趙宇光，楊雪慧，徐曉峰，張陽陽，寧玉恒,3

(1.吉林大學 汽車材料教育部重點實驗室, 長春 130022；2. 吉林大學 材料科學與工程學院，長春 130022；3. 大唐東北電力試驗研究所有限公司，長春 130012)

0 引 言

鑄造鋁合金具有密度低、比強度高、組織及性能穩(wěn)定等優(yōu)點，廣泛地應用于航空、航天、汽車、機械等行業(yè)[1]。其中，鋁硅合金因具有良好的流動性、焊接性、耐腐蝕性等優(yōu)點成為鋁合金鑄件中使用最為廣泛的合金(鋁硅合金在鋁合金鑄件的應用中占據(jù)了80%以上)[2]。鋁硅合金按照硅含量不同可分為：亞共晶鋁硅合金、共晶鋁硅合金、過共晶鋁硅合金。其中亞共晶鋁硅合金因經變質及熱處理后可以得到良好的力學性能而在汽車底盤、軌道交通齒輪箱體及飛機發(fā)動機泵體、殼體等方面得到了廣泛應用。

ZL114A合金是Si的質量分數(shù)為7%的亞共晶合金，主要由初生α-Al和(α-Al+Si)共晶相組成，未變質的共晶硅為粗大的針片狀，這會嚴重割裂基體，從而影響合金的力學性能。經過變質處理后，共晶硅形態(tài)會得到顯著改善，從而大大提了高合金的綜合力學性能。經過數(shù)十年的發(fā)展，鋁硅合金的變質劑主要可以分為兩類：一類可以顯著改變共晶硅的形態(tài)，如Na[3-5]、Sr[6-10]、Eu[11, 12]、Ca[13, 14]等；另一類Sb[15]、Y[16, 17]、Yb[18]等變質劑的加入可以細化共晶硅組織，這對改善合金的力學性能具有重要意義。其中，Na鹽和Al-Sr合金是工業(yè)生產中最常用的變質劑。Na鹽變質具有有效時間短(在45 min以內)、腐蝕容器、污染環(huán)境等缺點，已逐漸被淘汰。而Al-Sr合金可以有效避免Na鹽變質的缺陷，尤其是其長達5～7 h的有效變質時間，對鑄件的大批量生產具有重要的意義[19]。

經過長期的應用和研究，人們對鋁硅合金變質基理的認識不斷深入，盡管在一些問題上仍然存在爭議，但某些理論已越來越多的為人們接受，如共晶硅生長的TPRE(Twin-plane Reentrant Edge Mechanism)機制[20]。鋁硅合金的變質機制大體可分為兩類：形核過程中的抑制形核理論[21]，長大過程中的雜質誘發(fā)孿晶理論[22]。Timpel等[10]借助原子探針和透射電子顯微鏡分析了Sr在Al-10Si中的分布，研究發(fā)現(xiàn)共晶組織中Sr與Al、Si形成兩種類型的偏聚(Si atoms are easy to segregate and form Si clusters)。一種是納米尺度的桿狀偏聚，它主要依據(jù)雜質誘發(fā)孿晶機理在硅晶體中形成大量的孿晶。另一種是更加向外延拓的偏聚，它主要依據(jù)抑制生長機理限制硅相的生長并控制硅相分枝。西北工業(yè)大學的Chen等[23]研究了Sr對A357合金初生α-Al枝晶和共晶組織的影響，發(fā)現(xiàn)Sr的加入降低了初生α-Al枝晶和Al-Si共晶組織的生長溫度并影響其生長機制，高冷卻速度下這種效果更為明顯。同時，Sr的加入不僅細化了共晶組織，也使得初生α-Al枝晶趨于等軸化。

由于Al-Sr合金變質鋁硅合金過程中，真正起到變質作用的是熔體中的游離Sr原子，而Al-Sr合金中Sr主要是以Al4Sr相存在的(Sr在Al中的固溶度很低)[24]，因此Al-Sr合金中Al4Sr相的尺寸及形態(tài)必然對相的分解及Sr元素分布產生重要的影響。但同時Sr元素是一種易燒損的元素，因此變質時間必然對合金的變質效果具有重要影響，而變質時間與變質劑之間的相互作用對共晶硅的變質效果報道較少，因此，本文將對在不同變質時間、不同溫度條件下，Al-Sr合金中不同形態(tài)的Al4Sr相對共晶硅形貌的影響進行研究，從而可以為工業(yè)生產中控制共晶硅的變質效果提供理論指導。

1 材料與方法

本文研究的鋁合金為工業(yè)生產中廣泛使用的鑄造鋁合金ZL114A，合金成分如下：w(Si)=7.069%,w(Mg)=0.676%,w(Fe)=0.264%,w(Mn)=0.117%,w(Cu)=0.001%,其余為Al。實驗用原材料分別為：純鋁，純鎂，鋁硅中間合金，鋁錳中間合金。變質劑采用鋁鍶中間合金(Al-10 Sr,其中Sr的質量分數(shù)為10%)。為了獲得Al4Sr相比較細小的Al-10Sr中間合金，本實驗對商用Al-10Sr中間合金進行軋制變形和重熔快速凝固處理。Al-10Sr中間合金的重熔是在箱式電阻爐中進行的，為了盡量減少或防止化學性質極其活潑的鍶元素發(fā)生燒損，熔煉全程通入高純氬氣進行保護。將電阻爐升溫至820 ℃，待鋁鍶合金完全熔化后，適當攪拌后澆入激冷紫銅模具中，獲得非平衡快速凝固的Al-10Sr中間合金。Al-10Sr中間合金的變形處理是在室溫(20 ℃)下進行軋制，為了防止中間合金在軋制過程中發(fā)生開裂，單道次的軋制壓下量均不超過5%，軋輥轉速為50 r/min。將快速凝固制備的Al-10Sr中間合金切成6.3 mm厚的長條，然后用砂紙打磨至6.0 mm厚，然后經多次冷軋至1.0 mm，獲得了冷軋態(tài)的Al-10Sr中間合金。表1為實驗用不同處理狀態(tài)的Al-10Sr中間合金的化學成分。

表1 不同處理狀態(tài)的Al-10Sr中間合金的化學成分Table1 Chemical composition of Al-10 Sr master alloywith different states %

注：A表示鑄造態(tài)，B表示快速凝固態(tài)，C表示軋制態(tài)。

變質實驗在箱式電阻爐中進行，待電阻爐升溫至400 ℃后，將配好的Al-Si中間合金、Al-Mn中間合金、純鋁依次裝入箱式電阻爐內的坩堝中，升溫至750 ℃保溫一段時間，待原料完全熔化后斷電降溫至700 ℃，用鐘罩將預熱好的純鎂壓入熔體底部，靜置10～15 min以保證鎂完全溶解。接著升溫至740 ℃，用自制的多孔石墨棒向熔體中通入高純Ar精煉2 min。然后保溫10～15 min，以保證熔體中的氫和氧化夾雜隨Ar充分上浮，最后撇渣去除。適當攪拌熔體后澆注于鑄鐵模具中，冷卻后得到L114A合金。將其進行T6熱處理，工藝參數(shù)為：545 ℃固溶處理10 h，取出后迅速淬入60 ℃的熱水中，淬火轉移時間控制在5～10 s，室溫下保持8～12 h，然后在165 ℃下失效6 h，最后將試樣取出空冷至室溫。

本實驗中樣品經打磨拋光后，在室溫下用0.5%體積分數(shù)的HF水溶液腐蝕5～10 s。采用Zeiss型金相顯微鏡觀察ZL114A合金變質前、后的顯微組織和共晶硅形貌。

2 實驗結果與分析

2.1 不同狀態(tài)Al-10Sr變質劑組織

圖1為鑄態(tài)Al-10Sr中間合金的XRD圖譜。從圖1可知，Al-10Sr中間合金主要由α-Al基體和Al4Sr相組成，此外合金中存在少量SrNxOz和AlN，這可能是因為Al-10Sr合金原材料在制備過程中混入了空氣，造成Sr的氧化。根據(jù)Al-Sr二元相圖知，Sr質量分數(shù)小于20%的合金，在654 ℃時發(fā)生液相生成Al和Al4Sr的共晶反應，所以重熔實驗除了使鍶元素有少量燒損外，并不會影響生成Al4Sr的共晶反應發(fā)生。Yang等[25]也指出重熔快速冷卻處理和軋制處理并不會改變Al-10Sr合金相的組成，即不同狀態(tài)Al-10Sr合金的第二相為Al4Sr相。

圖1 Al-10Sr中間合金的XRD圖譜Fig.1 XRD pattern of Al-10Sr master alloy

2.2 不同狀態(tài)Al-10Sr顯微組織

圖2為常規(guī)鑄態(tài)、快速凝固態(tài)以及軋制態(tài)Al-10Sr中間合金的顯微組織。

圖2 不同狀態(tài)Al-10Sr中間合金的顯微組織Fig.2 Optical micrographs of Al-10 Sr master alloy withdifferent states showing Al4Sr microstructures

從圖2可以看到，不同狀態(tài)Al-10Sr中間合金雖然組織組成一致，但是其中Al4Sr相的尺寸、形態(tài)和數(shù)量明顯不同。圖3為不同狀態(tài)Al-10Sr中間合金中Al4Sr相的長度和寬度分布。從圖2(a)(b)可知，常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金中初生Al4Sr為粗大的板條狀，共晶Al4Sr為細針狀，Al4Sr相的平均寬度為26.4 μm。常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金重熔并快速凝固后，初生Al4Sr相雖然還是長條狀，但是寬度明顯減小，平均寬度為15.8 μm，并且數(shù)量有所增加，共晶Al4Sr相的形態(tài)與常規(guī)鑄態(tài)類似，如圖2(c)(d)所示。經大變形量軋制加工后，條狀初生Al4Sr相破碎成細小的塊狀，而針狀Al4Sr變成了點狀，如圖2(e)(f)所示。其組織中Al4Sr相的長度、寬度分布范圍相比常規(guī)鑄態(tài)和快速凝固態(tài)均大大縮小，此時Al4Sr相的平均長度為8.1 μm，平均寬度僅為3.3 μm。

圖3 不同狀態(tài)Al-10Sr中間合金中Al4Sr相粒子的尺寸分布Fig.3 Size distribution of Al4Sr phase in Al-10Srmaster alloys with different states

2.2 保溫時間對鑄態(tài)Al-10Sr變質ZL114A合金凝固組織的影響

圖4為鑄態(tài)Al-10Sr中間合金在不同保溫時間下變質ZL114A合金的共晶硅形貌，其中Sr的加入量為0.02%，變質溫度為750℃。當保溫時間為5 min時，共晶硅變質效果較差，存在大量粗大的針狀共晶硅，如圖4(a)中箭頭所示。當保溫時間為10 min時，組織中仍然存在較多的針狀共晶硅，但是針狀共晶硅的長度有所減小，如圖4(b)中橢圓虛線框內所示。當保溫時間延長至15 min時，針狀共晶硅數(shù)量大幅減小，共晶硅基本轉變?yōu)榧毿〉纳汉鳡罱Y構，變質效果增加，部分共晶硅甚至發(fā)生一定程度的彎曲，但部分區(qū)域仍有少數(shù)針狀共晶硅，屬于欠變質狀態(tài)，如圖4(c)中箭頭所示。當保溫時間為30 min時，共晶硅已經完全轉變?yōu)樯汉鳡?見圖4(d))，共晶硅已經達到完全變質效果。隨著保溫時間進一步增加到60 min時，共晶硅仍呈現(xiàn)明顯的珊瑚狀(見圖4(e))。當保溫時間延長至180 min時，共晶硅尺寸增大產生粗化現(xiàn)象，如圖4(f)中箭頭所示，共晶硅的變質效果明顯衰退，這是因為熔體在750℃下保溫180 min時，游離態(tài)的Sr元素氧化燒損嚴重[26]，有效Sr含量大大降低，導致出現(xiàn)變質衰退現(xiàn)象。

圖4 鑄態(tài)Al-10Sr中間合金在750 ℃不同保溫時間下變質ZL114A合金中共晶硅的形貌Fig.4 Morphology of eutectic silicon in ZL114A alloymodified by as-cast Al-10Sr master alloyat 750 ℃ with different time

由此可見，含Sr量0.02%(質量分數(shù))的鑄態(tài)Al-10Sr中間合金在750 ℃下變質ZL114A合金存在一定的孕育期，保溫15 min時共晶硅變質效果明顯，保溫30 min時變質效果達到最佳。

2.3 保溫時間對快速凝固態(tài)Al-10Sr變質ZL114A合金組織的影響

圖5為快速凝固態(tài)Al-10Sr中間合金在不同保溫時間下變質ZL114A合金的共晶硅形貌，其中Sr的加入量為0.02%，變質溫度為750 ℃。

當保溫時間為5 min時，共晶硅已經有了較好的變質效果，共晶硅基本轉變?yōu)榧毿〉纳汉鳡睿巧倭抗簿Ч枞匀粸殚L條針狀，如圖5(a)中的箭頭所示。與常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金變質效果相比，快速凝固態(tài)Al-10Sr中間合金在750 ℃下保溫5 min時，共晶硅的變質效果更好。當保溫時間為10 min時，長針狀的共晶硅數(shù)量明顯減少，變質效果提高。當保溫時間為15 min時，共晶硅的形態(tài)變化不明顯，但是共晶硅的寬度明顯減小，轉變?yōu)榧毿∩汉鳡?，變質效果進一步提升。當保溫時間為30 min時，共晶硅仍為細小的珊瑚狀。當保溫時間達到60 min時，組織中長針狀共晶硅數(shù)量明顯增多，共晶硅的寬度也有所增加，變質效果下降。當保溫時間延長至180 min時，組織中出現(xiàn)了許多針狀共晶硅，并且這些針狀共晶硅相互平行，如圖5(f)中虛線框內所示，共晶硅變質衰退明顯。

圖5 快速凝固Al-10Sr中間合金在750 ℃不同保溫時間下變質ZL114A合金中共晶硅的形貌Fig.5 Morphology of eutectic silicon in ZL114A alloymodified by rapid-solidified Al-10Sr masteralloy at 750 ℃ with different time

對比圖4(f)與圖5(f)可知，750 ℃下保溫180 min時，快速凝固態(tài)Al-10Sr中間合金變質的ZL114A合金組織中針狀共晶硅數(shù)量較常規(guī)鑄態(tài)變質的ZL114A合金組織中多，說明快速凝固態(tài)Al-10Sr中間合金變質的ZL114A合金中變質元素Sr的燒損嚴重，有效變質時間縮短。

由此可見，快速凝固Al-10Sr比常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr變質ZL114A合金的孕育期短，750 ℃下保溫5 min時變質效果明顯，保溫15 min時變質效果達到最佳。

圖6是圖5中對應的共晶硅的T6熱處理形貌。從圖6可知，750 ℃下保溫5 min時，T6態(tài)組織中存在較多短桿狀的共晶硅。當保溫時間延長至15 min時，T6態(tài)組織中共晶硅的尺寸明顯減小，基本為細小顆粒狀。當保溫30 min時，組織中又出現(xiàn)了少量短桿狀的共晶硅，并且隨保溫時間的繼續(xù)增加，桿狀共晶硅的數(shù)量增多，尺寸明顯增大。

圖6 快速凝固Al-10Sr中間合金在750 ℃不同保溫時間下變質ZL114A合金中共晶硅的T6態(tài)形貌Fig.6 Morphology of eutectic silicon in T6 temper Zl114Aalloy modified by rapid-solidified Al-10Sr masteralloy at 750 ℃ with different time

2.4 保溫時間對軋制態(tài)Al-10Sr變質ZL114A合金組織的影響

圖7為軋制態(tài)Al-10Sr中間合金不同保溫時間下變質ZL114A合金的共晶硅形貌，其中Sr的加入量為0.02%，變質溫度為750 ℃。當保溫時間為5 min時，只有少數(shù)共晶硅為長條針狀，大部分共晶硅為珊瑚狀。與常規(guī)鑄態(tài)、快速凝固態(tài)Al-10Sr中間合金相比，軋制態(tài)Al-10Sr中間合金的變質效果最佳，常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金的變質效果最差。這是因為軋制態(tài)Al-10Sr中間合金組織中Al4Sr相尺寸最細小，Al4Sr游離出變質元素Sr所需的時間最短，保溫5 min時有效變質元素最多，因此變質效果最好。當保溫時間為10 min時，組織中針狀共晶硅數(shù)量有所增加，變質效果有所下降。當保溫時間為15 min時，組織中存在較多粗大的共晶硅，時間延長至30 min時，共晶硅轉變?yōu)殚L條針狀，變質效果急劇下降。當保溫時間為180 min時，針狀共晶硅數(shù)量繼續(xù)增多，并且共晶硅的長度明顯增加，變質效果最差。這是因為游離出的Sr元素在750℃長時間保溫時氧化燒損嚴重，有效變質元素含量急劇減小，變質效果出現(xiàn)嚴重衰退。

圖7 軋制態(tài)Al-10Sr中間合金在750 ℃保溫不同時間變質ZL114A合金中共晶硅的形貌Fig.7 Morphology of eutectic silicon in ZL114A alloymodified by rolled Al-10Sr master alloy at750 ℃ with different time

由此可見，隨著保溫時間的增加，軋制態(tài)Al-10Sr中間合金在750 ℃下對共晶硅的變質效果越來越差，保溫時間超過30 min后尤為明顯。雖然保溫5 min時共晶硅的變質效果較好，但是組織中仍然存在部分針狀共晶硅，這可能是因為750 ℃的高溫下保溫5 min時，變質元素已經有了一定的燒損，降低了軋制態(tài)Al-10Sr中間合金對共晶硅的變質效果。為了獲得軋制態(tài)Al-10Sr中間合金對ZL114A合金共晶硅的最佳變質工藝，將變質溫度由750 ℃調整為720 ℃，以期減少變質元素Sr的燒損，更好地發(fā)揮Sr對共晶硅的變質效果。

圖8為軋制態(tài)Al-10Sr中間合金在不同保溫時間下變質ZL114A合金的共晶硅形貌，其中Sr的加入量為0.02%，變質溫度為720℃。

從圖8中可知，當保溫2 min時，部分共晶硅仍然為長針狀，共晶硅處于欠變質狀態(tài)，這是因為Al4Sr分解出游離態(tài)Sr以及Sr吸附到Si晶體表面都需要一定的時間。當保溫時間為5 min時，共晶硅基本轉變?yōu)樯汉鳡?，變質效果有所提高。這說明軋制態(tài)Al-10Sr中間合金對ZL114A合金共晶硅變質的孕育期只有5 min,相比于常規(guī)鑄態(tài)和快速凝固態(tài)，共晶硅的變質孕育期顯著縮短。當保溫時間為15 min時，共晶硅為更細的珊瑚狀，共晶硅變質效果最佳。隨著保溫時間的進一步延長，共晶組織中出現(xiàn)了較多長針狀共晶硅，變質效果出現(xiàn)衰退。

圖8 軋制態(tài)Al-10Sr中間合金在720 ℃下保溫不同時間變質ZL114A合金中共晶硅的形貌Fig.8 Morphology of eutectic silicon in ZL114Aalloy modified by rolled Al-10Sr masteralloy at 720 ℃ with different time

圖9為軋制態(tài)Al-10Sr中間合金對ZL114A合金在720℃保溫15 min時共晶硅的立體形貌，從圖9可以看出，共晶硅為高度發(fā)達的珊瑚狀，分枝十分繁茂，間距較小，共晶硅變質效果較好。

Sr為長效變質劑，有效變質時間可達5～7 h[19]。本實驗中采用軋制態(tài)Al-10Sr中間合金變質共晶硅時，保溫時間超過30 min就出現(xiàn)了變質不足，主要有以下幾個方面的原因：首先，工業(yè)生產中Sr的加入量多為0.04%，而實驗中Sr的加入量僅為0.02%，可見Sr的加入量不足，隨著保溫時間的增加，Sr元素發(fā)生燒損，當熔體中Sr的質量分數(shù)低于變質所需的臨界值時，就出現(xiàn)了變質衰退。此外，與常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金組織中粗大的板條狀Al4Sr相比，軋制態(tài)Al-10Sr中間合金中尺寸細小的塊狀Al4Sr分解出Sr元素所需的時間大大縮短，這就導致在同樣的保溫時間下軋制態(tài)Al-10Sr中間合金變質ZL114A合金時游離態(tài)Sr元素處于熔體中的時間更長，因而燒損也更加嚴重。由以上分析可知，雖然軋制態(tài)Al-10Sr中間合金變質共晶硅的長效性不及常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金，但是它可以顯著縮短變質共晶硅的孕育期，并且保溫15 min時軋制態(tài)Al-10Sr中間合金對共晶硅的變質效果更好。

圖9 鍶質量分數(shù)為0.02%的軋制Al-10Sr中間合金在720 ℃保溫15 min變質ZL114A合金中共晶硅的形貌Fig.9 Morphology of eutectic silicon in ZL114A alloymodified by rolled Al-10Sr master alloy with0.02%(mass friction) Sr at 720 ℃ with 15 min

圖10為圖8中對應的T6態(tài)共晶硅形貌。從圖10可以看出，當變質保溫2 min時，T6態(tài)組織中存在較多短桿狀的共晶硅，這與圖8(a)中的長針狀共晶硅基本對應。當保溫5 min時，T6態(tài)組織中短桿狀的共晶硅明顯減少，共晶硅基本呈顆粒狀。當保溫15 min時，共晶硅為更加細小的顆粒狀，變質效果較好，可以預見合金的力學性能較好。當保溫時間為30 min時，T6態(tài)組織中又出現(xiàn)了一些短桿狀的共晶硅，保溫60 min時短桿狀共晶硅的數(shù)量和長度均有所增加。

對比軋制態(tài)Al-10Sr中間合金在720 ℃和750 ℃對ZL114A合金共晶硅變質效果的差異可以發(fā)現(xiàn)，720 ℃時共晶硅的變質效果更好，原因如下：從合金組織遺傳性的角度看，溫度越低時組織遺傳效應越顯著，溫度較高時合金的組織遺傳性基本喪失，當熔體溫度為750 ℃時，軋制Al-10Sr的組織遺傳性明顯減弱，因而共晶硅的變質效果較差。從Sr變質的吸附毒化角度看，熔體溫度為750 ℃時游離態(tài)Sr的燒損比熔體溫度為720 ℃時嚴重，因而熔體中有效Sr含量減少，Sr對共晶硅的吸附毒化作用減弱，因而共晶硅的變質效果較差。

圖10 鍶質量分數(shù)為0.02%的軋制Al-10Sr中間合金在720 ℃不同保溫時間變質ZL114A合金中共晶硅T6態(tài)形貌Fig.10 Morphology of eutectic silicon in T6 temperZl114A alloy modified by rolled Al-10Sr masteralloy with 0.02%(mass friction) Sr at 720 ℃ with different holding time

最近，Barrirero等[4]在研究Al-10Sr中間合金變質Al-7% Sr(Sr的質量分數(shù)為7%)合金時發(fā)現(xiàn)了SrAl2Si2團簇，認為SrAl2Si2團簇改變了硅的生長方式，從而變質共晶硅。因此Al-10Sr中間合金對共晶硅的變質效率取決于它在Si/液相界面形成納米尺度三元化合物SrAl2Si2團簇的能力。關于SrAl2Si2形成，Li等[3]認為Al-Si-Sr團簇的形成發(fā)生在Sr吸附在Si表面之后共晶硅的過度生長期間。通過對Al-Si-Sr體系進行熱力學計算，預測SrAl2Si2化合物可以在575 ℃時通過L? Al2Si2Sr+Al+Si三元共晶反應形成[27]，但是這需要Sr的局部濃度達到20%(原子百分比)?？紤]到合金中變質元素Sr的質量分數(shù)極低(0.02% )，因此SrAl2Si2化合物的形核、長大極為困難。

由于Al、Sr在Si中的溶解度分別為0.04%和0.004%(原子百分比)，遠遠低于它們在液相中的濃度，這些多余的Al、Sr原子將在Si/液相界面前沿富集。Barrirero等[4]認為在硅晶體生長前沿的幾個納米范圍內，幾千個Al、Sr原子在局部通過偏聚形成一定的擴散分布，從而導致成分過冷，Sr、Al原子濃度較高，足以形成SrAl2Si2團簇。

由以上分析可知，Al-10Sr中間合金發(fā)揮變質作用需在Si/液相界面形成納米尺度SrAl2Si2團簇，而這需要大量Sr原子在硅生長前沿局部富集。本實驗中使用的Al-10Sr變質劑中Sr主要以Al4Sr相的形式存在，只有Al4Sr相分解出游離態(tài)的Sr，才會有后續(xù)的變質效果。Al4Sr相的分解可用以下方式表示：

Al4Sr?4Al+Sr

根據(jù)液固界面反應動力學，溶解速率可以用下式表示[28]：

式中：v表示溶解速率；m表示反應物質量；t表示反應時間；k表示表面反應速率常數(shù)；A表示反應物界面的面積；C表示反應物的濃度；n表示反應的次序。

實驗中可以認為k、C不變，因此界面面積A越大，溶解速率v越大，并且反應時間t越短。常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金、快速凝固Al-10Sr中間合金以及軋制Al-10Sr中間合金中的Al4Sr相的尺寸越來越小，表面積越來越大，界面面積A增加，因此Al4Sr分解出游離態(tài)Sr的速度逐漸提高，反應時間大大縮短。當采用軋制Al-10Sr中間合金變質ZL114A合金時，相同條件下Sr原子可以快速從Al4Sr中游離出來，并且由于軋制Al-10Sr的熔化焓最小，體系的能量最高，游離態(tài)Sr的擴散作用最強，可以很快與Al原子一起在硅生長前沿富集形成SrAl2Si2團簇，這些SrAl2Si2團簇阻礙了硅晶體的生長，迫使硅改變生長方式，從各向異性生長變?yōu)楦飨蛲陨L，形成珊瑚狀結構。而采用快速凝固Al-10Sr變質ZL114A合金時，相同條件下Sr原子從Al4Sr中游離出來的速度明顯減小，硅晶體生長前沿形成SrAl2Si2團簇所需的時間增加，因而快速凝固Al-10Sr中間合金比軋制Al-10Sr中間合金變質共晶硅的孕育期增加，并且相同保溫時間下軋制Al-10Sr中間合金對共晶硅的變質效果更好。同理，常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr中間合金中粗大的板條狀Al4Sr游離出Sr元素所需的時間最長，因此變質所需的孕育期也最長，并且相同保溫時間下共晶硅的變質效果不及快速凝固Al-10Sr和軋制Al-10Sr。

3 結 論

(1) ZL114A合金在750 ℃加入0.02%Sr并保溫30 min的變質工藝下，常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr對共晶硅的變質效果最好，快速凝固Al-10Sr變質效果其次，軋制Al-10Sr變質效果最差。

(2) 不同狀態(tài)Al-10Sr對ZL114A合金的最佳變質工藝不同，常規(guī)鑄態(tài)Al-10Sr最佳變質工藝為750 ℃保溫30 min，快速凝固Al-10Sr最佳變質工藝為750 ℃保溫15 min，而軋制Al-10Sr最佳變質工藝為720 ℃保溫15 min。ZL114A合金在720 ℃加入0.02%Sr并保溫15 min的變質工藝下，常規(guī)鑄態(tài)、快速凝固態(tài)、軋制態(tài)Al-10Sr中間合金使得共晶硅尺寸越來越小，分枝越來越多。

(3) 常規(guī)鑄態(tài)、快速凝固態(tài)以及軋制態(tài)Al-10Sr中間合金中的Al4Sr相的尺寸依次減小，使得變質效果越來越好。而且，Al4Sr尺寸越小，分解出游離態(tài)Sr的速度越高，在熔體溫度越高的情況下，Sr變質ZL114A合金的孕育期變短。

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