何克準(zhǔn), 于福曉, 趙大志, 左 良

(1．東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110004；2．東北大學(xué) 材料電磁過(guò)程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110004)

磷變質(zhì)對(duì)Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni變形合金初晶硅形貌與室溫拉伸性能的影響

何克準(zhǔn)1, 于福曉2, 趙大志2, 左 良1

(1．東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110004；2．東北大學(xué) 材料電磁過(guò)程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110004)

研究了磷變質(zhì)對(duì)半連續(xù)鑄造Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni變形合金初晶硅形貌與室溫拉伸性能的影響。結(jié)果表明：磷變質(zhì)處理后，鑄錠(直徑100 mm)中初晶硅形核率增加、顆粒分布均勻，其心部初晶硅平均尺寸由未變質(zhì)處理的37 μm細(xì)化到19 μm；鑄態(tài)變質(zhì)處理合金室溫抗拉強(qiáng)度為265 MPa，T6狀態(tài)抗拉強(qiáng)度為345 MPa；實(shí)現(xiàn)了大壓下量熱變形，熱變形變質(zhì)處理合金在T6狀態(tài)下，抗拉強(qiáng)度達(dá)到383 MPa，伸長(zhǎng)率為1.15%。

Al-Si合金；初晶硅；磷變質(zhì)；熱變形；拉伸性能

1 實(shí)驗(yàn)

將一定量工業(yè)純Al、Si以及中間合金（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Al-49.7%Cu、Al-9.85%Ni、Al-4.93%Zr和Al-4.96%Ti在50 kW中頻感應(yīng)爐中熔煉。金屬液轉(zhuǎn)移到中間包后加入工業(yè)純Mg、Zn及Al-4.85%P中間合金 (后者僅限磷變質(zhì)處理合金)，所得合金的名義化學(xué)成分見(jiàn)表1。對(duì)未變質(zhì)處理和變質(zhì)處理兩種金屬液進(jìn)行除氣并靜置處理后，于830 ℃進(jìn)行半連續(xù)鑄造，獲得直徑為100 mm的兩種合金鑄錠。分別從兩種鑄錠上取尺寸為80 mm×70 mm×70 mm的試樣進(jìn)行熱變形。熱變形試樣在旋風(fēng)保溫爐中升溫至480 ℃后保溫1 h，隨后取出在壓力機(jī)上進(jìn)行3道次鐓粗，前兩道次壓下量均為30%，最后一道次壓下量為50%，3個(gè)道次鐓粗方向均相互垂直，道次間試樣均回爐保溫20 min。

表1 研究合金的名義化學(xué)成分Table 1 Nominal chemical composition of studied alloys (mass fraction, %)

在鑄錠1/2半徑處、心部部位和熱變形試樣的中部截取金相試樣，經(jīng)研磨拋光后，用Leica DMI5000M型金相顯微鏡和JEDL?7001F型掃描電鏡觀察試樣的微觀組織。在放大100倍視域下選3個(gè)隨機(jī)視場(chǎng)利用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)初晶硅顆粒的尺寸。依據(jù)ASTM B 557-06 標(biāo)準(zhǔn)制備室溫拉伸試樣。拉伸試樣的取樣部位為鑄錠心部和熱變形試樣的中部。拉伸試樣的T6處理過(guò)程是: 鹽浴爐500 ℃固溶2 h，水淬后，馬弗爐150 ℃時(shí)效16 h。用SANS拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)測(cè)試室溫力學(xué)性能，拉伸速度1 mm/s，力學(xué)性能指標(biāo)取4個(gè)拉伸試樣力學(xué)性能的平均值。用SSX?500型掃描電鏡觀察拉伸試樣斷口。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金鑄態(tài)顯微組織

圖1所示分別為未變質(zhì)處理和變質(zhì)處理合金的鑄態(tài)顯微組織。由圖1可見(jiàn)，微觀組織由初晶硅、α(Al)枝晶(每個(gè)初晶硅顆粒在α(Al)枝晶根部被包裹，這種組織也稱(chēng)為暈狀組織)和枝晶間的共晶組織(共晶鋁、共晶硅和金屬間化合物)所組成，圖1中黑色多角形塊狀的物質(zhì)為初晶硅，黑色不規(guī)則狀的物質(zhì)為共晶硅，灰色的物質(zhì)為金屬間化合物。對(duì)比未變質(zhì)處理和變質(zhì)處理合金的組織可知，未變質(zhì)處理合金的初晶硅較為粗大且分布不均勻，變質(zhì)處理合金的初晶硅較為細(xì)小而且分布相對(duì)均勻彌散。變質(zhì)處理合金的初晶硅質(zhì)點(diǎn)數(shù)大量增加，說(shuō)明鑄造過(guò)程中初晶硅形核率增加。圖2所示為鑄錠1/2半徑處和心部初晶硅顆粒尺寸分布：未變質(zhì)處理合金的初晶硅顆粒平均尺寸分別為25和37 μm；變質(zhì)處理合金的分別為15和19 μm。鑄造過(guò)程中鑄錠心部的冷卻強(qiáng)度小于外圍部分是心部初晶硅尺寸較為粗大的原因。

變質(zhì)處理合金初晶硅細(xì)化的原因之一為AlP異質(zhì)形核。根據(jù)文獻(xiàn)[9?11]，AlP與Si都是金剛石結(jié)構(gòu)，且晶格常數(shù)接近(aAlP=0.545 nm，aSi=0.542 nm)。合金液經(jīng)變質(zhì)處理后，AlP顆粒(熔點(diǎn)為1 060 ℃)在鑄造過(guò)程中為初晶硅的析出提供了結(jié)晶襯底，使初晶硅的形核率增加，促進(jìn)初晶硅的細(xì)化。圖3所示為初晶硅內(nèi)部的小孔洞的能譜分析結(jié)果。由圖3可見(jiàn)，孔洞中物質(zhì)含有Al和P。金相試樣制備過(guò)程中發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)2AlP+3H2O→2H3P↑+Al2O3，使作為初晶硅形核襯底的AlP部分剝離而形成孔洞[12]。半連續(xù)鑄造過(guò)程中初晶硅獲得相對(duì)較大的過(guò)冷度[8]是變質(zhì)處理合金初晶硅細(xì)化的另一原因。在鑄造過(guò)程中初晶硅的形核率隨其獲得的過(guò)冷度的增大而增大。對(duì)于超過(guò)一定尺寸的合金鑄坯，直接水冷半連續(xù)鑄造所能達(dá)到的冷卻能力比砂型鑄造或金屬型鑄造的高，因而本實(shí)驗(yàn)利用半連續(xù)鑄造結(jié)合磷變質(zhì)處理制備的合金鑄錠，初晶硅顆粒得到良好細(xì)化。

圖1 合金鑄態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast alloys: (a), (b), (c) Unmodified alloy; (d), (e), (f) Modified alloy; (a), (b), (d), (e) Half radius region of billet; (c), (f) Central region of billet

從圖1(b)和(e)中還可以觀察到，未變質(zhì)處理合金的共晶硅細(xì)密，而變質(zhì)處理合金的共晶硅較為粗疏。BERCOVICI[13]、GOSH和KONDIC[14]曾發(fā)現(xiàn)添加磷能使Al-Si合金的共晶硅發(fā)生粗化。DAHLE等[15]認(rèn)為共晶硅的生長(zhǎng)形貌和共晶硅的形核率有關(guān)，Al-Si合金凝固過(guò)程中如果共晶硅的形核率較小，則共晶硅的晶核數(shù)量較少，共晶硅固液界面也較小，那么共晶硅的生長(zhǎng)速度較快，形貌細(xì)密；反之，如果共晶硅的形核率較大，則共晶硅較為粗疏。根據(jù)這一理論，在半連續(xù)鑄造過(guò)程中，變質(zhì)處理可能在增加初晶硅形核率的同時(shí)也增大了共晶硅的形核率。此外，變質(zhì)處理合金的α(Al)枝晶細(xì)密且生長(zhǎng)方向性明顯，鑄錠1/2半徑處α(Al)枝晶生長(zhǎng)方向與水平方向約呈17?，心部α(Al)枝晶生長(zhǎng)方向與水平方向約呈70?。未變質(zhì)處理合金的α(Al)枝晶較為粗大且方向性沒(méi)有變質(zhì)處理合金的明顯。

2.2 合金熱變形后顯微組織

圖2 初晶硅顆粒尺寸分布圖Fig.2 Size distribution of primary Si particles: (a), (b) Unmodified alloy; (c), (d) Modified alloy; (a), (c) Half radius region of billet; (b), (d) Central region of billet

圖3 AlP形核核心(圖中箭頭所指)的SEM像和元素面掃描結(jié)果Fig.3 SEM image showing AlP nucleating site (marked by arrow) and elemental map scanning results: (a) SEM image; (b) Al; (c) Si; (d) P

圖4 AlP形核核心的EDS譜Fig.4 EDS pattern of AlP nucleating site of primary Si particle

圖5所示為熱變形合金經(jīng)T6處理得到的組織。對(duì)比圖1可以觀察到，熱變形后α(Al)枝晶基本消除，不規(guī)則狀的共晶硅和金屬間化合物演變?yōu)轭w粒狀分布在鋁基體上。共晶硅和金屬間化合物的顆?；瘜?shí)際上在熱變形前的保溫過(guò)程中受表面能減少的驅(qū)動(dòng)已經(jīng)完成，熱變形只是在改變?chǔ)?Al)枝晶形貌的同時(shí)，改變了顆粒的分布。未變質(zhì)處理合金的部分初晶硅發(fā)生了破碎(圖5(a)中箭頭所指)，有的初晶硅內(nèi)部產(chǎn)生了裂紋，熱變形對(duì)未變質(zhì)處理合金組織產(chǎn)生不利影響。變質(zhì)處理合金的初晶硅基本沒(méi)有發(fā)生破碎。未變質(zhì)處理合金的初晶硅尺寸較大，且合金中強(qiáng)化元素含量較高，熱變形過(guò)程中在初晶硅顆粒的周?chē)鷷?huì)形成較大的應(yīng)力集中，當(dāng)初晶硅所受的應(yīng)力超過(guò)其強(qiáng)度極限時(shí)，初晶硅便發(fā)生破碎。變質(zhì)處理合金的初晶硅顆粒較小，在熱變形過(guò)程中初晶硅顆粒周?chē)膽?yīng)力集中較小，因而變質(zhì)處理合金的初晶硅不易發(fā)生破碎。

2.3 合金室溫拉伸性能

表2所列為未變質(zhì)處理和變質(zhì)處理合金的室溫拉伸性能。與未變質(zhì)處理合金的抗拉強(qiáng)度207 MPa相比，變質(zhì)處理合金鑄態(tài)的抗拉強(qiáng)度為265 MPa，增加了58 MPa。經(jīng)T6處理后，未變質(zhì)合金抗拉強(qiáng)度提高到298MPa，變質(zhì)處理合金則提高到345 MPa。變質(zhì)處理合金經(jīng)過(guò)熱變形加T6處理后，抗拉強(qiáng)度進(jìn)一步提高，達(dá)到383 MPa，而未變質(zhì)處理合金經(jīng)熱變形加T6處理后的抗拉強(qiáng)度與其鑄態(tài)加T6處理的相比有所下降。變質(zhì)處理合金經(jīng)過(guò)熱變形后初晶硅基本沒(méi)有發(fā)生破碎，共晶硅與未溶解金屬間化合物顆?；?見(jiàn)圖5(c)和(d))，上述組織與T6處理形成的沉淀硬化相的共同作用使合金的抗拉強(qiáng)度得到提高。未變質(zhì)處理合金經(jīng)熱變形后部分粗大初晶硅發(fā)生破碎或內(nèi)部產(chǎn)生裂紋(見(jiàn)圖5(a)和(b))，拉伸試樣被加載時(shí)，微孔于初晶硅破碎處預(yù)先形核，因而未變質(zhì)處理合金經(jīng)熱變形后抗拉強(qiáng)度下降。

語(yǔ)言技能課程的授課教師需要在日常教學(xué)中，挖掘教材，拓展教學(xué)內(nèi)容，培養(yǎng)學(xué)生對(duì)語(yǔ)言和文化的敏感及審美意識(shí)，在教學(xué)中體現(xiàn)人文意識(shí)，滲透人文情懷，滋養(yǎng)人文精神，培養(yǎng)具有較高人文素質(zhì)、厚實(shí)的英語(yǔ)語(yǔ)言文學(xué)知識(shí)的英語(yǔ)人才，實(shí)現(xiàn)從語(yǔ)言技能培訓(xùn)轉(zhuǎn)向人文專(zhuān)業(yè)知識(shí)教育，從工具型畢業(yè)生培養(yǎng)轉(zhuǎn)向?qū)I(yè)人才培養(yǎng)。

表2 合金室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties of alloys at ambient temperature

圖5 合金熱變形后顯微組織(箭頭所指為初晶硅顆粒破碎處)Fig.5 Microstructures of alloys after hot deformation (Fractured primary Si particles are marked by arrows): (a), (b) Unmodified alloy; (c), (d) Modified alloy

圖6所示為未變質(zhì)處理和變質(zhì)處理合金的室溫拉伸試樣斷口形貌。從圖6中可以觀察到，拉伸試樣斷口均存在大量斷裂硅顆粒的解理面。拉伸試樣被加載并剛開(kāi)始產(chǎn)生塑性變形時(shí)，由于初晶硅不可變形，因而在初晶硅顆粒周?chē)纬蓱?yīng)力集中。當(dāng)應(yīng)力超過(guò)初晶硅強(qiáng)度極限時(shí)初晶硅發(fā)生斷裂，在載荷的作用下微孔于初晶硅斷裂處形核，近鄰微孔的連接形成微裂紋，微裂紋的不斷擴(kuò)展直至相互聯(lián)接造成拉伸試樣斷裂。此外，合金鑄態(tài)拉伸試樣的斷口韌窩數(shù)量較少(見(jiàn)圖6(a)和(d))，熱變形后拉伸試樣斷口的韌窩數(shù)量增多(見(jiàn)圖6(c)和(f))，這是由于經(jīng)過(guò)熱變形后鑄態(tài)組織中的α(Al)枝晶基本消除，不規(guī)則狀的共晶硅和金屬間化合物演變?yōu)轭w粒狀分布在鋁基體上，鋁基體更容易進(jìn)行塑性變形。

圖6 未變質(zhì)處理與變質(zhì)處理合金室溫拉伸斷口SEM像Fig.6 SEM images for fracture surfaces of tensile specimens: (a), (b), (c) Unmodified alloy; (d), (e), (f) Modified alloy; (a), (d) As-cast; (b), (e) As-cast+T6; (c), (f) Hot deformed+T6

3 結(jié)論

1) 結(jié)合磷變質(zhì)處理的半連續(xù)鑄造可有效細(xì)化Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni過(guò)共晶鋁硅合金鑄錠(直徑100 mm)中的初晶硅顆粒并改善其分布。未變質(zhì)處理合金鑄錠心部初晶硅平均尺寸為37 μm，變質(zhì)處理鑄錠心部初晶硅平均尺寸則細(xì)化到19 μm。

2) 變質(zhì)處理合金由于初晶硅顆粒尺寸減小經(jīng)過(guò)熱變形后少有發(fā)生破碎；未變質(zhì)處理合金經(jīng)熱變形后部分粗大初晶硅發(fā)生破碎。熱變形中破碎的初晶硅顆粒直接導(dǎo)致力學(xué)性能的降低。

3) 實(shí)現(xiàn)了半連續(xù)鑄造Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni合金的大壓下量熱變形，變質(zhì)處理合金在各種狀態(tài)下力學(xué)性能均較未變質(zhì)處理合金提高。熱變形變質(zhì)處理合金在T6狀態(tài)下，抗拉強(qiáng)度達(dá)到383 MPa，伸長(zhǎng)率為1.15%。

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(編輯 何學(xué)鋒)

Effects of phosphorus modification on morphology of primary silicon particles and mechanical properties of wrought Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni alloy

HE Ke-zhun1, YU Fu-xiao2, ZHAO Da-zhi2, ZUO Liang1
(1. Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Ministry of Education, Northeastern University, Shenyang 110004, China; 2. Key Laboratory of Electromagnetic Processing of Materials, Ministry of Education, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

The effects of phosphorus modification on the morphology of primary silicon particles and mechanical properties of a wrought direct chill (DC) cast Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni alloy were investigated. The results show that the addition of phosphorus increases the nucleation rate of primary Si in the billet (100 mm in diameter) leading to fine and uniform distribution of primary Si particles. The average size of the primary Si particles in the modified alloy in the central region of the billet is 19μm, comparing with that of 37μm in the unmodified alloy. The achieved ultimate tensile strength (UTS) of the modified alloy is 265 MPa in the as-cast state and 345 MPa in T6 condition. Hot deformation of modified and unmodified alloys with high per-pass reduction is carried out. The UTS and elongation of the hot-deformed modified alloy in T6 condition are 383MPa and 1.15%, respectively.

Al-Si alloy; primary silicon; phosphorus modification; hot deformation; tensile property

TG146.2

A

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007AA03Z516, 2008AA030701)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50734006, 50111030)

2009-08-25；

2009-11-22

于福曉，教授，博士；電話(huà)：024-83681749；Email: fxyu@mail.neu.edu.cn

1004-0609(2010)11-2081-07