铝硅合金硅相演变及其对力学性能的影响
试验研究特种铸造及有色合金 2001年第6期
铝硅合金硅相演变及其对力学性能的影响
东
南
大
学 孙 瑜X 陈 晋 孙国雄
l Si 合金中富硅相在固溶过程中形貌的演变。结果表明:固溶初期, 硅相发生缩颈、钝化、溶断并伴摘 要 用SE M 观察A-随长大; 随后硅相的长大是受扩散控制的粗化过程, 且符合LSW 粗化模型; 固溶后期, 硅相形貌恶化并出现棱角小面和搭接特征。通过定量金相测量及回归分析, 硅相的形态对合金的力学性能影响显著。
关键词:A -l Si 合金 力学性能 硅相演变
中图分类号:TG146. 2+1; TG146. 5+5 文献标识码:A 文章编号:1001-2449(2001) 06-0001-03
铸造A-l Si 合金广泛应用于航天、航空、汽车、机械等行业[1]。Si 是该类合金组织中的第二相, 它改善了合金的铸造性能, 其形状和分布与合金的力学性能密切相关。如Si 相细小、圆整、分布均匀, 既提高力学性能, 又改善合金的加工性能[2~4]。关于热处理对二元A-l Si 合金力学性能的影响, 一般认为, 热处理强化效果不大[5]; 但也有报道, 固溶过程中因Si 相形貌的钝化, 改善了塑性基体(Al 基) 与硬质颗粒(Si 相) 的力学场气氛, 导致合金力学性能(尤其是伸长率) 的提高。同样, 对硅相在固溶过程中变化的认识也存在较大分歧
[6]
2 结果与讨论
2. 1 Si 相形貌演变
深腐蚀硅相形貌随不同固溶时间的变化过程, 见图
1a~图1i 。图1a 为Sr 变质AlSi12. 5合金铸态共晶硅形貌, 共晶硅呈纤维状(可见少量颗粒状硅相) , 其主干或分枝上, 多处存在/瓶颈0的特征, 且端部较为圆滑。A-l Si 合金变质处理后, 共晶硅转化为纤维状, 呈多面生长行为, 择优方向为, 少数为, 含高密度{111}复合孪晶, 这种复合孪晶决定了纤维状共晶硅的生长和分枝方式。
图1b~图1f 为固溶初期深腐蚀硅相形貌演变过程。Si 相发生缩颈、溶断并伴随长大, 直到250min, Si 相的溶断过程基本结束, 进入粒化阶段。从图1b 中可明显观察到, Si 相的缩颈发生在纤维状共晶硅的特定部位, 一般发生在硅相分叉处及本身存有/瓶颈0的特定部位。因为这些部位存在有Si 原子错排, 造成晶体缺陷, 必然导致能态不均匀。因此, 在固溶过程中, 这些部位在热作用下, 率先发生缩颈, 随着固溶时间的延长, 共晶硅溶断, Si 相的端部、分叉处, 倾向于变圆、变钝。这是由于共晶硅在热作用和曲率效应的综合作用下, 力求降低其表面能而进入伴有生长形状规则化和粒状化(球化) 阶段。从深腐蚀形貌照片来看, 共晶硅在固溶初期发生一系列的变化, 很大程度上取决于其原始形貌, 即依赖于变质元素的选用以及变质方法、冷却速度等工艺措施。固溶中期(250~400min) , 硅相的形态、大小并没有发生明显的变化, 这是由于硅相的溶解与扩散基本趋于平衡, 硅颗粒的长大速度较为缓慢, 但其圆整度进一步提高(见图1f 、图1g) 。随着固溶时间的延长(600min 以后) , 硅颗粒圆整度并没有进一步提高, 形貌反而发生恶化, 表现为块状、角状特征。
[8]
。本研究选
用了近共晶A-l Si 合金, 研究Si 相在固溶过程中的演变并分析它的形态对合金力学性能的影响。
1 试验方法
1. 1 试样制备
试验合金为工业常用的ZAlSiD-0(硅铝明) , 在电阻炉内用石墨坩埚进行熔化、精炼除气, 静置5~10min, 720e 浇注标准拉伸试样(金属型预热250e ) 。热处理过程在马弗炉中进行, 固溶温度为(535? 5) e , 时间定为:20~2000min, 室温水淬。拉伸试验在WJ-10型机械万能试验机上进行, 拉伸速率为0. 1mm/s 。1. 2 金相检测
在拉断试棒上截取金相试样。用体积分数为0. 5%的HF 水溶液浅腐蚀, 在OLMPUS(BX-60M ) 金相显微镜上放大1000倍, 观察并记录硅相形貌, 随后用计算机定量金相检测软件处理并测定硅相形貌特征参数。每个试样随机选取15个视场, 观测硅相颗粒的平均当量直径和形状系数SF
[7]
(SF=4P A /P , A 为颗粒面积,
2
P 为颗粒周长) 。对以上试样以U (HF) =7%水溶液深腐蚀后在SE M 上观察硅相形貌演变。
X 孙瑜, 男, 1963年出生, 讲师, 博士研究生, 东南大学机械系, 南京四牌楼(210096) , 电话:025-3792456 收稿日期:2001-08-08
1
2001年第6期
除了棱角小面特征, 在固溶的后期还出现Si 相颗粒相互搭接, 连成一体(见图2c) 。颗粒之间接触, 交线轮廓清晰可见, 且接触面积较大, 连接紧密, 可以看成是一个完整的大颗粒。由于合金中Si 含量较高且固溶时间较长, 颗粒粗化相互碰接是可能的。当颗粒间接触面上晶面位向以及其上的原子的排序相近或相同, 匹配较
a. 铸态
b. 40mi n
c. 60
min
好, 符合晶体生长的条件时, 颗粒搭接就可能如此完好, 这与前面观察到的棱角小面特征有一定的联系, 如果是这样, 可推测硅相的粗化是沿特定位向进行的; 但同样也很难排除是由较大的长条状Si 相未完全溶断造成的, 即未来得及完全溶断的Si 相在固溶中、后期开始粗化一直保留到最后。对于固溶后期所出现的两种现象, 有待进一步探讨。
d. 100min e. 150min f. 250
min
2. 3 定量金相分析
图3为硅相颗粒的形状系数随固溶时间的变化曲线图。固溶20min, 形状系数约0. 650, 固溶100min 形状系数可达0. 765, 固溶250min 形状系数上升至0. 9左右, 可见硅相在固溶初期溶断、球化过程较快, 这与固溶初期硅相形貌的演变相吻合。随着固溶时间的进一步延长, 相貌趋于规整, 圆整度越来越高, 500min 左右形
g. 400min h. 600min i. 800min
图1 硅相形貌随固溶时间的演变(535e )
状系数可达0. 926, 基本接近于圆形并趋于稳定。600min 以后, 随着固溶时间延长, Si 相颗粒的形状系数并没有进一步提高, 略有下降, 这与固溶后期硅相形貌的恶化(棱角小面和搭接) 是一致的。过分延长固溶时间, 并不能使Si
相的形貌得到进一步改善。
2. 2 棱角小面和搭接现象
图2a 为固溶2000min 硅相形貌(低倍) , 视场中可见一定数量块角状共晶硅, 图2b 、图2c 为局部高倍形貌, 可清晰观察到棱角小面特征。Si 晶体属于面心立方晶格, 具有钻石结构。定向凝固研究表明, 对于未变质的A-l Si 共晶合金中, A +Si 相间共生生长是一种非常松散的耦合方式, Si 相为领先相, 深入到液相中, 生长界面是非等温面的, 具有明显的棱角小面特征, 其惯性面为{111}。但目前的工艺条件为535e 下保温, 固溶中、后期Si 相的长大是由扩散控制的, Si 原子通过基体扩散向颗粒迁移, 附着在颗粒的表面, 具有一定的选择性(或择优性) , 按一定的位向排列, 使Si 相颗粒呈现出棱角
小面特征。
图3 硅相颗粒的形状系数随固溶时间的变化(535e )
从试验来看, 固溶250min 硅相基本溶断, 进入粒化阶段。图4为硅相颗粒的平均当量半径R 随固溶时
间的变化曲线, 曲线的变化大致分为两个阶段:¹从250~400min, 硅相的溶解与扩散趋于平衡, 硅颗粒长大较慢, 曲线平坦, 这与图1e, 图1f 的组织观察是一致的; º600min 后, 硅相的长大主要受扩散控制, 其长大过程是在系统力求降低其表面能的情况下, 较大的颗粒靠消耗较小的颗粒而长大, 试验中的R 3数据点基本落
3
a. 固溶2000min 硅相形貌(低倍)
b. 局部高倍形貌(1) c. 局部高倍形貌(2)
在直线上, 服从LSW 粗化模型
[9]
。
图2 固溶后期Si 相小面积搭接特征
2. 4 硅相形态与力学性能相关性
一般生产中经热处理强化的A-l Si 合金, 都加入强
铝硅合金硅相演变及其对力学性能的影响
2 蒙多尔夫L F 著. 铝合金组织与性能. 王祝堂, 张振路, 郑璇等译. 北京:冶金工业出版社, 1988.
3 Shi vkomar S, Ricci S, Steenhoff D et al. An Experi mental Study to Opti miz e the Heat of A356Alloys. AFS Trans, 1989, 138:791~810
4 Pan E N, Hu J F, Fan C C. Solution -Treatment Condi tions for Opti mal Tensile Properties in A357Alloy. A FS Trans, 1996, 152:1119~1132
5 有色合金及热处理编写组. 有色合金及热处理. 北京:冶金工业出版社, 1986.
6 Meyers C W, Saigal A, Berry J T. Frac ture Related Properties of Alumi num A357-T6Cast Alloy and Their Interrelation with Micros tructure. AFS Trans, 1983, 35:281~288
7 Cas tle man K R C 著. 数字图像处理. 朱志刚, 石定机译. 北京:电子工业出版社, 1998.
8 黄良余. A-l Si 合金变质机理的发展和新观点. 特种铸造及有色合金, 1995(4):30~32
9 费豪文著. 物理冶金学基础. 卢光熙, 赵子伟译. 上海:上海科学技术出版社, 1980.
图4 共晶硅在固溶处理中的粗化过程
化元素Mg 和Cu, 通过固溶处理获得过饱和的固溶体, 在随后的时效过程中形成弥散Mg 2Si, CuAl 2的强化相, 强化相对合金的力学性能影响较大。为此, 试验中仅考察A-l Si 合金的力学性能(T4态) 与形状系数的关系, 这
样更能反映硅相形态与合金力学性能的关系, 根据图3形状系数随固溶时间的变化规律, 固溶时间取100mim, 200min, 400min, 600min, 800min 。以形状系数、R b 和D 绘制成图5, 从图5中容易发现:R b 和D 与形状系数呈近似线性关系, 图5中不带标记的虚线由线性拟合的回
归方程所确定。
(编辑:陈渭臣)
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3 结 论
(1) 硅相在固溶过程中经历了缩颈、溶断、粒化、粗化过程。固溶初期, 硅相以缩颈、溶断为主, 同时伴随长大, 250min 左右基本溶断; 250~400min, 硅相的溶解和扩散趋于平衡, 硅相的粗化较为缓慢; 600min 后, 硅相的粗化主要受扩散控制, 且服从LSW 粗化模型。
(2) 固溶后期, 出现棱角小面和搭接特征, 其原因尚需进一步探讨。
(3) AlSi12. 5合金的力学性能指标与硅相的形状系数高度线性相关, 硅相的形态、大小对合金力学性能有着显著的影响。
参 考 文 献
1 熊艳才, 刘伯操. 铸造铝合金现状及未来发展. 特种铸造及有色合金,
1998(4) :1~5
电话:(0571) -88062120
3
Co -Sponsored b y the Foundry Institute o f Chinese Mechanical Engineering
Society and the Wuhan Mechanical Technolo gy Institute
SPECIAL CASTING &NONFERROUS ALLOYS
No. 6 2001 Bimonthly (Series:No. 122)
CONTENTS & ABSTRACT
Evolution of Si P hase in A -l Si A lloy and It s Effect on Me -chanical Properties Sun Yu Chen Jin S un Guoxion g (SoutheastUniversity, Nanjing, China)2001(6)01~03A bstract The evolution of Si phase in A-l Si alloy during solid solution treatment has been observed by SE M. The results sho wed that Si phase under goes nec king, stubbing, fra gmenta tion a nd growth in the initial stage; and then the gro wth of Si phase is a c oa rsening process contr olled by diffusion and follows LSW model; the morphology of Si phase deteriora tes due to the occur -rence of facets and la p in the final stage. The morphology of Si phase has a rema rkable e ffect on mechanical properties of A-l Si alloy by quantitative metallographical mea sure ment and regression a nalysis.
Key W ord s:A -l Si Alloy, Mechanical Properties, Evolut ion of Si Phase
The Heredity of P roperties of Eutectic A luminu m -silicon Al -loy Cheng G ang F an G ang (KunmingUniversity of Science a nd Technology , Kunming, China) 2001(6)04~05
A bstract The micr ostruc ture a nd properties as well as quality of A-l Si alloy were obviously improved due to a he redity gene trans -ferring to the structure of solidified solid A-l Si alloy through di-f ferent c old working defor mation, na tural a ging treatment and re melting technology based on the heredity effec t of micr ostruc -ture and mechanical properties and its he redity mechanism. The various treated alloys have wide applica tion prospects Key W ords:Eutectic A -l Si A lloy, Heredity, Cold W orking, R emelting
M icrostructure and Properties of C ast Mg -RE -Zn -Zr Alloys Y u Kun Li W enxian Zh ang Sh ijun (CentralsouthUniversity, Changsha, C hina)2001(6)06~08
A bstract Mg -RE(RE=La, Ce, Nd, Y) maste r alloy and the three e xperimental alloys, including Mg -MM -Zn -Zr, Mg -Nd -Zn -Constituent and Structure of Sur face Oxidation F ilm of Mg A lloy C asting in ory Graphite silica Sand M old P an Yingjun (Wuhan University of Science and Technology , Wuhan, China) Wei Bokang Lin Hantong (Huazhong University of Science a nd Application of M ischm etal in A -l Si A lloy for P iston Cai Hu im in Ch en Jinsh ui Sun Y ongf ang Zh ang Xueguang (TianjingUniversity, Tianjing, China) 2001(6)09~10Ab stract I nfluence of mischmetal addition on the pr operties of Z L108alloy at ambient and high te mperature was studied. The trea tment technology and addition of mischmetal have been dete r -mined, and addition of w (mischme tal) =1. 5%has optimum modification effect. The effect modified by mischmetal is similar to those of by sodium, but pr operties of misc hme tal modified A-l Si at high tempera ture are better. The dimensional stability a nd durality of w (mischmetal) =1. 5%treated ZL108alloy for the piston c ould mee t the technical requirements for 492QS gasoline engine
Key W ords:Gasoline Engine, Piston, A -l S i A lloy, mis -chm etal T reatm ent
Zr and Mg -Nd -Y -Zr, were prepared under flux pr otec tion a nd
hea-t trea ted in atmosphe ric environment. Mec hanical propertie s, including hardness, tensile strength a nd elongation, and the m-i crostructures of alloy in different heat treated conditions were e x -amined. The results sho we d that Nd, Y containing the exper-i mental alloy have better hea-t treated strengthening effect so that its hardness and tensile strength were highe r than those of con -ventional Mg -MM -Zn -Zr alloy. Finely dispersed RE containing strengthening phase precipitated from super -sa turation solid solu -tion phase not only raise the strength but also increase the ducti-l ity of Mg alloy, and then make alloys c hange from brittle frac ture into tough fracture.
Key W ords:Mg Alloy, R E, Microstructure and P roperties