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高温扩散对过共晶Al-Si合金组织的影响兰晔峰;简医生;李庆林;李鹏飞【摘要】研究w(Si)＝20％的过共晶Al-Si合金在高于共晶点温度进行热处理后的组织形貌变化.结果表明:热处理温度610℃,保温时间分别为5、10、15 min时,随保温时间的延长,粗大的柱状树枝晶α-Al变为近球状组织;不规则的多边形状和花瓣状的初晶Si会逐渐熔断、钝化,最后以15 μm小块状和近球状组织出现;粗大的针片状共晶Si先发生熔断变为细小的颗粒状,然后全部熔化,最后在水淬中析出细小颗粒状和纤维状的共晶Si包围α-Al相;热处理温度580℃,保温时间分别为5、15、30、40 min时,随保温时间的延长,初晶硅尺寸变细小,直径达到30 μm,圆整度不断得到提高,当保温时间达到40 min时,共晶硅变为纤维状.【期刊名称】《兰州理工大学学报》【年(卷),期】2014(040)006【总页数】4页(P1-4)【关键词】过共晶Al-20％Si合金;热处理温度;保温时间;微观组织【作者】兰晔峰;简医生;李庆林;李鹏飞【作者单位】兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050【正文语种】中文【中图分类】TG156.1过共晶Al-Si合金具有优良的铸造性,且线膨胀系数小,耐磨性好,耐蚀性强,是制造汽车发动机活塞、缸体、刹车盘及空调压缩机等精密耐磨件的理想材料,而且随Si含量的提高,合金的热膨胀系数减小,合金的耐磨性,耐蚀性和高温强度更加优异[1-3].然而未经过变质处理的过共晶铝硅合金中粗大不规则的块状初生硅和针片状的共晶硅组织严重割裂合金基体,使合金强度降低,切削加工性能变差[4].为了避免出现这些缺陷,国内外学者采用不同的方法来变质初生硅和共晶硅的形态和尺寸,目前通常采用变质处理、快速凝固、电脉冲处理以及半固态铸造等方法来改善和控制Si相形态,以提高过共晶铝硅合金的机械性能和耐磨性能[5-6].为探究Si相形态和尺寸在热处理过程中发生的变化,以w(Si)=20%的Al-Si合金为研究对象,采用高于共晶点(577 ℃)的不同扩散温度和保温时间研究过共晶铝硅合金中组织形貌的变化.1 实验材料及方法实验用Al-Si合金采用纯度99.9%的工业纯铝和99.9%的结晶硅熔炼而成,利用KSY-15-16型Si-C棒电阻炉和石墨坩埚在850 ℃下对纯铝进行熔化保温,然后分次将结晶硅加入到铝熔体中,待结晶硅全部溶入铝熔体后用石墨棒进行均匀搅拌,随后降温至820 ℃,加入C2Cl6(w(C2Cl6)=0.2%～0.8%)进行精炼除气,静置后进行扒渣,降温到730 ℃后浇入到预热温度大约为200 ℃永久性的钢模中,对应尺寸为φ20 mm×120 mm,待冷却后从浇铸试棒上截取φ20 mm×30 mm的试样作为热扩散处理试样.热扩散温度分别设置为580、610 ℃.试样在设定的温度下保温一定的时间后,将试样从炉膛中取出快速放入80～90 ℃热水中冷却.将处理后的试样制备成金相试样,然后采用体积分数0.5%的HF腐蚀液进行腐蚀,再用扫描电子显微镜(SEM)观察微观组织.2 实验结果2.1 扩散温度为610 ℃对微观组织的影响图1 扩散温度为610 ℃保温时间不同的Al-20%Si合金微观组织 Fig.1 Microstructure of Al-20%Si alloy heat-treated at610 ℃ with different heat preservation time热处理温度为610 ℃,保温时间分别为5、10、15 min所对应的合金微观组织如图1所示.从图1a可以发现,未经热扩散处理的Al-Si合金的铸态组织中的初生Si 相形状为不规则的多边形、板块状和五星瓣状,尺寸粗大,并且存在尖锐的棱角；共晶Si为粗大的针片状组织；α-Al为粗大的柱状树枝晶.在610 ℃下经过5 min的保温处理后,初生Si的形貌虽然没有发生显著的变化,但是可明显看到个别粗大的不规则初生Si局部发生了熔断和分离,形成了小块状的初生Si；α-Al相变化不明显,如图1b所示.将保温时间延长到10 min后,微观组织如图1c所示,Si相的形貌和尺寸发生了显著的变化,由于扩散时间的延长，五星瓣状的初生Si消失,尖锐的端部发生了钝化；并且α-Al由未经处理的粗大树枝晶向近球状组织转变,其平均晶粒尺寸大约为25 μm.进一步延长保温时间到15 min后对应的微观组织如图1d所示,从该图可以看出,粗大不规则的初生Si在热扩散作用下分解转变成了小块状和细小的球状组织,初生Si粒子的平均尺寸减小到15 μm, 并且在基体上的分布趋于更加均匀；α-Al的形貌则由粗大树枝晶完全转变成了球状组织,比较经过10 min处理后的α-Al的形貌,延长扩散时间使α-Al的圆整度进一步提高,基本接近球状形态.然而,扩散时间的延长导致了近球状α-Al的粗化,其平均晶粒尺寸大约为35 μm,这主要是Al熔点较低,在相同的扩散温度下,随保温时间的延长发生了晶粒的合并,从而导致了近球状α-Al晶粒的粗化现象.为研究共晶硅随保温时间延长组织的演变规律,对试样局部进行放大观察,微观组织如图2所示.从图可以看出,经过5 min的热扩散处理后,除在初生Si的周围存在一些针片状共晶Si外,大部分共晶Si在热扩散过程中发生熔断,由原来的粗大针片状(如图2f)转变成细小的颗粒状组织.当延长保温时间到10 min后,从图2b、d可以看出,少部分针片状共晶Si组织发生熔断形成了细小颗粒状的共晶Si，分布在近球状的α-Al上,而大部分共晶Si和α-Al发生了完全的分离,球状α-Al被液相中析出的细小纤维状的共晶Si所包围.热处理时间延长到15 min后所对应的微观组织如图2c、e,未观察到分布在球状α-Al上的粒状共晶Si组织,全部的共晶Si组织和球状α-Al完全分离,说明在保温过程中共晶Si全部熔化,并且在水淬中以细小的颗粒状和纤维状析出,从而包围球状的α-Al相.图2 试样局部的放大显微组织(610 ℃)Fig.2 Locally amplified microstructureof specimen2.2 扩散温度为580 ℃对微观组织的影响为研究不同热处理温度对微观组织的影响,进一步分析580 ℃热处理，保温不同时间对Al-Si合金的组织影响.图3为热扩散温度580 ℃,保温时间分别为5、15、30、40 min所对应的初生Si的微观组织图.保温5 min后初生Si基本上保持了原始铸态组织的形貌和尺寸,初生Si的端部都以尖角状的形态存在,如图3a所示.图3b为保温时间延长到15 min所对应的微观组织图,从图可以看出,初生Si的尺寸明显减小,并且形貌也发生了显著的变化,初生Si的分枝之间的空洞增加,这说明,扩散处理时间延长到15 min后,粗大的初生Si发生了熔断和分离现象,熔断之后的初生Si一部分以不规则的块状存在,另一部分以细小的颗粒分布在基体上,但是该时间段的热扩散处理对初生Si尖角的钝化没有明显的作用.随着保温时间延长到30 min后,初生Si的尺寸进一步减小,这主要是随着保温时间的延长,从较大初生Si上发生熔断和分离的数量越来越多,从而导致了大块初生Si尺寸的细化,并且随着初生Si不断发生熔断和分离,棱角尖端出现明显的钝化现象,更多小块状初生Si较为均匀地分布在基体上.同时,由于低熔点共晶体发生熔化而产生液相体积分数的增加,呈现液相包围固相的趋势.扩散时间延长到40 min后,初生Si组织得到了显著的细化,初生Si 的平均晶粒尺寸减小到30 μm,其形貌由不规则形状向完全钝化的近球状转变,圆整度得到了明显提高,如图3d所示.此时,共晶Si在保温阶段全部熔化为液相,在随后的水淬中析出粒状和纤维状组织,并包围了α-Al相,从而形成图3d中平均粒径大约为50 μm近球状α-Al组织.图3 扩散温度为580 ℃保温不同时间的Al-20%Si微观组织Fig.3 Microstructure of Al-20%Si allo y at diffusion temperature of 580 ℃ and with different heat preservation time进一步观察580 ℃下保温不同时间的共晶Si形态和尺寸的变化,如图4所示.从该图可以看出,经过5 min的热扩散处理后,共晶Si形态由原始的粗大针片状变成粒状和短棒状,并较均匀地分布在基体上.保温时间延长到15 min后,大部分共晶Si发生熔断变成较为圆整的球状颗粒和部分熔断的初生Si分布在基体上；保温时间在5～15 min发生了部分低熔点共晶体的熔化,从而在快速水淬过程中,熔化的液相中析出了少量细小纤维状的共晶Si.扩散时间延长到30 min时,熔化的液相数量也在不断增加,导致了水淬组织中除了部分熔断的共晶Si以细小颗粒分布在α-Al上外,大部分共晶Si都是在水淬过程中以纤维状析出,并且包围了近球状的α-Al组织,如图4c所示.当保温时间延长到40 min后,在球状的α-Al组织上未出现由于共晶Si 熔断而形成的粒状组织,全部的共晶Si在水淬过程中从液相析出,形态为更加细小的纤维状组织.图4 扩散温度为580 ℃保温不同时间的共晶硅微观组织Fig.4 Microstructure of eutectic silicon at diffusion temperature of 580 ℃ and with different heat preservation time3 分析讨论固态相变新相形核及长大导致系统自由能的变化为ΔF [8],则有ΔF=-ΔV fv+ sσ+Δfε-Δf d式中:ΔV fv为形成ΔV体积时新相的化学自由能,s为新相的表面积,σ为表面能,Δfε为新相形成时消耗的弹性应变能,Δfd为晶体缺陷存在引起的自由能的减小.由此可知,初生硅颗粒体积一定时,只有呈球状时才具有最小的表面能,所以在热扩散过程中,会从不规则块状和花瓣状向球状转变使系统自由能下降而处于稳态[7],初生Si的尖角部位处在界面能较高位置,同时曲率过大导致该处Si的溶解度增大,从而棱角处的Si原子向界面能较低的位置扩散,使得尖角变得圆滑,且随保温时间的延长，Si原子扩散越充分,促使最后的初晶Si生长为均匀分布于基体上的小块状和近球状组织.保温时间较短时,高能态的针片状共晶Si会发生熔断、粒化而向低能态、稳态转变,在这一过程中,高能态的共晶Si首先在分支处和孪晶缺陷较大处发生熔断变为杆状,并伴随着尖角处Si原子的溶解而钝化,杆两端的Si原子向中间扩散迁移,从而逐渐实现粒化[9].随保温时间的延长以及温度的提高,共晶Si越容易发生熔断、熔化,扩散速率也越快,熔化的共晶Si在水淬过程中以细小的纤维状析出.高温条件下在较短时间内保温更有利于Si的球状转变,所以610 ℃保温15 min获得的初生Si 尺寸比580 ℃保温40 min获得的初生Si尺寸都要细小,共晶硅的变化也更迅速.对于α-Al相,不同温度下随保温时间的延长,α-Al组织经历了树枝晶向细小近球状再向粗大球状的转变,葛良琦[8]的研究认为,随着保温时间的延长,熔化的共晶体量增加,从而发生了液相包围固相的现象,共晶α相的界面不断被液相渗透,渗透液相形成连续的网状，将α相包围，从而形成了近球状α-Al组织.另外,保温时间越长，曲率较大的晶粒更有足够的时间吞并表面能较高曲率较小的晶粒,所以610 ℃下保温15 min比保温10 min获得的α-Al晶粒尺寸要大,580 ℃保温40 min的α-Al和初生Si晶粒尺寸比610 ℃保温15 min的都要大.4 结论1) 在610 ℃热处理温度下,随保温时间的延长,α-Al先由树枝状变为细小的近球状组织,接着球状组织粗化；不规则大块状和花瓣状的初晶Si逐渐熔断、钝化,变为直径约15 μm的小块状和近球状组织均匀分布于基体上；针片状共晶Si则是在保温过程中不断熔化,然后在水淬过程中析出包围了近球状α-Al相的细小纤维状组织；2) 在580 ℃热处理温度下,随着保温时间的延长,粗大的初晶Si逐渐熔断细化,直径达到30 μm,圆整度得到提高,共晶Si则先发生熔断,变为粒状,然后熔化,在随后的水淬中以纤维状析出；3) 610 ℃下保温比580 ℃下保温，Si相和α-Al相变化得更快,获得的细小晶粒尺寸需要时间更短,610 ℃下保温15 min获得的初生Si和α-Al相晶粒尺寸要比580 ℃下保温40 min时的都要小.参考文献:[1] KARANOS P,KIRKWOOD D H,ATKINSON H V.Thixoforming of an automotive part in A390 hypereutectic Al-Si alloy [J].Journal of Materials Processing Technology,2003,135(2):271-277.[2] 王爱琴,谢敬佩,刘忠侠,等.P+Re变质对过共晶Al-Si合金组织性能的影响 [J].特种铸造及有色合金,2007,27(10):804-806.[3] 李庆林,兰晔峰,王强强,等.热扩散处理对Al-Si合金共晶硅的细化及其摩擦性能的影响 [J].金属热处理,2010,35(12):90-93.[4] 余国勋,李华基,张晓萍.复合变质剂对过共晶Al-24%Si合金组织的影响 [J].冶金丛刊,2008(4):8-9,29.[5] 赵作福,齐锦刚,王建中.过共晶铝-硅合金处理技术的研究进展 [J].轻合金加工技术,2010,38(6):6-10.[6] 何力佳,王建中,齐锦刚,等.电脉冲作用下Al-22%Si合金凝固组织的变化机制 [J].材料热处理学报,2007,28(4):102-105.[7] 李庆林,兰晔峰,王富寿,等.热扩散处理对Al-20%Si合金中初晶硅形态的影响 [J].材料热处理学报,2010,31(12):29-32.[8] 葛良琦.Al-20%Si合金中出生Si形态控制研究 [D].南京:南京理工大学,2007.[9] 薛亚军,刘秉毅.热处理工艺对铝硅合金共晶硅粒化的影响 [J].南京工程学院学报,2006,4(2):22-27.。
论述铝合金的熔体处理1 前言铝及铝合金因其优异的性能被广泛应用于航天、航空、交通运输、建筑、包装、电子、印刷、装饰等众多国防和民用领域。
在金属材料中，铝合金的应用范围和用量仅次于铁，约占有色金属用量的1/3，随着铝及铝合金的大范围应用，对其性能要求也越来越高、越来越多样，而铝及铝合金的良好性能与其熔炼铸造是分不开的。
熔铸是铝加工的第一道工序，为后序的轧制、锻造、挤压等生产提供锭坯，铸锭质量的好坏直接与各种铝材的最终质量紧密相关，故要获得良好的构件，必须从熔体处理开始。
铝合金熔体净化处理是生产高质量的铝铸件的基本保证措施之一，也是提高铝合金综合性能的主要手段之一，对疏松、气孔、夹杂等的形成有重要影响，而且直接影响铝铸件的物理性能、机械性能以及使用性能。
2 熔体净化方法所谓净化处理就是就是采用各种措施使铝熔体中不希望存在的气体与固态物质降到所允许的范围以内，以确保材料的性能符合标准或某些特殊要求。
铝合金净化方法按其作用机理可分为吸附净化和非吸附净化两大基本类型。
2.1 吸附净化吸附净化主要是利用精炼剂的表面作用，当精炼剂（如各种气体、液体、固体精炼剂及过滤介质）在铝熔体中与氧化物夹杂或气体相接触时，杂质或气体被精炼剂吸附在其表面上，从而改变杂质的物理性质，随精炼剂一起被除去，以达到除气除杂的目的。
吸附净化的方法主要有：浮游法、熔剂法、过滤法等。
(1)浮游法浮游法也叫气体吹洗法，它是将气体通入到铝熔体内部，形成气泡，熔体中的氢在分压差的作用下扩散进这些气泡中，并随气泡的上浮而被排除，达到除气的目的。
浮游法主要包括惰性气体吹洗、活性气体吹洗混合气体吹洗以及氯盐净化等。
无毒精炼剂主要由硝酸盐等氧化剂和碳组成，在高温下反映生成氮气和二氧化碳都能起到精炼作用，由于其不产生刺激性气味的气体且精炼效果也好从而得到广泛应用。
(2)溶剂法熔剂法是在铝合金熔炼过程中，将熔剂加入到熔体内部，通过一系列物理化学作用，达到除气除杂的目的。
熔体混溶与T6热处理对多元过共晶Al-18%Si合金组织和性能的影响鉴于合金凝固行为、组织和性能显著地受其熔体状态的影响,以及我们过去的研究表明,采用经历熔体结构转变的高温熔体,与半固态的低温熔体混溶,能使二元铝硅合金中的初晶硅显著细化。
本文在优化原混溶工艺的基础上,以多元过共晶铝硅合金(Al-18Si-1.5Cu-0.5Mg-0.5Mn-0.2Ti)为研究对象,系统研究了熔体混溶与Sr变质复合处理、T6热处理对合金组织形态和性能的影响,同时深入分析了诸种工艺的作用规律和机制。
从挖掘材料潜能和工程实际应用的角度,为工业生产提供了工艺技术和基本原理方面的参考依据。
主要结论如下:(1)常规铸造下,初晶硅多呈板块状和八面体形态,具有典型的小平面生长特征。
合金经高低温熔体混溶与Sr变质复合处理后,初晶硅显著细化(晶粒尺寸细至10.27μm),且棱角钝化,表现出非小平面特征,共晶硅同时转变为珊瑚状。
(2)对于高低温熔体混溶能够显著细化初晶硅,作者分析,主要得益于三方面:一,高温熔体热冲击半固态低温熔体,分解、产生了大量初晶硅的同质形核核心;二,熔体经历结构转变后,凝固形核过冷度增加,形核率显著增加;三,熔体经历结构转变后,系统自由能降低,硅晶体生长障碍增大,抑制了初晶硅的长大。
而初晶硅棱角的钝化,主要是由于经历熔体结构转变的高温熔体促使了硅晶体生长界面发生了动力学粗糙化,从而使其生长界面由小平面向非小平面转变。
(3)固溶处理过程中,共晶硅形貌发生了明显的改变,并显著影响着合金性能。
固溶初期,共晶硅发生熔断和钝化,合金硬度得到提高;固溶中期,共晶硅球化且粒度适中,合金硬度达到峰值;固溶后期,共晶硅明显粗化,合金软化。
(4)时效研究表明,随着时效温度的提高,合金硬化速率显著加快,但硬化能力不同,175℃时效处理时获得最佳硬度峰值。
此外,在175℃和195℃下,时效曲线出现“双峰”现象,并结合脱溶DSC曲线,认为单、双峰现象与时效过程的序列析出有关,而GP区向亚稳相转变有明显时间间隔是产生双峰曲线的主要原因。
