneffectoftheCu2Al,whichhashighhardnessandgoodcomprehensiveproperties.Keywords:Al-Si-Cu-Mgalloy;microstructure;solidsolutiontreatment;mechanicalproperties;fractureanalysis

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1.绪论1.1研究意义及目的Al合金具有密度小，比强度高等特性，普遍应用于航天航空、汽车制造部件等领域。Al-Si属于简单二元系共晶型合金并且在铸造铝合金中占比非常高，Si是Al-Si合金中的主要合金元素，改善了合金的力学性能与成形性能，Si量越多，合金的流动性、气密性就越高，热裂的倾向就会减少，并且共晶成分反应后体现了良好的综合锻造性能。近几十年来，大多在研究铝硅合金成分、组织和性能方面的的作用和相关机制，主要集中在熔体处理、合金化及热处理工艺条件对铝合金性能的影响上。随着工业的迅速发展，对产品的使用性能要求越来越高，为了提高Al合金在工业上及生活中的广泛应用。通过加入Cu、Mg元素来进行热处理强化，在固溶阶段Cu能溶解于固溶体中，在随后的时效过程中会产生以下变化：(1)过饱和固溶体；(2)GP1区；(3)GP2区又称相；(4)相；(5)相（Cu2A1）。Mg也是A1-Si合金中提高合金强度的重要元素，特别是与Cu配合使用时，能形成W相，热处理强化效果好，可进一步提高力学性能。同时硅相的形态、大小、分布等对合金的力学性能有着较大的影响。较多的研究集中在共晶硅形貌控制，如：变质处理、固溶处理等。但相关铝合金断裂、材料的失效的研究报道较为显见。Si作为Al基合金中最主要的硬质相，在合金变形的过程中，可能最先发生开裂，因此研究Si相的断裂方式及相关机制、断口的形貌和断裂机理，对于进一步分析这类材料的失效原因有着重大的意义。1.2铝合金的应用及发展趋势Al-Si合金具有比重轻、强度高、良好的耐大气腐蚀等优良的特性，是工业及生活中应用得最快和最广的轻金属，能很好的减轻设备自重、节约能源、降低成本、提高效率。现在，Al-Si系合金添加了强化元素后，具有良好的铸造性能，并仍具有铝合金密度小、比重轻、强度高、散热性好等特性，还提高了合金的流动性，降低了热裂倾向性，减少了缩松，改善了气密性不足的问题。该类合金具有良好的抗腐蚀性能，延伸率大且延展成形性能好。如今，为满足社会对节约能源和环境保护的要求，工业界也在不断追求着高比强度材料，已突破普通铝合金建筑材料的应用范围局限，除可以应用于建筑门窗、幕墙外，还可用作交通运输设施、高速列车、船舶、军工等领域。1.3铝硅合金凝固过程中的组织特点图1.1Al-Si二元共晶相图从Al-Si二元系相图（图1.1）可知，577℃共晶反应，Si含量12.6％。常温下，只有-Al+β（Si）相存在；在铸态下，未变质处理的共晶硅呈粗大的片状，如果不经过变质处理，粗大的Si相脆且多不能在工业上得到实际应用。在760℃，Al-Si合金的流动性会随着Si量的增加得到改善。纯铝的线收缩率很大，而纯硅几乎不收缩。对于铝合金来说，热处理工艺决定组织，而组织决定材料的性能。影响Al-Si-Cu合金性能的主要因素有：共晶硅在基体中的形状及分布;Fe相、Cu相、Mg相的沉淀及凝固过程;合金的成分及凝固过程等。Al-Si-Cu合金组织中除存在-A1枝晶和Si相外，还存在作为Cu形核基底的A12Cu相（珊瑚状）及Fe相（针状）。研究得出：0.35%Mg有一定的变质作用，使得共晶硅变质，共晶硅的形态会由针状变为球状，并细化组织，同时会析出A12Cu相，且A12Cu内部分布着硅原子，随着镁量的增大，A12Cu会逐渐粗化，并使A12Cu和共晶硅相离异生长，产生离异共晶，同时会形成Mg2Si相，分布在共晶硅的周围，随着镁含量的升高，Mg2Si的含量也会不断的增多。但当镁量升至1.2％时，变质效果会逐渐减弱，最终产生无变质。当镁含量超过1.2％时，又会重新产生变质作用，并且形成黑色的文字状的Mg2Si相。随着镁量的升高，Mg2Si的含量也会不断的增多。在凝固过程中，镁量的增多，导致铁相发生变化，逐步由β-Al5FeSi变为Al8Mg3FeSi6，Al8Mg3FeSi6的形态也发生了变化，最后逐渐由片状变成文字状再变为鸟巢状最后变为树枝状。1.4合金成分对铝硅合金组织和性能的影响Si是Al-Si合金组织中的第二相，Si可以改善合金的铸造性能，同时也会削弱合金的基体强度与韧性等性能（WSi>7%）。研究表明，Si相的形态对力学性能的影响，与铸铁中的石墨相似，以针片状的形态存在时，推断出是材料失效的裂纹源。通过改变Si相的形态，力学性能会得到显著的提高。Mg是Al-Si合金的强化元素，Mg与Si经过热处理形成Mg2Si沉淀强化相，可以有效地提高合金的力学性能。但Mg元素含量过高，将导致固溶处理是Mg元素不能完全溶解到α-Al基体中，残留的较粗大的Mg2Si脆性会使塑性降低。最新的研究表明，Mg对有害的Fe相起到抑制作用。当Fe的含量较低时，Mg与Si会形成Mg2Si相，当Fe含量增加时，可形成Al-Fe-Si-Mg化合物，从而减小Fe的危害。Cu是Al-Si合金中另一主要的强化元素，添加少量的Cu可以显著提高Al-Si合金的强度，且对合金的塑性和抗腐蚀性不会有太大的影响。随着Cu含量的增加，合金的强度的热强度增加的同时延伸率会逐渐降低。Al-Si合金中的Mg2Si相会因Cu量的增加而逐步变为Q（Al5Cu2Mg8Si6）四元相。1.5铝硅合金的变质处理Al-Si合金具有良好的综合性能，但随着Si含量的提高，共晶Si以粗大的针片状形态存在，产生的应力集中严重割裂合金基体，使合金的塑性显著降低，减弱了切削加工性能。本文研究10%Si的Al-Si合金，所以必须要进行变质处理。在合金熔炼中，常采用加入微量Na和Sr变质剂进行变质处理来改善并细化组织，消除铸造缺陷。Sr的变质能力仅次于Na，与之相比，Sr在Al溶体中的收益率高的多且变质不会出现过变质现象。很明Sr变质比Na可控，本次实验使用Sr元素做为变制剂，Sr常以Al-Sr中间合金形式加入合金熔炼，是因为Sr有较强的变质作用和足够长的变质有效期，变质后的共晶硅形貌有明显的变化，力学性能大幅度提高尤其是伸长率，使Al-Si共晶合金在工程中获得实际的应用价值。1.6铝硅合金的热处理1.6.1铝硅合金的固溶处理为了使强化相充分溶解到α-Al基体中，形成过饱和固溶体。根据具体的Al-Si-Cu-Mg合金制定固溶温度、保温时间和淬火时的冷却速度工艺，其中固溶温度的影响最显著。Al-Si-Cu-Mg合金的固溶温度是由凝固时的共晶反应温度共同决定。在保证不过烧的前提下，为了加快固溶过程，应尽可能使固溶温度接近共晶温度，一般固溶温度低于共晶温度5～l0℃。固溶温度低，CuA12溶解缓慢，保温时间短就无法充分固溶到α-Al基体；固溶温度高可以快速溶解Mg2Si。在一定温度范围内，提高固溶温度，可以增加溶质原子在基体内的固溶度，能有效提高固溶强化效果。另外，固溶温度要与保温时间协调，保温时间太短，固溶不充分；保温时间太长，晶粒会长大。由于Al-Si-Cu-Mg合金的铸态组织中存在低熔点的共晶相，使其固溶温度受到限制，较多的研究集中于固溶过程中富Cu/Mg相溶解速度。相关研究结果建议固溶温度不要超过485℃，因为CuAl2相的溶解会受到固溶温度的影响，在485℃固溶8小时将近有80％的Cu未能溶解，而505℃固溶8小时富铜相可以溶解80%，说明固溶温度会对富Cu相的充分溶解有着紧密联系。Sr变质的Al-Si-Cu-Mg合金导致了富Cu相的严重偏析，影响了其固溶的溶解速度。Sokolowski[18-19]等建议采用两步固溶处理工艺，一方面低熔点共晶相熔化引起的不利影响会得到减轻，同时还可以增加基体中强化相元素的固溶量。但两步固溶处理的工艺很大程度上依赖于成分、合金变质与否以及凝固条件等因素。1.6.2析出相的溶解与固溶强化在高强度铸造Al-Si-Cu-Mg合金中，由于非平衡凝固的因素在铸造当中形成Mg2Si相，可以通过合适的固溶温度重新溶解到α固溶体中。Cu在α（Al）中的最大溶解度为57%，而室温下的溶解度只有0.05%。Cu与Al会生成CuAl2相，与Mg2Si相似，在Al-Si合金中CuAl2相在热处理固溶阶段能完全溶于α固溶体中。固溶处理时析出相的溶解会增大基体α相的过饱和度，固溶温度高时原子易于扩散，未能溶解的相在基体中也会发生钝化从而降低了合金中的应力集中，使固溶处理后的合金力学性能得到改善。固溶处理在改变Si相形貌的时候也使合金组织均匀细化，减小在凝固过程中形成的溶质元素偏析，均匀化过程决定于固溶处理温度和枝晶间距的大小。固溶处理后固溶体饱和程度及组织均匀程度大大提高，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。1.7铝硅合金的断裂1.7.1铝硅合金断裂的研究进展铸造铝合金一般会存在孔隙、氧化物和非金属夹杂物等缺陷，严重影响构件的使用性能。许多铝合金的力学性能取决于其相的特性及其分布、缺陷的性质、数量和尺寸。在负荷的情况下加载，微裂纹扩展行为决定于应力状态和组织结构特征，例如，硅粒子和α-Al的形态、分布及其大小，缺陷的性质、分布、数量及其大小。铝合金的开裂有很多方面的因素：如应力、应变导致开裂、应力腐蚀导致开裂、晶界偏析与氢致断裂、还有合金本身具有微裂纹导致开裂等。其中每种开裂方式都具有其自身的特殊性。Lee等通过对亚共晶Al-Si合金中裂纹扩展的研究指出，微裂纹会在拉伸过程中的共晶Si颗粒处产生，并沿α-Al晶粒界面与共晶Si分布区扩展。在高硅铝合金中，初晶硅更容易成为裂纹源，并以破碎或与基体剥离的方式为微裂纹扩展提供通道。进一步研究认为[28]，合金中裂纹的形成主要取决于基体中硅的形貌以及尺寸。当Si颗粒直径小于1.5μm时以沿晶断裂为主，而当颗粒直径达到3.8μm以上，穿晶断裂成为主要的断裂机制。李小松[29]等研究了B细化处理对亚共晶铝硅合金力学性能和断口形貌的影响。结果表明采用B细化的亚共晶Al-Si合金，拉伸断口形貌发生很大变化，即由原始的解理加极少量的准解理断口变为韧窝为主加上少量的准解理断口。1.7.2铝硅合金的断裂方式铝硅合金的断裂方式主要包括：解理断裂、准解理断裂、韧性断裂和沿晶断裂。解理断裂是金属材料在一定的条件下（如低温），当外加正应力达到一定数值后，以极快速率沿一定晶体学平面产生的穿晶断裂，是把金属原子正向分离。只要原子之间脱离作用区，断裂就发生了。准解理断裂不是一种独立的断裂机制，而是解理断裂的变种。首先一系列微观解理裂纹在高拉伸应力集中的地方生核，然后这些裂纹各自沿着它本身已变形晶粒的解理面上扩散，然后借助微观塑性聚合方式，这些微观裂纹彼此连接。韧性断裂实际上是在外力的作用下金属的横断面积缩小到零的过程，由于第二相的存在使这一过程复杂化。其中包括纯金属的塑性断裂、滑移和延伸断裂、微孔集聚断裂。沿晶断裂多为晶界被弱化造成的断裂，这些弱化的原因有：一、相变时产生领先相沿晶分布，领先相可以是脆性的碳化物，也可以是很软的铁素体。二、结晶时或回火时低熔点合金向晶界富集。P、S杂质及碳化物在回火时向晶界析出或富集。1.7.3铝硅合金中Si相开裂的相关机制在较低应力状态下，Si颗粒先行断裂，随着局部应力（应变）量的增加，导致裂纹扩展，其方向主要向共晶区或枝晶与共晶边界延伸，在裂纹行进的过程中，可能会截断前方的Si颗粒，也可能沿颗粒与基体之间通过，这主要取决于局部应力状态及Si颗粒的形态，裂纹不断扩展，彼此连接，导致合金断裂。但关于Si相的开裂机制，目前众说纷纭，还没有统一的定论。人们发现断裂前可以生成微裂纹，这一现象有力地维护了格里菲斯理论，也使人们把注意力集中在微裂纹是如何形成的问题上来。因而许多人提出微裂纹产生的机理，有影响的机制包括Stroh、Cottrell、Smith机制[33]。1.7.4研究方法和技术路线1、制备未变质Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金、Sr变质Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金2、通过设计热处理工艺、微观组织观察、力学性能测试，研究Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金的微观组织和力学性能，包括富铜相的溶解和熔化行为，热处理工艺与力学性能的关系，从而确定最佳的热处理工艺；3、制备不同工艺条件下拉伸试样断口片段的镶嵌样品（铸态、固溶态）；用电子显微镜与扫描电镜对硅相的开裂特征、断口形貌特征进行观察与分析；并探讨Si相断裂的相关机制。2.原材料与实验方法2.1原材料2.1.1主要材料Al-Si中间合金、纯Al、纯Mg、Al-Cu中间合金2.1.2其他材料ZnO、六氯乙烷（精炼剂）、Al-10Sr（变质剂）、水玻璃、铝箔、100ml量筒、500ml量筒、5%HF酸、无水乙醇、脱脂棉花、金相砂纸、2.5W金钢石抛光膏、抛光布、木镊子2.2实验方法2.2.1实验仪器及设备SXL-1200箱式电阻炉武汉市汉口电炉责任有限公司金相试样抛光机上海金相机械设备有限公司立式金相显微镜南京江南光电股份有限公司DT10K型电子天平常熟市百灵天平仪器有限公司SG2-5-10井式坩埚电阻炉天津市中环实验电炉有限公司WTS实验电炉温控装置东南大学自动化仪表研究厂鹿辉电炉上海日用电炉厂Netzsch404量热仪德国进口HB-3000C电子布氏硬度计山东莱州化银试验仪器有限公司BX51RFOLYMPUS日本进口HB-3000C电子布氏硬度计山东莱州华银试验仪器有限公司万能材料试验机深圳市瑞格尔仪器有限公司2.2.2合金熔炼试验采用实验室井式电阻炉进行合金熔炼，熔炼前先要给熔炼工具和坩埚刷涂料，这样做的目的是为了防止熔炼和浇注时铝溶液粘在坩埚和工具表面，影响浇注。涂料的配方为：氧化锌20~25g、水玻璃3~5g、80℃的水多量。先用量筒称取30ml水放入烧杯中，先用称取3~5g的水玻璃，再用天平称取氧化锌20~25g放入烧杯中搅匀，最后再将20ml的水倒入搅匀，配制即完成。熔炼铝温度为720℃，将Al-Si合金、中间合金一块加入，并等待其融化。加入总炉料0.2%的Al-10Sr进行反应，用钟罩压入液面下水平缓动5~8分钟，用扒渣勺扒渣后静置10min。降温至710℃左右时加入总炉料量0.06%的锶变质，静置15min后升温至720℃，再静置25s用扒渣勺扒渣后，将溶液分别浇入预先加热过的金属型和砂型模具中。2.2.3磨制试样的磨制一般分为粗磨与细磨。（1）粗磨试样在预磨机的压力不宜过大，否则会在试样表面形成很深的磨痕，要随时用水冷却试样，以免受热的影响而引起组织的变化；试样边缘的棱角如没有保存的必要，可先行磨圆（倒角），以免在细磨及抛光时撕破砂纸或抛光布，甚至造成试样从抛光机上飞出伤人。当试样表面平整后，粗磨就完成了，然后将试样用水冲洗擦干。（2）细磨经粗磨后的试样表面虽较平整但仍还存在有较深的磨痕。细磨是用粗细程度不同的金相砂纸上由粗到细依次顺序进行的。细磨时可将砂纸放在玻璃板上，手指紧握试样并使磨面朝下，均匀用力向前推行磨制，在更换另一号砂纸时，须将试样的研磨方向调转90°即与上一道磨痕方向垂直，直到把上一道砂纸所产生的磨痕全部消除为止。2.2.4抛光抛光机转速800转／分钟。抛光盘上铺以呢绒抛光布，采用2.5W金钢石膏状抛光剂。将试样磨面均匀地压在旋转的抛光布上并沿盘的边缘到中心不断作径向往复移动，抛光时间一般约3～5分钟。最终抛光后，试样表面应看不出任何磨痕而呈光亮的镜面。抛光结束后用水冲洗试样并用棉花擦干或吹风机吹干，若只需要观察试样的显微组织，可将试样直接置于金相显微镜下进行观察。2.2.5浸蚀用棉花沾上浸蚀剂擦拭表面，浸置时间要适当，一般使试样磨面发暗时就可停止。如果浸蚀不足，可重复浸蚀，浸蚀完毕后立即用酒精冲洗，然后用棉花擦拭磨面并吹干。至此，金相试样的制备工作全部结束，即可在显微镜下进行组织观察和分析研究。3.结果与分析3.1显微组织观察与分析（a）铸态组织 （b）背散射电子图图3.1Al-10％Si-3.5％Cu-0.35％Mg合金的显微组织图3.1为Al-10％Si-3.5％Cu-0.35％Mg合金砂型的显微组织金相图（a）与背散射电子图（b）。从图（a）中可以看到：α-Al基体为枝晶状，共晶Si为暗灰色（板片状），富Cu相为较浅的暗白色（块状），细长的针状组织为Fe相。在图（b）所示的BSE图像中更为清楚地显示合金组织特征，因Cu的原子序数最大，显示为白色，即该相为富Cu相；Si原子序数与Al原子序数相接近，在图3.1（b）中显示的颜色相近。3.2固溶处理对铝硅合金组织中CuAl2溶解行为的影响Al-Si-Cu-Mg合金沉淀行为很复杂，不同的合金元素含量及不同的比例会生成不同的组织和相。从90%Al的Al-Si-Cu-Mg四元系的相图（图3.2）中看出：加Cu的合金组织：α+Si+β（Mg2Si）+Q/W（Al5Cu2Mg8Si6）（文中以下称Q相），当Cu含量增加Q相会随之增加，β（Mg2Si）相会逐渐减少，继而转变为Q相和θ（CuAl2）相；没加Cu的合金组织为α+Si+β（Mg2Si）。当合金中Cu量与Mg量的比列为2.1时，β（Mg2Si）相会从合金组织中完全消失，只剩下α+Si+Q相；当Cu量与Mg量比大于2.1时，除α+Si+Q三相外还有θ（CuAl2）相。根据相图（60%Al及8%Si合金）实验结果计算得出：在高Cu、低Mg的Al-Si合金中，最终凝固的组织是（Al）+θ+Q+（Si）。（a）90%Al的Al-Si-Cu-Mg四元系的相图（b）相图计算图3.2Al-Si-Cu-Mg系相图从实验结果分析可知，Q相有良好的高温强化效果及耐热性，在室温下β相比θ相的强化效果还好，但耐热性最差。因此在计算合金成分的配比时，可以有θ相的出现但要避免β相的出现；另外在四元系相图中，既定的固溶温度下Cu的固溶度比Mg的大。在工业Al-Si-Cu-Mg合金系中，一般为高Cu低Mg，这也是现在成分设计要考虑的因素之一。在正常凝固过程中各相析出如表3.1。表3.1工业Al-Si-Cu-Mg合金凝固过程中可能的相反应ReactionSuggestedTemperature/℃1developmentofα-Aldendrite2aL→Al+Al15Fe3Si25902bL→Al+Al15Fe3Si2+Al5FeSi5903L→Al+Si5774L→Al+Si+（Al5FeSi）5755L→Al+CuAl2+Si+（Al5FeSi）5256L→Al+CuAl2+Si+Al5Cu2Mg8Si6507图3.3铸态试样DSC升温曲线从图3.3的DSC升温曲线可以较好地确定固溶处理温度，清楚的看出升温过程中吸热特征。在485℃~550℃范围之间，可以看到明显的吸热峰，见图中标注，其相应的熔化反应为：吸热峰（512℃）：Al+CuAl2+Si+Al5Cu2Mg8Si6®Liq吸热峰（538℃）：Al+CuAl2+Si®Liq由相图可知，吸热峰512℃、538℃分别对应的是低熔点四元共晶体和三元共晶体，从吸热峰的范围可知，四元共晶体的数量远远小于三元共晶体的数量。根据平衡热处理规范，固溶处理的温度必须低于512℃，如果高于此温度将会导致晶界的熔化或过烧，对合金的力学性能（尤其是塑性）和耐蚀性产生不利影响。但是温度过低析出相溶解太慢，不能保证完全固溶，所以综合考虑热处理炉的控温误差、析出相的溶解速度等因素，下面的固溶处理温度选择485℃。（a）4h固溶 （b）8h固溶（c）12h固溶 图3.4Sr变质合金在485℃下不同时间后的显微组织（a、b、c）图3.4为砂型固溶处理后的显微组织，为试验合金485℃保温不同时间（单步固溶）的显微组织变化，从图中可以看出485℃固溶，一开始组织中存在很多未溶解的富Cu相，随固溶时间的延长富Cu相的溶解逐渐增多，富Cu相开始断开、紧缩、细化，然后熔入α-Al基体中。从图（a）与图（b）的对比来看，富Cu相均相应变小，但变化的程度较小，说明组织中仍有较多数量的Al5Cu2Mg8Si6相和CuAl2相未溶解。图（c）中进一步延长保温时间，一直到12h，富Cu相减小较为明显，表明已经有相当数量的Cu相溶解，但并未完全溶解。所以在485℃固溶温度下，富Cu相的溶解需要很长时间。从微观组织的观察与DSC升温曲线上吸热峰的分析。如果仅在485℃固溶温度下，只有进一步延长固溶时间，才能使组织中的富Cu（主要指CuAl2相）充分溶解。因此，为了加速富Cu（指CuAl2相）相的溶解。进一步以两步固溶法来研究CuAl2相的溶解行为。图3.5两步固溶处理样品DSC升温曲线图3.5为样品485℃+4h后升温至505℃保温不同时间的DSC升温曲线。从图中可以看出，505℃保温4h（总时间为8h），吸热峰（2）显著减小（图中区域B），说明已有较多的CuAl2相溶解；进一步延长保温时间至8h（总时间为12h），吸热峰（2）基本消失，说明组织中的富Cu相已基本固溶于α-Al基体中。与一步固溶法相比，采用两步法固溶处理，在总时间相同的情况下，可大大加快了CuAl2相的溶解速度，使得较多的Cu原子固溶到基体中。（a） （b）（c）图3.6两步固溶处理工艺后的显微组织（a）485℃+4h，505℃+4h(b)485℃+4h，505℃+8h(c)轻微过烧图3.6可以看出485℃保温4h，使之减小，即部分四元共晶体发生溶解；通过图3.6（a）与（b）相比，固溶12h的试样中富Cu相熔化的区域比固溶8h要多，由此可以看出在一定范围内随着时间的延长，CuAl2熔化的区域逐渐增多。但随着固溶处理温度上升至510℃，低熔点的四元共晶体发生轻微的熔化（或过烧）如图3.6（c）所示。一旦出现液相，在表面张力的作用下，液相收缩成团状、球状或多角形的复熔物，合金的力学性能急剧下降。3.3富Cu相溶解行为分析固溶处理过程中，第二相的溶解强度（速度）决定于溶质原子基体中的扩散强度（速度）。因此，第二相的溶解方程可表达为式(3-1)：g+ag0+a式（3-1）中：g和g0分别表示在t和t0时共晶体积分数；Ds为溶质原子在固相中的扩散系数，×10-5m2/s；l0为初生相二次枝晶臂间距的一半，m；a=(CM-C0)/Cβ，其中C0是初生相所含溶质的最大浓度，CM是合金的平均浓度，Cβ是第二相中溶质原子的浓度，当固溶处理温度接近最大溶解温度，CM=C0即：a=0。式（3-2）可简化为：gg0=式(3-2)中g/g0表示组织未溶解的第二项体积百分数与扩散系数Ds、二次枝晶臂间距及均匀化时间的关系。当固溶温度（Ds变大）提高及延长固溶时间可以强化第二相的溶解；二次枝晶臂间距越小，意味着溶质原子的扩散距离变短，可加速组织均匀化。根据实际扩散机制的系数Ds确定：在固体中扩散是物质迁移的唯一方式，其原子（或分子）由于热运动不断从发生位置迁移。主要的扩散机制有交换机制、间隙机制、空位机制以及界面（如位错）机制等。Cu在Al固溶体中扩散，主要是通过空位和位错进行的，由于空位机制所需要的激活能较小，所以空位扩散的几率较大。根据阿累尼乌斯方程，扩散系数可表达为式（3-3）[38]：Ds=D0ecp式（3-3）：D0为扩散常数；R为气体常数，R=8.314J/(molK)；ΔU为置换扩散时所需的原子迁移能，ΔUV为置换扩散过程空位的形核能，则Q=ΔU+ΔUV，代表每摩尔原子的激活能；T为绝对温度。一般地，扩散激活能越小，空位越多，扩散系数Ds就越大。固溶体中空位的来源有两方面：（1）在非平衡凝固阶段，由于冷却速率较快，原子不能及时迁移、排列，导致晶体产生缺陷（空位与位错）；（2）晶体中存在空位，在一定温度下浓度恒定，温度越高，平衡空位的浓度越大。固溶处理升温过程中，原子越活跃，空位就越多。根据文献[25]：D0(Cu)=0.84×10-5m2/s，Q(Cu)=136×103J/mol，考虑到Al-Si-Cu-Mg四元系合金三元及四元共晶转变温度，取固溶温度：485℃和505℃。可计算出扩散系数Ds，分别为：D485℃=3.58×10-15m2/s，D505℃=6.23×10-15m2/s。比较之后可以看出，合理提高固溶处理温度，可大大提高溶质原子的扩散系数。从两步固溶处理工艺与一步固溶处理工对比可知，第二步提高了固溶处理温度，合金中的富铜相已经基本固溶到α-Al基体中。从目前试验来看，在保证基体中低熔点共晶相不发生过烧或熔化的前提下，尽量提高固溶处理的温度。不仅利于提高合金的力学性能，同时也大大地节约能源，缩短生产周期。3.4固溶处理工艺对合金力学性能的影响图3.7不同固溶处理对合金硬度的影响从图3.7中可以看出，不同固溶工艺对合金的硬度有着显著的影响，温度在10h之前，硬度随着固溶时间的增加硬度逐渐增大，因为随着固溶时间的加长，富Cu相的溶解增大，所以硬度也随之增大；温度在10h后，硬度开始下降，因为固溶时间的延长Si相开始变粗，出现小面，因此硬度开始下降。比较两种不同固溶工艺可以看出两步固溶得到的硬度比一步固溶硬度整体都高。另外固溶温度也对硬度的变化起着一定的影响，固溶温度在485℃~505℃的范围内，硬度都是呈上升趋势，合金中的出生第二相不断的溶解进入基体，并在冷却的过程中未出现析出，增加了合金基体的固溶度，使得固溶强化效果显著，合金硬度有所提高；在505℃均匀化之后，硬度开始下降，由于合金接近512℃熔化（或过烧）导致合金硬度逐渐降低，部分出生相在均匀化过程中熔化并氧化，大大降低合金的硬度。3.5铝硅合金断裂行为3.5.1断口形貌微观特征图3.8为未变质Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金拉伸断口形貌。从低倍断口形貌图（a）来看，整个断口面较为平坦。共晶Si周围伴着解理台阶和较粗大的撕裂棱，再其解理面上还可以观察到明显的二次开裂如图（b）所示。从图（c）中还可以观察到断口表面富Cu的金属间化合物，其相应的EDAX分析见图（d）。显然，这些脆性金属间化合物类似于共晶Si相，在拉伸变形过程中，由于周围应力（或应变）作用，率先开裂，成为裂纹源，必将影响合金断裂特征。从整个断面层观察微观形貌，其断裂机制属于准解理断裂。图3.8未变质合金断口形貌特征（铸态）图3.9为Sr变质Al-10%Si-3.5%Cu-0.35%Mg合金拉伸断口形貌，图（a）为低倍观察断口形貌特征。与未变质的合金相比，此图表面呈波涛起伏的“山峦”状，还存在一些细密、弯曲且取向杂乱的撕裂棱。图（b）和（c）为不同视场的高倍组织，从中可以看到断口表面一些大小不等、形状不规则的较小且浅的韧窝。图（c）中韧窝的断口边缘可观察到断裂的富Cu相，其相应的EDAX分析如图（d）所示。显然，CuAl2相作为脆性的金属间化合物，将增加裂纹源的数量。Sr变质的二元