不同冷却条件下A356铝合金铸件凝固组织的预测工具——热分析法

目录1 绪论11.1断口分析的意义11.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析11.3研究方法和实验设计31.4预期结果和意义32 实验过程42.1 生产工艺42．1.1 加料42.1.2 精炼42.1．3 保温、扒渣和放料52.1. 4 单线除气和单线过滤52.1. 5连铸62.2 实验过程62.2. 1 试样的选取62.2.2 金相试样的制取82.2.3 用显微镜观察92.3 观察方法102.3.1显微组织的观察102.3.2 对断口形貌的观察113 实验结果及分析123.1对所取K模试样的观察123.2 金相试样的观察及分析133.2.1 对显微组织的观察133.2.2 断口缺陷16结论24致谢25参考文献26 附录281 绪论1.1断口分析的意义随着现代科技的发展以及现代工业的需求，作为21世纪三大支柱产业的材料科学正朝着高比强度，高强高韧等综合性能等方向发展。

长久以来，铸造铝合金以其价廉、质轻、性能可靠等因素在工业应用中获得了较大的发展。

尤其随着近年来对轨道交通材料轻量化的要求日益迫切[1]，作为铸造铝合金中应用最广的A356铝合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小，经过变质和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能[2-3]，与钢轮毂相比，铝合金轮毂具有质量轻、安全、舒适、节能等，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[4]。

然而，由于其凝固收缩，同时在熔融状态下很容易溶入氢，因此铸造铝合金不可避免地包含一定数量的缺陷，比如空隙、氧化物、孔洞和非金属夹杂物等[5-7]。

这些缺陷对构件的力学性能影响较大，如含1%体积分数的空隙将导致其疲劳50%，疲劳极限降20%[8-9]。

所以研究构件中缺陷的性质、数量、尺寸和分布位置对力学性能的影响具有重要意义[10]。

而这些缺陷往往是通过显微组织和断口分析来研究的。

另外，通过显微组织和断口分析所得到的结果可以分析这些缺陷产生的原因，研究断裂机理，比结合工艺过程分析缺陷产生的原因，从而对改进工艺提出一定的有效措施，确定较好的生产工艺，以提高铝合金铸锭的性能。

A356铝合金半固态流变成形中的凝固行为及组织控制A356铝合金半固态流变成形中的凝固行为及组织控制摘要： A356铝合金是一种广泛应用于航空、汽车等领域的热处理铝合金，半固态流变成形是一种有效改善A356铝合金成形性能的技术。

本文通过研究A356铝合金半固态流变成形过程中的凝固行为及组织控制，旨在探索其对材料性能的影响，为铝合金半固态流变成形工艺的优化提供理论依据。

1. 引言随着工业技术的不断发展，高性能铝合金逐渐成为替代传统材料的理想选择。

A356铝合金作为一种常用的铝合金，具有优异的机械性能和耐腐蚀性能，在航空、汽车及其他工业领域被广泛应用。

然而，传统的铸造工艺制备A356铝合金存在着铸件缺陷、微观组织不均匀等问题，严重制约了其进一步发展。

半固态流变成形技术通过控制铝合金在半固态状态下的流变特性，可以有效改善铝合金的成形性能和材料的微观组织，成为铝合金加工的重要方法之一。

2. A356铝合金半固态流变成形的基本原理A356铝合金在半固态状态下的流变行为受到凝固行为的影响较大。

凝固是指熔融金属在冷却过程中由液态向固态转化的过程。

在半固态流变成形过程中，凝固过程会影响材料的流变性能和组织形成，因此对凝固行为的研究是研究A356铝合金半固态流变成形的重要前提。

3. A356铝合金半固态凝固行为的研究现状目前，对于A356铝合金半固态凝固行为的研究主要集中在以下几个方面：凝固曲线的测定与分析、凝固过程中的晶粒生长和凝固组织形成机制的研究、凝固活动能和凝固时间的计算等。

通过对凝固行为的研究，可以揭示铝合金在半固态状态下的变形行为，并为合理控制材料的组织形成提供理论基础。

4. A356铝合金半固态流变成形中的组织控制半固态流变成形过程中，通过合理控制A356铝合金的凝固行为，可以实现对材料组织的精确控制，进而影响材料的性能。

常见的组织控制方法包括凝固速率控制、液固相体积分数控制、添加剂控制等。

通过组织控制，可以调节材料的晶粒尺寸、相分布、亚稳相含量等，进而实现优化材料性能的目的。

收稿日期：２００５－０７－０１作者简介：刘政（１９５８－），男，教授．第２７卷第１期Ｖｏｌ．２７，Ｎｏ．１２００６年２月Ｆｅｂ．２００６江西理工大学学报ＪＯＵＲＮＡＬＯＦＪＩＡＮＧＸＩＵＮＩＶＥＲＳＩＴＹＯＦＳＣＩＥＮＣＥＡＮＤＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ文章编号：１００７－１２２９（２００６）０１－０００４－０５Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究刘政１，胥锴２，刘萍２（１．江西理工大学教务处，江西赣州３４１０００；２．江西理工大学材料与化学工程学院，江西赣州３４１０００）摘要：采用低过热度浇注技术制备半固态Ａ３５６铝合金，研究了冷却强度、保温时间、浇注温度对铸造显微组织的影响．研究结果表明，在液相线附近，冷却强度大，晶粒细小；随着保温时间的延长，晶粒变大，形状变得圆整，结晶组织均匀；浇注温度越高，晶粒越粗大；铸锭中心部位组织比边缘部位组织粗大，且均匀，球化明显．低过热度浇注可以获得理想的Ａ３５６铝合金半固态浆料．半固态坯料重熔加热温度为５８５℃，保温３０ｍｉｎ，α－Ａｌ相逐渐变成球状，此时，晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，晶粒平均圆度为２．１３．关键词：半固态；低温浇注；Ａ３５６铝合金；显微组织中图分类号：ＴＧ１４６，ＴＧ２４４文献标识码：ＡＲｅｓｅａｒｃｈｏｎＣａｓｔｉｎｇＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡ３５６ＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙｂｙＬｏｗＳｕｐｅｒｈｅａｔＰｏｕｒｉｎｇＬＩＵＺｈｅｎｇ１，ＸＵＫａｉ２，ＬＩＵＰｉｎｇ２（１．Ｄｅａｎ＇ｓＯｆｆｉｃｅ，ＪｉａｎｇｘｉＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｇａｎｚｈｏｕ３４１０００，Ｃｈｉｎａ；２．ＦａｃｕｌｔｙｏｆＭａｔｅｒｉａｌａｎｄＣｈｅｍｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＪｉａｎｇｘｉＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｇａｎｚｈｏｕ３４１０００，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｏｆＡ３５６ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｉｓｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄｂｙｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｓ，ｈｏｌｄｉｎｇｔｉｍｅａｎｄｐｏｕｒｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｃａｓｔｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄａｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔｔｈｅｓｉｚｅａｎｄｔｈｅｓｈａｐｅｏｆｇｒａｉｎｏｆＡ３５６ｂｅｃｏｍｅｌａｒｇｅａｎｄｓｐｈｅｒｉｃａｌｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｃｏｏｌｉｎｇｉｎｔｅｎｓｉｔｙ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓａｒｅｂｉｇｇｅｒ，ｍｏｒｅｓｐｈｅｒｉｃａｌａｎｄｍｏｒｅｕｎｉｆｏｒｍｗｉｔｈｐｒｏｌｏｎｇｉｎｇｐｒｅｓｅｒｖａｔｉｏｎｔｉｍｅ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓｂｅｃｏｍｅｌａｒｇｅｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｃａｓｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓｉｎｔｈｅｃｅｎｔｒｅｏｆｔｈｅｉｎｇｏｔａｒｅｌａｒｇｅｒ，ｍｏｒｅｓｐｈｅｒｉｃａｌａｎｄｍｏｒｅｕｎｉｆｏｒｍｔｈａｎｔｈａｔｉｎｔｈｅｅｄｇｅ．Ｔｈｅｆｉｎｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｌｕｒｒｉｅｓｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙｃａｎｂｅｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ．Ｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｌｕｒｒｉｅｓａｒｅｉｎ５８５℃ｆｏｒｒｅｍｅｌｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄ３０ｍｉｎｆｏｒｈｅａｔｐｒｅｓｅｒｖａｔｉｏｎｔｉｍｅ．Ｔｈｅα－Ａｌｅｖｏｌｖｅｓｉｎｔｏｓｐｈｅｒｏｉｄａｌｓｈａｐｅ．Ｕｎｄｅｒｔｈｅｓｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ，ｉｔｓａｖｅｒａｇｅｅｑｕａｌ－ａｒｅａ－ｃｉｒｃｌｅｇｒａｉｎｄｉａｍｅ－ｔｅｒｉｓ４２．６μｍａｎｄｔｈｅａｖｅｒａｇｅｉｓ２．１３．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄ；ｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ；Ａ３５６ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ０引言自２０世纪７０年代美国ＭＩＴ的研究人员首次提出半固态成形以来［１－３］，半固态加工技术作为新型成形技术受到各国有关专家学者的重视，其开发研究工作进展迅速，已成为当今最活跃的研究领域之一．半固态金属坯料的制备是金属半固态成形的基础和关键，其制备方法很多［４］，具有代表性的有机械搅拌法、电磁搅拌法、应变诱发熔化激活法、电磁脉冲加载法、超声振动搅拌法、喷射沉积法等等．其中，电磁搅拌法、应变诱发熔化激活法是最有工业应用前景的方法．与此同时，这些方法带来的问题是增加了额外的设备和工艺环节，使生产成本上升．为继续发挥半固态金属的组织特色和成形优势，降低生产成本成为当前开发新的半固态制备技术的主攻方向．许多研究已表明，在半固态金属坯料的制备过程中，控制浇注温度或低温浇注被认为是可替代机械搅拌和电磁搅拌用来生产具有适当的初始显微组织的半固态坯料的加工工艺［５－８］．它可以生产出比在常规的铸造温度下具有的树枝晶组织还更细小晶粒的铸态材料，经过部分重熔和等温保温，铸态组织就会转变成为球状组织［９－１０］．低过热度浇注工艺［１１］是新近开发的一种新型制浆技术，既在高于合金液相线温度之上一定过热度条件下保温形核后进行铸造，获得均匀、细小的非枝晶组织，以适合于半固态成形．与其他制浆方法相比，低过热度浇注工艺具有许多独特的优点，如降低成本，污染少，效率高等．虽然无搅拌的低过热度浇注工艺制备半固态浆料取得了一定的进展，但人们对金属液体在液相线温度附近保温过程的形核、长大规律没有进行系统研究，而金属液相线温度附近保温过程中形核、长大的情况对于能否制得优良的半固态浆料十分重要．本实验研究了Ａ３５６铝合金在低过热度浇注条件下，不同浇注温度、不同保温时间、不同的冷却方式的组织形成，为低过热度浇注工艺制备半固态浆料的深入研究奠定基础．１实验方法和过程１．１实验合金半固态合金要求有一定范围的液固相区，所用合金应是工业常用牌号，采用Ａ３５６．实验以工业纯铝（含Ａｌ９９．７％）、铝－硅中间合金（含Ｓｉ２４．７％）、金属镁为原料，在ＳＧ２－３－１０型坩埚电阻炉内熔炼Ａ３５６铝合金．合金的化学成分见表１．１．２实验工艺所用合金的液相线温度采用差热分析（ＤＴＡ）测定．经测试，试验用Ａ３５６铝合金的液相线温度为６１５．３℃．Ａ３５６铝合金熔炼温度为７００℃，采用ＫＳＷ－４Ｄ－１１型电阻炉温度控制器控制熔炼温度；浇注温度分别为６２５℃，６１５℃和６０５℃．当井式电阻炉中的Ａ３５６铝合金加热至设定温度并熔化后，将盛有液态Ａ３５６铝合金的坩埚移出井式电阻炉至置入保温装置中．当坩埚中铝液的温度降至设定温度并进行必要时间保温后，即按照试验要求进行低过热度浇注．铸型为不锈钢圆筒，其尺寸为Φ７０×１２０ｍｍ．当液态合金浇入铸型中之后，将铸型浸入水中，对合金熔体进行水淬；或使铸型中的液态合金在空气中冷却．１．３组织检测浇注完毕后，分别把试样截断，取其１０ｍｍ厚的圆片，再取出一扇形块（要经过圆心），弧长约２５ｍｍ左右，作为金相试样．金相试样经过预磨机、粗磨、细磨及抛光后，最后用０．５％ＨＦ水溶液进行显微组织浸蚀，用光学显微镜观察金相组织．２实验结果和分析２．１冷却强度对显微组织的影响图１是在浇注温度为６１５℃时不同冷却强度下所获得的Ａ３５６铝合金的铸态组织．由于在水淬的情况下其冷却强度要高于在空冷条件下的冷却强度，由图１可见，在其他条件相同的情况下，用在水淬的情况下比在空冷的情况下得到的合金组织明显更好．金属型铸模在水淬条件下所获得的组织基本上是非枝晶组织，且粒状特征明显，而金属型铸模在空冷条件下所得到的合金组织晶粒较粗大，枝晶组织多，见图１ａ和图１ｂ所示．这是因为金属型铸模在水淬的情况下铸造比在空冷的条件下过冷度大，形核率高，晶粒得不到充分长大，所以晶粒细小．通过图像分析仪对图１ａ图１ｂ所示试样进行分析，图１ａ晶粒平均等级圆直径为成分ＭｇＳｉＦｅＮａＣｕＭｎＺｎＴｉＣｌＡｌ含量０．２７．４９０．１５７０．０５０．１６０．０６０．０８０．１７０．１其余表１试验用Ａ３５６铝合金成分／％（ａ）空气中冷却（ｂ）水中冷却图１不同冷却强度下的Ａ３５６铝合金的显微组织，２００Ｘ刘政等：Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究第２７卷第１期５图２不同保温时间下的Ａ３５６铝合金的显微组织，５００Ｘ５７．２μｍ，最小直径为６．２μｍ，最大直径为８３．５μｍ；图１ｂ晶粒平均等级圆直径为３８．６μｍ，最小直径为１２．７μｍ，最大直径为１０２．３μｍ．低过热度浇注时，铸模冷却强度对铸造组织的影响是模壁上形核数量与形核游离共同作用的结果，即冷却强度增加，铸模壁上所产生的形核数目增加，冷却强度不太大时，由于可能存在的对流对铸模壁的冲刷、流动，先结晶的晶体可能从铸模壁上脱落而游离成细小晶粒，随熔液浇铸冷却形成细小晶体；但冷却能力过大，铸模壁晶粒游离的可能性大大减小．图１ａ有较粗大的晶粒可能与冷却过程中低冷却强度时大量显热对晶体的加热熟化有关．与常规的液相铸造不同，低过热度浇注时，由于在浇注前过冷度的存在，熔液中已经有很大数量的形核颗粒游离在熔液中，进行浇注时，当铸型冷却强度较低（如空冷）时，这些随熔液进入铸模的结晶颗粒当中，较为细小的颗粒在液体凝固释放出来的潜热及显热的作用下发生重熔，减少了晶粒数量．同时较粗大的晶粒在冷却过程中有所长大．提高铸模的冷却强度（如水冷），冷却释放出来的潜热和显热及时得以扩散，原来在熔液当中形成的晶体颗粒基本上没有发生重熔，得以保留下来，并且铸模内的对流减弱，使得业已形成的晶体颗粒向铸模壁沉积而成为柱状晶的趋势得以有效的抑制．从而使得组织得到细化和一定程度的球化．铸型冷却强度对低过热度浇注的铸造组织的影响与不同冷却强度对即将凝固的熔液所造成的不同过冷区以及潜热的释放速率有关．过冷度增加，有利于业已形成的等轴晶的稳定化，保持数量上稳定，另外也有利于铸模壁上形核的等轴晶的形成并游离［１２］，从而进一步增加了单位体积的晶粒数量；但是，当过冷度增加到一定程度时，有可能因为潜热的过快释放而造成熔液的局部过热，使得浇铸前已经形成的细小晶粒发生重熔，减少长大的核心，另外，铸模壁上等轴晶的生成和游离不再产生，而在模型上形成稳定的凝固壳，得到柱状枝晶．因此，适当增加铸型的冷却强度有利于晶粒细化．２．２保温时间对显微组织的影响图２是浇注温度为６２５℃，不同保温时间下的合金显微组织．由图２可以看出，保温时间越短，其铸锭组织形状和晶粒大小越不均匀，当保温达到一定时间后，其组织变得均匀，且晶粒粗大．合金与环境温度达到平衡和合金结晶过程都需要一定的时间［１３］，在结晶初期，由于温度场不均匀，局部产生温度梯度，导致形核率以及晶粒生长条件的不均衡，随着时间延长，温度场逐渐均匀，局部温度梯度消失，在界面曲率和界面能的作用下，小的晶粒逐渐被大的晶粒吞没，大的晶粒不断长大，而且变得更加圆整，结果使得整个系统的界面能降低，保温时间越长，晶粒长得越大，分布越均匀．在液相线温度附近进行必要的保温，这是因为形核并不是在瞬间完成的，它需要一定的保温时间才能形成稳定的晶核，金属或合金凝固时的形核率受两方面因素的控制，一方面随着过冷度的增加，临界晶核半径和形核功都随之减小，形核率增加，由于结构起伏而产生原子集团（晶核）能够长大，足够的保温时间有利于稳定晶核的形成；另一方面，由于成分起伏和结构起伏，合金液的成分分布并不均匀，而无论是晶核的形成还是晶核的长大，都必须伴随着液态原子向固态原子集团（晶核）处的扩散迁移，没有液态原子扩散迁移，晶核的形成、长大就不能进行；合金液的溶质分布不均匀，形核、长大过程难以进行，有效晶核数目减少，即形核率降低．足够的保温时间有利于合金溶质分布均匀．２．３浇注温度对显微组织的影响不同浇注温度下合金的显微组织如图３所示．图３ａ是在６２５℃下浇注的显微组织，而图３ｂ是在６１５℃下浇注的显微组织，图３ｃ是在６０５℃下浇注的显微组织．通过对图３各试样进行分析，图３ａ晶粒平均等级（ａ）５ｍｉｎ（ｂ）１０ｍｉｎ（ｃ）２０ｍｉｎ（ｄ）３０ｍｉｎ２００６年２月江西理工大学学报６（ａ）中心（ｂ）边缘图４同一铸锭不同位置的Ａ３５６铝合金的显微组织，５００Ｘ圆直径为７１．１μｍ，最小直径为１２．４μｍ，最大直径为１４６．３μｍ；图３ｂ晶粒平均等级圆直径为６７．２μｍ，最小直径为９．３μｍ，最大直径为１４９．２μｍ；图３ｃ晶粒平均等级圆直径为６０．７μｍ，最小直径为１３．５μｍ，最大直径为８２．７μｍ．根据结构起伏理论，熔体内存在大量的近程有序排列的准固态原子集团，它们此起彼伏，时散时聚．在不同温度下出现的尺寸最大的相起伏存在一个极限值，这个极限值的大小与温度有关，温度越高，则该极限值越小；温度越低，该极限值越大．根据结晶热力学条件可以判断，只有在过冷的液相中尺寸较大的相起伏才有可能结晶转变成晶核．这些原子集团在一定的过冷度下，便迅速长大变成稳定的结晶核心［１４］．在高于液相线温度（如６２５℃）时，由于不存在过冷，在保温阶段，只存在均匀的相起伏，无晶核形成．在激冷过程中，晶体的结晶方式主要是由常规结晶的能量条件决定的，形核数量少，在激冷凝固过程中，晶体体积自由能的降低足以补偿表面能的增加，晶粒有足够的空间长大而不易互相抵触，形成粗大的蔷薇组织如图１ａ．在接近液相线温度（６１５℃）时，熔体温度较低，存在低的过冷度下，均匀的相起伏发展为粒状游离晶，粒状游离晶在溶体内发生自旋运动，使其首先保持球状长大．Ｃａｒｄｏｓｏ等人［１５］在研究ＮＲＣ工艺中Ａ３５６铝合金的显微组织演变时，指出半固态金属的最终显微组织对金属熔体的过热度非常敏感，低温浇注可以促进α－Ａｌ相的球形形貌．在进行低过热度浇注时，由于实验当中必然存在的在液相线温度附近的扰动，以及熔液本身的局部能量起伏，使得熔液的整体或者局部温度在液相线温度附近波动．从而使熔液有类似于反复进行熔化和凝固的效果，而这有利于过冷度的增加［１６］，并且本研究的浇注温度选择在接近于液相线温度的６１５℃进行控制，可增加熔液的过冷度，降低晶核的临界半径和临界形核功．晶坯形成晶核的概率提高，晶核数量增加，浇铸凝固时晶粒细化．因此，在液相线附近进行低过热度浇注，随着浇注温度升高，过冷度减小，临界晶核半径变大，形核率降低，晶核间相互抑制作用减弱，有利于晶粒进一步长大，导致晶粒粗大．当温度足够低时，熔体过冷，发生大量异质形核，由于晶核间相互抑制长大，因此形成细小等轴晶组成的铸锭组织．２．４铸锭不同位置的显微组织图４是在６２５℃条件浇注的Ａ３５６铝合金铸锭不同部位的显微组织．对比图４ａ与图４ｂ，可以看出，铸锭中心部位比边缘的晶粒粗大，且分布均匀，粒状特征明显．铸锭中不同部位的显微组织具有不同的形貌和尺寸，可以归结为不同的冷却强度或冷却速度所致．因为铸锭的边缘部位靠近或接近铸型壁，冷却速度快，过冷度大，晶粒得不到充分长大，致使晶粒组织细小；而铸锭中心部位远离铸型壁，热量散发条件差，冷却速度低，温度梯度小，过冷度亦小，晶粒数目少，晶核一旦形成后，有足够的时间能够充分长大，故晶粒较粗大，且分布均匀．２．５Ａ３５６半固态合金重熔后的显微组织图５为试样在５８５℃保温３０ｍｉｎ的显微组织．在５８５℃保温，半固态Ａ３５６合金试样中α相晶粒尺寸的缓慢长大和圆整化及试样的屈服变形，对保证合金的半固态触变成形是至关重要的．由于商业性半固态成形金属坯料通常采用加热而不采用传导、对流或辐射加热，其实际重熔加热时间仅约几分钟，因此，这一重熔温度非常适合Ａ３５６合金的非枝晶半固态成形，既可保证合金有适宜的触变性，又不致引起坯料的变形和坯料组织的剧烈粗化．（ａ）６２５℃（ｂ）６１５℃（ｃ）６０５℃图３不同浇注温度下的Ａ３５６的显微组织，５００Ｘ刘政等：Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究第２７卷第１期７通过图像分析仪对图５试样进行分析，晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，最小直径为６．２μｍ，最大直径为１０３．５μｍ，其中等级圆直径小于６０的晶粒占８７％以上．晶粒平均圆度为１．６３，最小圆度为１．２６，最大圆度为３．７．３结论（１）利用低过热度浇注技术可以制备出初生相形貌为颗粒状的Ａ３５６铝合金半固态浆料．（２）冷却强度对Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒尺寸和形貌有重要影响．冷却强度大，晶粒尺寸细小，粒状化明显，枝晶数目减少．（３）保温时间是影响Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒形貌和尺寸的另一重要因素．在相同温度下，随着保温时间的延长，晶粒尺寸变大，形状变得圆整，分布趋于均匀．（４）浇注温度对Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒形貌和尺寸亦有重要影响．在所研究的温度范围中，浇注温度高，初生α－Ａｌ的形状呈蔷薇状，尺寸较粗大；而浇注温度低，初生α－Ａｌ的形状呈球状和颗粒状，尺寸细小．（５）相同工艺条件下所获得的同一铸锭，其中心部位的组织比边缘部位的组织粗大，且分布均匀，球化明显，系液态合金处于铸型的不同的部位具有不同的冷却强度或速度所致．（６）半固态坯料重熔加热温度为５８５℃，保温３０ｍｉｎ，α－Ａｌ相逐渐变成球状，其晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，晶粒平均圆度为２．１３．参考文献：［１］ＫｉｒｋｗｏｏｄＤＨａｎｄＫａｐｒａｎｏｓＰ．Ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌａｎｄＭｅｔｅｒｉａｌｓ，１９８８，１１（２）：１６－２０．［２］ＦｌｅｍｉｎｇｓＭＣ，ＰｉｅｋＲＧａｎｄＹｏｕｎｇＫＰ．Ｔｈｅｔｈｅｃｏｌｏｇｙｏｆａｐａｒｔｉａｌｌｙｓｏｌｉｄａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓＡ，１９７２，１７（３）：１９２５－１９３２．［３］ＦｌｅｍｉｎｇｓＭＣ．Ｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｌｌｏｙｓｉｎｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｔａｔｅ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓＡ，１９９１，２２Ｂ（６）：２６９－２９３．［４］毛卫民．半固态金属成形技术［Ｍ］．北京：机械工业出版社，２００４，９３－１０５．［５］ＳｈｉｂａｔａＲ．ＳＳＭａｃｔｉｖｉｔｉｅｓｉｎＪａｐａｎ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ５ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｃｏｌｏｒａｄｏ，ＵＳＡ，１９９８：１－６．［６］ＹｏｕｎｇＫ，ＥｉｓｅｎＰ．ＳＳＭｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｖｅｓｆｏｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｃ］．Ｐｒｏｃ６ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．Ｔｕｒｉｎ，Ｉｔａｌｙ，２０００：９７－１０２．［７］ＧａｒａｔＭ，ＭａｅｎｎｅｒＬ，ＳｚｔｕｒＣ．Ｓｔａｔｅｏｆｔｈｅａｒｔｏｆｔｈｉｘｏｃａｓｔｉｎｇ［Ｃ］．Ｐｒｏｃ６ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．Ｔｕｒｉｎ，Ｉｔａｌｙ，２０００：１８７－１９４．［８］ＸｉａＫ，ＴａｕｓｉｇＧ．ＬｉｑｕｉｄｕｓｃａｓｔｉｎｇｏｆａｗｒｏｕｇｈｔＡｌａｌｌｏｙ２６１８ｆｏｒｔｈｉｘｏｆｏｒｍｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇ，１９９８，Ａ２４６：１－１０．［９］ＣｈｅｎＺＷ，ＰｅｃｋＳＲ，ＤａｖｉｄｓｏｎＣＪ．Ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｃａｓｔｉｎｇｏｆＡｌ－７Ｓｉ－０３Ｍｇａｌｌｏｙｕｓｉｎｇａｖｅｒｔｉｃａｌｉｎｊｅｃｔｉｏｎｓｑｕｅｅｚｅｃａｓｔｉｎｇｍａｃｈｉｎｅ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ４ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｓｈｅｆｆｉｅｌｄ，ＵＫ，１９９６：３１２－３１７．［１０］ＮａｂｕｌｓｉＳＭ，ＳｔｅｉｎｂｅｒｇＴＡ，ＤａｖｉｄｓｏｎＣＪ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｓｈｅａｒｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄａｌｌｏｙｓ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ４ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｓｈｅｆｆｉｅｌｄ，ＵＫ，１９９６：４７－５０．［１１］王平，路贵民，崔建忠．液相线铸造Ａ３５６铝合金结晶过程初探［Ｊ］．轻合金加工技术，２００１，（１２）：１４－１６．［１２］大野笃美．新订金属凝固学［Ｍ］．千叶：地人书馆，１９７７，１０１．［１３］王平，路贵民，崔建忠．液相线铸造Ａ３５６铝合金显微组织［Ｊ］．有色金属，２００１，（１１）：４－７．［１４］ＣｈｅｎＣＰ，ＴｓａｏＣＹＡ．Ｒｅｓｐｏｎｓｅｏｆｓｐｒａｙ－ｄｅｐｏｓｉｔｅｄｓｔｉｒｒｅｄ－ｃａｓｔａｎｄｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌｃａｓｔＰｂ－Ｓｎａｌｌｏｙｓｔｏｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｔａｔｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅ，１９９５，３０：３０１９．［１５］ＣａｒｄｏｓｏＥ，ＡｔｋｉｎｓｏｎＨＶ，ＪｏｎｅｓＨ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＡ３５６ｄｕｒｉｎｇＮＲＣｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ８ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅ－ｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｌｉｍａｓｓｏｌ，Ｃｙｐｒｕｓ，２００４：２９６－３０７．［１６］ＫｕｒｚＷ，ＦｉｓｈｅｒＤＪ．Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓｏｆｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ［Ｍ］．Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ：ＴｒａｎｓＴｅｃｈＰｕｂｌｉｓｈ，１９８４．图５Ａ３５６半固态合金重熔后的显微组织２００６年２月江西理工大学学报８。

文章编号：1001－9731（2016）增刊（Ⅱ）－063－04冷却速率对铸态A356铝合金微观组织和拉伸性能的影响*吴建华1，2，周吉学1，2，唐守秋1，王金伟3，张琳琳1，陈燕飞3（1．山东省科学院新材料研究所，济南250014；2．山东省轻质高强金属材料省级重点实验室（筹），山东省科学院新材料研究所，济南250014；3．山东省汽车轻量化镁合金材料工程技术研究中心，山东省科学院新材料研究所，济南250014）摘要：研究不同冷却速率对A356合金铸态微观组织和拉伸性能的影响。

结果表明，随着冷却速率的提高:合金二次枝晶间距减小，共晶Si相由粗大的针片状向细小的短棒状或颗粒状转变，合金的拉伸性能得到改善。

合金的抗拉强度达到205MPa，屈服强度达到143MPa，延伸率达到10．4%。

通过控制冷却速率，可细化A356合金的铸态组织，提高合金的拉伸性能。

关键词：冷却速率；A356铝合金；微观组织；拉伸性能中图分类号：TG292文献标识码：A DOI：10．3969/j．issn．1001－9731．2016．增刊（Ⅱ）．0110引言铸造铝硅合金A356具有密度低，良好的铸造性、气密性、耐蚀性及机械加工性，热裂倾向小等特点，被广泛应用于汽车、高铁、航空、航天等领域［1－3］。

合金的性能与其微观组织密切相关，A356铝合金在铸造过程中易形成粗大的初生相α－Al、粗针片状的共晶硅（Si）相和块状的富铁相，严重影响合金的力学性能［4－6］。

共晶Si相属于脆性相，在塑性变形过程中易开裂，造成合金在使用过程中失效。

因此，共晶Si相的形态和分布与合金的力学性能密切相关，如何细化铸态A356合金微观组织，改变Si相在合金中的形态和分布成为研究者们关注的重点［7－10］。

目前，细化A356铝合金微观组织的方法有超声细化［11］、机械振动、添加细化剂［12－14］、变质剂［15－17］、提高冷却速率［18，19］等。

其中，冷却速率是决定合金凝固组织的关键因素［20］，是改善合金性能最直接有效的方法。

冷却速率对A356铝合金显微组织和微观硬度的影响刘颖卓;党波;刘峰【摘要】研究了不同冷却速率对A356合金凝固组织和微观硬度的影响,以及T4热处理后,其显微组织和微观硬度的进一步演化.结果表明:提高冷却速率,凝固组织α-Al的二次枝晶臂间距(SDAS)和共晶Si的尺寸显著减小,微观硬度显著提高；8h 的T4热处理后,相同冷却速率下的SDAS几乎没有变化,而较高冷却速率下的共晶Si更容易球化.冷却速率为9℃/s和0.15℃/s试样的微观硬度都得到进一步提高,冷却速率为167℃/s时,共晶Si在完全球化后进而长大粗化,试样的微观硬度反而降低.可见,当冷却速率较高时,细小的共晶Si仅需要相对较短的固溶时间就可以球化,达到最佳的力学性能.因此,通过控制冷却速率,可以细化晶粒,提高性能,还能缩短T4热处理的时间,节约生产成本.【期刊名称】《西安工业大学学报》【年(卷),期】2013(033)002【总页数】6页(P128-133)【关键词】冷却速率;A356铝合金;显微组织;微观硬度;T4热处理【作者】刘颖卓;党波;刘峰【作者单位】西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072;西安工业大学材料科学与化工学院,西安710021【正文语种】中文【中图分类】G146.21A356铸造铝合金由于具有优良的铸造性能、良好的力学性能及耐腐蚀性能，而被广泛应用于汽车、航空、航天等重要工业领域［1］.在工业应用中需要性能良好的铝合金，而其性能主要取决于其凝固组织［2］.A356铝合金的铸态组织一般由粗大的α-Al枝晶和针状的共晶Si组成，而该形态的组织会降低合金的力学性能，限制其工业应用.如果想进一步提高A356铝合金的力学性能，则需对其进行热处理.但是实际生产中通常几十小时、甚至上百小时的热处理，消耗了大量的时间和能源，也意味着生产成本的成倍增加，这无疑也会限制该合金的广泛应用.如何优化A356铝合金的凝固组织以及如何减少其热处理时间，已经成为许多科研工作者关注的问题.而冷却速率作为决定凝固组织的关键因素［3］，被人们看成解决以上问题的一个重要突破口.Fei等［4］研究了冷却速率对Al-Mg-Si合金凝固过程的影响，得出随着冷却速率的增加，合金凝固组织中共晶相体积分数增加.Dutta等［5］研究了冷却速率对Al-Fe-Si合金凝固行为的影响，认为随着冷却速率的增加，合金凝固组织中共晶相体积分数增加，枝晶间距减小，并使二次相等轴化.而Peng等［6］研究了热处理对A356合金组织和性能的影响.Emma Sjolander等［7］研究了Al-Si-Cu-Mg铸造合金的热处理.这些研究主要分别集中在冷却速率对凝固组织的影响和凝固组织在热处理中的演化两个部分，但是如何把二者结合起来，关于冷却速率通过控制合金凝固组织来影响合金的热处理组织，从而改变热处理时间的报道还较少.因此，本文通过一套能获得冷却速率差别达三个数量级的组装金属模具，研究不同的冷却速率对A356合金的凝固组织及微观硬度的影响，以及T4热处理后，显微组织和微观硬度的进一步演化.1 实验方法及步骤本文所用试验材料为商用铸造A356铝合金，其化学成分见表1.将A356铝合金锭放入石墨坩埚，用电阻炉进行熔炼，熔炼温度为750℃.对熔体除气精炼后，为使熔体成分均匀保温30min，然后在720℃将熔体浇入到如图1所示的组装模具中.该组装模具最顶层是一套绝热模具，可获得0.15℃／s的冷却速率；中部是一套常规的金属模具，可以获得9℃／s的冷却速率；最底层是一套水冷铜模，可以获得167℃／s的冷却速率.浇注完成后，将各冷却速率下得到的试样在540℃固溶处理8h，然后淬火至室温，把该过程称为T4热处理.表1 A356铝合金的化学成分（w／%）Tab.1 Compositions of A356alloy（w ／%）Fe Ti Zn Sr Al A365 7.4000 0.3800 0.0900 0.1500 0.0100 0.0002牌号 Si Mg其余在凝固过程中用K型铠装热电偶采集温度数据，并通过数据处理系统绘制成冷却曲线，用以计算冷却速率.用差热扫描量热计在氩气保护下以10℃／min的加热速率进行DSC试验.用X射线衍射仪进行相的鉴别.试样经研磨抛光后，用0.5%的HF水溶液腐蚀，然后利用扫描电镜（SEM）分析组织.透射电镜（TEM）及能谱仪（EDS）被用来分析组织及其成分.微观硬度通过维氏硬度计来测量，加载力为9.8mN，加载时间为15s.图1 组装金属模具简图Fig.1 Schematic diagram of assembled mould2 结果及讨论2.1 热分析三种不同冷却速率得到的试样的DSC曲线如图2所示，在每条曲线上都有两个明显的放热峰和一个不明显的放热峰.这三个峰代表着凝固过程中的三个反应［8］，从右往左第一个峰对应于α-Al从液相中析出；第二个峰对应于L→α-Al＋Si二元共晶反应；第三个峰对应于L→α-Al＋Si＋Mg2Si三元共晶反应.三种反应的转变温度分别大约为615℃、567℃和555℃，与文献［9］中的结果一致.图2 不同冷却速率下铸态A356铝合金的DSC曲线Fig.2 DSC curves of as cast A356alloy at different cooling rates随着凝固过程中的冷却速率从0.15℃／s提高到167℃／s，三个放热峰发生向左偏移，表明提高冷却速率会导致三种反应的转变温度下降.这是因为高的冷却速率有利于增大初生相以及二元和三元共晶相的形核过冷度，使其析出温度降低.此外，提高冷却速率，三元共晶反应L→α-Al＋Si＋Mg2Si对应的峰逐渐变小，直至消失，说明了增加冷却速率会抑制三元共晶反应，改变相的组成.这是因为在A356合金熔体中，Si原子与Mg原子之间存在相互吸引作用，Mg2Si相的形核需要克服溶质间的相互吸引作用，当冷却速率为167℃／s时，合金的凝固为非平衡凝固，经过能谱测定Si在α-Al基体中的固溶度为2.25%，而冷却速率为0.15℃／s时，合金的凝固过程极为缓慢，测得Si在α-Al基体中的固溶度为1.18%，在高冷却速率试样的α-Al基体中，由于其较高的Si固溶度阻碍了Mg原子的扩散，所以高冷却速率试样中析出的Mg2Si很少.2.2 相的鉴别三种不同冷却速率得到的试样的XRD图谱如图3所示，在图中可以清晰的看到三种冷却速率下所有可能的α-Al相和Si相的反射峰.由于A356铝合金中Mg的含量仅为0.38%，而且XRD有φ（Mg）为5%的检测限制，或因为缺少足够的PDF卡片索引，这些图谱中没有反映出Mg2Si相.图3 不同冷却速率下铸态A356铝合金的XRD图谱Fig.3 X-ray diffraction patterns of as-cast A356alloy at different cooling rates从图3可以看出，不同冷却速率下试样的衍射峰有相同的晶面指数，但其峰高存在明显差异，这是由于冷却速率改变了晶粒生长的择优取向.对比冷却速率为167℃／s和0.15℃／s的图谱，发现冷却速率的增加会造成图谱中衍射角和半峰宽的略微增大，这归因于增加冷却速率，溶质截留效应使得Si和Mg原子在α-Al基体的溶解度增加［10］.2.3 不同冷却速率下A356铝合金的显微组织2.3.1 铸态的显微组织三种不同冷却速率下A356铝合金铸态组织的SEM图如图4（a）～（c）所示.图4中大面积的深色区域为α-Al枝晶，小面积的灰色区域为共晶Si组织.为了精确描述不同冷却速率下A356铝合金的组织演变，本文测量了α-Al枝晶的二次枝晶臂间距（SDAS），以及共晶Si的长、宽和长宽比.这些组织特征值如图5和图6所示.随着凝固过程中的冷却速率从0.15℃／s提高到167℃／s，α-Al枝晶的SDAS 从131.3μm减为4.8μm，减小了96.3%；共晶Si的长从160.2μm减为0.9μm，减小了99.4%；共晶Si的宽从6.0μm减为0.2μm，减小了96.7%；共晶Si的长宽比从26.7减为4.3，减小了83.9%.说明提高冷却速率，铸态下α-Al的SDAS和共晶Si的尺寸都会显著减小［11］.研究表明［12］，凝固过程中Al-Si共晶组织形态的改变主要是由于冷却速率引起液相中Si浓度的变化.冷却速率为0.15℃／s时，α-Al枝晶的生长速度很低，相对排入液相中Si的量也很少，Si富集程度也相应降低.此时，共晶耦合生长中，Si的生长受到α-Al枝晶的制约作用减弱，Si相以较长较粗的片状生长.当冷却速率为167℃／s时，α-Al瞬间形核并快速长大，从而形成完整的枝晶轮廓.同时将Si原子排向固液界面前沿，使液相中发生Si富集，Si在液相中的浓度升高.此时，共晶耦合生长中，Si的生长受α-Al枝晶生长的制约以及液相中Si浓度的扰动，不断的以错排或以孪晶方式改变生长方向，形成了复杂的丛簇态.2.3.2 T4热处理后的显微组织不同冷却速率下的试样经过8h的T4热处理，其SEM 图片如图4（d）、4（e）和4（f）所示，其α-Al枝晶的SDAS和共晶Si的尺寸如图5和图6（b）所示.对比同一种冷却速率的组织在T4热处理前后的变化，可发现，在T4热处理后，α-Al枝晶的SDAS几乎没有变化，而共晶Si的尺寸发生了明显变化.冷却速率为167℃／s时，共晶Si的长宽比从4.3减为1.7，虽然共晶Si的圆整度提高了，但是其长和宽在热处理后却大幅度增大，这说明共晶Si不但完全的球化，甚至显著的粗化了；冷却速率为9℃／s时，共晶Si的长宽比从9.2减为1.8，其长度也大幅度减小，这说明共晶Si发生了完全的球化，但没有粗化；冷却速率为0.15℃／s时，共晶Si的长宽比从26.7减为12.0，共晶Si组织依然很粗大，仅仅发生了边缘的钝化.以上结果表明，在T4热处理过程中，高冷却速率得到的共晶Si的形貌比低冷却速率得到的更容易改变［13］.T4热处理过程中共晶Si形貌的变化可分为三个阶段［14］：共晶Si的扩散熔断、逐步球状化和随后的粗化过程.A356铝合金在固溶处理一段时间后共晶Si就在分叉处及本身存在“瓶颈”的特定部位发生扩散熔断.再经过一段时间，共晶Si在已粒状化的基础上其圆整度进一步提高，逐渐向球形或类球形转化，共晶Si颗粒也不断从α-Al树枝晶晶界向晶内部迁移，分布更趋均匀.固溶处理后期，共晶Si颗粒不断长大变粗，长大粗化过程遵循OStwald熟化模型，原子从尺寸较小的共晶Si表面脱离，通过α-Al基体的扩散附着在尺寸较大的共晶Si表面，这样最终熟化的结果是尺寸较小的相溶解消失，而尺寸较大的相长大粗化.共晶Si组织的粗化会降低力学性能.经过8h的T4热处理，冷却速率为167℃／s的共晶Si组织严重粗化，显然处于固溶处理的后期；冷却速率为9℃／s的共晶Si组织完全球化，处于固溶处理的中期；而冷却速率为0.15℃／s的共晶Si仅仅在边缘发生了钝化，处于固溶处理的初期.因此，可以看出，凝固过程中不同冷却速率产生的不同尺寸的共晶Si组织，经过同样8h的固溶处理，其组织形态却分别处于固溶处理的不同阶段.而高冷却速率下细小的凝固组织，仅需很短的时间就可以完全球化，大大缩短固溶处理的时间.图4 不同冷却速率下得到的A356铝合金的组织Fig.4 Microstructure atdifferent cooling rates图5 不同冷却速率下得到的SDASFig.5 SDAS at different cooling rates图6 不同冷却速率下得到的共晶Si尺寸Fig.6 The size of eutectic Si particlesat different cooling rates2.4 不同冷却速率下A356铝合金的微观硬度2.4.1 铸态试样的微观硬度不同冷却速率下铸态A356铝合金的微观硬度如图7所示.对于铸态的A356铝合金，冷却速率从0.15℃／s提高到167℃／s，微观硬度从70.7 HV增加到105.0HV，提高了48.5%.可见，提高冷却速率，可以明显提高合金的力学性能.这是因为高的冷却速率能导致晶粒细化和溶质截留［15］.图7 不同冷却速率下试样的微观硬度Fig.7 Micro-hardness at different cooling rates2.4.2 T4热处理试样的微观硬度经过T4热处理，合金的微观硬度如图7所示.对比铸态和T4热处理后试样的微观硬度，可以看出：冷却速率为0.15℃／s试样的微观硬度从70.7HV提高到75.3HV，提高了6.5%；冷却速率为9℃／s试样的微观硬度从80.5HV提高到90.5HV，提高了12.4%；而冷却速率为167℃／s试样的微观硬度却从105.0HV 降低到93.2HV，降低了11.2%.对于冷却速率为167℃／s的试样在热处理后却出现微观硬度降低的反常现象值得关注.经过T4热处理，冷却速率为0.15℃／s和9℃／s的试样的微观硬度进一步得到提高，众所周知，这是由于粗大的共晶Si在形貌改善后不仅减小了对α-Al基体的割裂作用，而且对α-Al基体有弥散强化的作用［16］.然而，冷却速率为167℃／s的试样微观硬度的降低的主要原因是，冷却速率为167℃／s的凝固组织很细小，共晶Si的球化仅需要很短时间的T4热处理便能完成，而本文中8h的T4热处理，相对于该冷却速率下的组织是一个过固溶处理，其导致共晶Si不但完全球化，还发生了严重的粗化.共晶Si颗粒的强化作用是与颗粒间的间距成反比关系，颗粒弥散度越大，数量越多，颗粒间距越小，对合金的强化效果越大.而该冷却速率下的组织处于固溶处理后期，由于共晶Si颗粒不断粗化长大，大颗粒不断吞并小颗粒，必然导致颗粒间距增大，共晶Si颗粒对合金弥散强化效果下降，因而会降低微观硬度.因此，高冷却速率下细小的凝固组织，仅需很短的固溶时间就可以完全球化，达到最佳的力学性能.3 结论本文通过研究不同冷却速率对A356合金凝固组织和微观硬度的影响，以及T4热处理后，其显微组织和微观硬度的进一步演化.得出以下结论：1）提高冷却速率可以降低A356铝合金的液相线温度以及二元和三元共晶反应温度，而且会抑制三元共晶反应的发生.2）随着冷却速率从0.15℃／s提高到167℃／s，铸态的α-Al枝晶和共晶Si都得到明显细化，试样的微观硬度得到明显提高；经过8h的T4热处理，相同冷却速率下α-Al枝晶的SDAS几乎没有变化，而高冷却速率下的共晶Si更容易球化，冷却速率为9℃／s和0.15℃／s试样的微观硬度都得到进一步提高.3）冷却速率为167℃／s时，经过8h的T4热处理，细小的共晶Si颗粒完全球化后进而长大粗化，试样的微观硬度反而降低.可见，当冷却速率较高时，共晶Si仅需要相对较短的固溶时间就可以球化，达到最佳的力学性能.因此，通过控制冷却速率，可以细化晶粒，提高性能，还能缩短T4热处理的时间，节约生产成本. 【相关文献】［1］ JAMBOR A，BEYER M.New Cars New Materials［J］.Materials and Design，1997，18（4／6）：203.［2］ MOHANTY P S，GRUZLESKI J E.Grain Refinement Mechanisms of Hypoeutectic Al-Si Alloys［J］.Acta Materialia，1996，44（9）：3749.［3］周尧和，胡壮麒，介万奇.凝固技术［M］.北京：机械工业出版社，1998.ZHOU Yao-he，HU Zhuang-qin，et al.Solidification Technology［M］.Beijing：Machinery Industry Press，2002.（in Chinese）［4］ FEI W D，KANG S B.Effects of Cooling Rate on Solidification Process in Al-Mg-Si Alloy［J］.Materials Science Letters，1995，14（24）：1795.［5］ DUTTA B and RETTENMAYR M.Effect of Cooling Rate on the Solidification Behaviorof Al-Fe-Si Alloys［J］.Materials Science and Engineering A，2000，283：218.［6］ PENG J H，TANG X L，HE J T，et al.Effect of Heat Treatment on Microstructure and Tensile Properties of A356Alloys［J］.The Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2011，21：1950.［7］ Emma Sjolander，Salem Seifeddine.The Heat Treatment of Al-Si-Cu-Mg Casting Alloys［J］.Materials Processing Technology，2010，210：1249.［8］ BACKERUD L，CHAI G，TAMMINEN J.Solidification Characteristics of Aluminum Alloys［J］.American Foundrymen's 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热处理对不同Sr含量变质A356合金组织及力学性能的影响姜 峰，索忠源，刘祥玲，关鲜洪，王毅坚（吉林化工学院机电工程学院，吉林吉林 132022）摘要：研究了热处理对不同Sr含量变质A356合金组织及力学性能的影响。

结果表明：A356合金经0.04%Sr变质与T6处理后，合金中的共晶硅全部转变成近球形颗粒组织。

合金的布氏硬度、抗拉强度和伸长率均达到最大值，分别为HBW100.1，310.61 MPa和13.16%，综合力学性能得到显著提高。

合金的断裂方式由铸态下的韧脆混合断裂转变成韧性断裂。

关键词：A356铝合金；Sr变质；T6热处理；力学性能作者简介：姜峰（1984-），男，讲师，从事有色合金制备及模具设计等方面的研究工作。

E-mail：122504582@ 通讯作者：王毅坚，男，教授。

E-mail：jlwyj1961@中图分类号：TG166.3文献标识码：A文章编号 ：1001-4977 （2019）01-0029-05收稿日期：2018-09-20收到初稿，2018-10-25收到修订稿。

A356合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小等特点，加之质量轻、价格适中、回收率高，已成为减轻汽车自重的首选材料[1-3]。

目前广泛用于摩托车、汽车轮毂[4-5]。

随着汽车工业的不断发展，铝合金轮毂的造型越来越复杂、精细，因此对A356合金的综合力学性能提出了更高的要求[1，6]。

由于该合金在常规铸造生产中，其组织中存在粗大块状和板条、板片状共晶硅，该共晶硅组织严重割裂铝合金基体，从而降低了合金的力学性能，因此改变共晶硅相的形貌是提高该铝合金性能的有效途径[7-8]。

Sr作为变质细化剂加入铝合金中，会对铝合金的组织及力学性能产生重要的影响。

A356合金经变质和热处理后，其铸造组织和力学性能显著提高。

Sr对A356合金具有良好的变质效果，具有绿色、环保、变质长效性等优点，应用广泛[9]。

为此，本研究就Sr变质剂加入量及T6热处理对A356合金组织及力学性能的影响进行了探索，为该合金的工业化生产提供了工艺参数和理论依据。

A356合金铸造热应力数值模拟及热裂纹预测薛祥，赵征伟（哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，黑龙江哈尔滨150001）摘要：利用ProCAST有限元数值模拟软件对A356合金铸件凝固过程中的热应力场进行了模拟，并利用该软件中的热裂纹预测模块（HTI模块）对铸件的热裂纹情况进行了预测，通过将热裂纹预测结果及热应力场数值模拟结果与实际浇注铸件的热裂纹情况进行对比，深入研究了铸件热裂纹的产生原因及有效的预测方法。

关键词：数值模拟；热应力；热裂纹Abstract: By using the commercial software ProCAST, the thermal stress fields during solidification of A356 alloy castings were simulated and the hot tearing situations in the castings were predicted by using the hot tearing prediction module HTI programmed in ProCAST. Through the comparison of the results of the simulated thermal stress fields and the hot tearing situations observed in the actual castings, the main factors and effective prediction methods for casting hot tearing were studied.Key words: numerical simulation, thermal stress, hot tearing在铸造生产中，热裂纹是一种很普遍且非常严重的铸造缺陷，铸件中一旦产生热裂纹就意味着将要修补甚至直接报废，从而产生严重的经济损失。

| 工程技术与应用| Engineering Technology and Application·82·2017年5月热处理对A356铝合金组织与性能的影响分析朱文婧（浙江万丰奥威汽轮股份有限公司，浙江 绍兴 312500）摘 要：热处理是优化A356铝合金内部组织状态以及使用性能参数的重要加工手段，可用于核心铝合金铸造车轮的进一步精密制造。

其中，合理的热处理时间以及相应的温度给完成汽车行业的精密A356合金构件提供了更高的力学机制。

作为汽车制造行业中的技术支撑，热处理工艺与时俱进，优化各项参数，完善力学机制，从而达到当今产业以及行业的需求。

这对于A356铝合金内部组织状态以及使用性能参数是十分有必要的。

文章主要观察A356铝合金内部组织以及外部力学机制，研究其主要指标变化，从而可知热处理对于A356铝合金铸件的影响，提出A356铝合金铸件热处理的优化方案。

关键词：热处理；A356铝合金；性能中图分类号：TG166.3 文献标志码：A文章编号：2096-2789（2017）05-0082-02热处理工艺是对于各类金属以及非金属材料性能进行优化的一种综合加工技术。

其中热处理工艺中的温度以及时间是影响其优化功能的重要参数。

对于A356铝合金的特定热处理方式来讲，其固溶以及时效的温度等工艺参数优化可以提高A356铝合金的力学机制，同时保证A356铝合金具有优良的加工性能。

热处理工艺可以完成一些机械外壳，金属接头，小型齿轮，高强度耐热部件等各类材料性能的要求，同时保证A356铝合金不易损坏且不发生变形，最后达到所需要的结构以及形状，满足汽车制造行业的功能需要。

经热处理后实现合适的强度、较好的塑性以及高冲击韧性，所以是汽车行业铸造铝轮毂的不二之选。

近年来，政府陆续发布了汽车行业以及制造业的有关计划。

汽车行业的轻量化目标急需解决。

这关系着汽车整体结构的轻便以及汽车复杂构架的可实现性。

文章主要观察A356铝合金内部组织以及外部力学机制，研究其主要指标变化，从而可知热处理对于A356铝合金的影响，提出A356铝合金车轮铸件热处理的优化方案。

铝合金铸件凝固温度测量及分析敬必成代习彬罗定荣刘志先周麟升重庆新红旗缸盖制造有限公司，重庆 402560摘要：通过实验在线测量铸件凝固过程温度变化，绘制凝固过程温度曲线图。

计算出凝固过程中温度梯度、冷却速度、凝固方式。

根据计算结果分析及预测可能产生的缺陷。

关键词：凝固过程；温度梯度；凝固方式；冷却速度铸件是熔融金属注入铸型，凝固后得到的具有一定形状、尺寸和性能的金属零件或零件毛坯[1]。

金属的凝固是铸件形成过程中的重要环节，在很大程度上决定铸件的内部质量。

铸件出现的缩孔、缩松、针孔、浇不足、偏析、冷裂、热裂、变形等缺陷都是在凝固过程中产生的。

所以，认识铸件的凝固规律，对防止产生铸造缺陷、改善铸件组织、提高铸件的性能，有十分重要的意义。

而测定铸件凝固温度场是了解铸件凝固过程的一个非常重要的途径。

铸件的凝固方式主要分为逐层凝固、糊状凝固（体积凝固）及中间凝固。

铝合金铸件几乎都是逐层凝固成型。

逐层凝固的凝固前沿与熔液直接接触，金属由液体转变为固态时发生的体积收缩，直接得到熔液的补充。

因此，凝固过程中产生缩松的倾向小，而在最后凝固部位形成缩松。

在凝固过程中，由于收缩受阻而产生晶间裂纹，容易得到溶液的补充，使裂纹愈合，所以热裂倾向小[2]。

冷却速度对铸件质量也有显著的影响。

冷却速度越大，枝晶间距越小，A356铝合金变质效果越好[3]。

冷却速度对针孔的形成也有影响[4~6]。

冷却速度越快形成的气孔较少，分布比较集中并呈规则的小圆形。

冷却速度慢时形成的气孔不仅数量多分布离散，而且大小形状各不相同[7]。

1 实验条件及方法选取公司正常生产的A356铝合金缸盖A和缸盖B，在火花塞孔（未预铸）中部选取三个点进行温度测量，具体测量点位置如图1、图2所示。

将热电偶固定在测量点后，在线测量凝固过程温度变化，做出凝固过程温度曲线图。

位置“上”为冒口，位置“中”为火花塞孔上部，位置“下”为火花塞孔下部。

图1 缸盖A温度测量点示意图图2 缸盖B温度测量点示意图2 实验结果缸盖A凝固过程温度曲线图如图3所示，缸盖B凝固过程温度曲线图如图4所示。

A356铝合金的组织与性能研究目录摘要 (2)Abstract (2)1 绪论 (1)1.1 引言 (1)1.2 铝及其合金概述 (1)1.3 热处理工艺 (2)1.4 A356铝合金研究现状 (3)1.5 主要内容 (4)2 实验方法及过程 (4)2.1 合金成分 (4)2.2 试样制备和热处理方法 (4)2.2.1 试样切割 (4)2.2.2 热处理 (5)2.3 金相观察 (6)2.3.1 金相试样的制备 (6)2.3.2 金相观察 (7)2.4 力学性能的测试 (7)2.4.1 硬度测试 (7)2.4.2 拉伸性能测试 (7)3 实验结果及分析 (8)3.1 金相组织观察结果 (8)3.1.1 热处理前的微观组织 (8)3.1.2 热处理后的微观组织 (10)3.2 力学性能分析 (11)3.2.1 表面硬度 (11)3.2.2 拉伸性能 (14)4 结论 (15)致谢 (16)参考文献 (17)百色学院本科毕业论文（设计）诚信保证书 (19){TC “摘要”l 1 }摘要：对A356铝合金分别进行金相观察和力学试验，研究其微观组织及性能，同时探讨热处理方式对A356铝合金组织与性能的影响，结果发现枝状晶比较粗大，分布松散，表面硬度、抗拉强度和屈服强度都较低，塑性较好。

经一定热处理后，粗大共晶硅熔断形成分布均匀、趋于球化的细小颗粒，除了塑性有所降低外，其他力学性能都有了显著提高。

最佳热处理工艺为(560℃+6h)固溶+（180℃+4h)人工时效。

关键词：A356铝合金；固溶处理；时效处理；力学性能；微观组织Research on Microstructure and Properties of A356Aluminum Alloy{TC “Abstract”l 1 }Abstract：The microstructures and properties of A356 aluminum alloy were investigated by means of optical metallography and tensile test. Meanwhile, the effects of heat treatment on microstructure were analyzed. The results show that the more coarse dendrites are evenly distributed, the lower hardness, tensile strength, yield strength and the greater plastic are obtained. The coarse dendrites are broken off, uniform distribution and granular after heat treatment. The mechanical properties have significantly improved except for ductility. The optimized solution treatment for 6 hours at 560℃ and aging treatment for 4 hours at 180℃ are recommended.Key words：A356 aluminum alloy; Solid solution treatment; Aging treatment; Mechanical properties; microstructure1 绪论1.1 引言材料是国民经济和社会发展的重要物质基础，是现代技术的三大支柱之一，其中，铸造铝合金在工程材料领域中又占有非常重要的地位。

西安工业大学硕士学位论文铸造A356铝合金组织与性能的研究姓名：董大军申请学位级别：硕士专业：材料物理与化学指导教师：王正品;上官晓峰20070523柏安ｌ业入学硕＋学竹论文一般来说，随着枝品的数量增加，Ｒａｄｈａｋｖｉｓｈｎａ等人得出Ｙ＝Ａ＋ＢＸ＋ＣＸ２１６１Ｊ枝品闻距的减小，其力学性能也得到提高，其中Ｙ可以表示抗拉强度％、屈服强度盯，、为常数，Ｂ为负值，对于Ａ３５６合金来说，（２—１）延伸率６，ｘ表示枝晶臂间距。

Ａ、Ｂ、ＣＵＴＳ＝４０．８６—０．４５九＋石１６１Ｊ（２．２）可以看出，减小二次枝晶臂间距可以提高合金的力学性能，细化枝晶是提高合金强韧性的有效途径之一。

同时，细化枝晶还能改善合金的补缩能力，有利于消除缩孔、缩松，防治冷隔，细化有害杂质相。

对于完全变质的近共晶舢．ｓｉ合金来说，力学性能与枝晶数量是线形相关的【６２１。

２．４．２共晶颗粒Ａ３５６合金中的共晶颗粒包括共晶区域中的共晶ｓｉ和化合物相。

共品颗粒的尺寸、长径比和聚集程度对塑性变形过程中颗粒的开裂有着重要的影响【”１．图２．３为合金的金相组织照片。

照片中晶粒比较粗大，共晶硅形态为短棒状和针状，主要沿着晶界分布。

由于采用钠变质，有效时间短、易失效、重溶性差等造成变质不均匀、不充分，ｓｉ相对基体产生了割裂作用，其尖端和棱角处引起应力集中，合金容易沿晶粒的边界开裂，或是板状ｓｉ本身开裂而形成裂纹，使合金力学性能特别是伸长率显著降低。

图２－３Ａ３５６原始组织（未经腐蚀）另外合金中重要的化合物相还有富Ｆｅ相。

Ｗａｎｇ指出，固溶处理后存在的富Ｆｅ相的性质、类型和数量主要取决于合金中的Ｍｇ召－ｉ［１５９删。

当Ｍｇ含量低于０．３５．０．４０％（重量西安工业大学硕士学位论文百分比）时，大部分的富Ｆｅ相为尺寸较小的片状卢相（为ＡｌｓＦｅＳｉ），当Ｍｇ含量较高时，合金中的Ｆｃ趋向予形成尺寸较大的汉字形貌（＂Ｃｈｉｎｅｓｅｓｃｒｉｐｔ”ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ）的化合物万相（Ａ１９ＦｅＭｇａＳｉ５）。

A356铝合金非平衡凝固与固态相变一体化研究凝固和热处理是铸造Al-Si-Mg合金加工中两个紧密关联的工艺过程。

凝固过程主要控制合金中晶粒的大小,以及最大限度地减少缩松、缩孔、宏观偏析等铸造缺陷,而热处理则进一步优化合金强化微观组织并大幅改善其力学性能。

因此,凝固与热处理的共同作用是决定合金最终力学性能的关键。

近年来,随先进凝固技术的飞速发展,材料凝固组织的非平衡性大幅提高,其对后续热处理过程中固态相变的影响凸显。

如何理解非平衡凝固对后续固态相变的影响,并有效控制非平衡凝固和固态相变共同作用下的组织演化,是大幅提高铸造Al-Si-Mg合金性能的重要课题。

本文以商用的铸铝Al-Si-Mg（Al-7 Si-0.45 Mg,wt%）合金为研究对象,系统研究了不同非平衡凝固条件下,合金凝固组织的演化规律,以及非平衡凝固组织在后续热处理过程中发生的固态转变行为,分析了不同处理阶段合金微观组织演变对力学性能的影响机理,实现了A356铸造铝合金非平衡凝固和固态相变一体化调控,大幅提高了合金的热处理效率,使合金获得了优异的力学性能。

获得以下主要结论:（1）采用C₂Cl₆对合金熔体进行化学变质精炼处理,当精炼温度为993 K时,合金凝固后的针孔缺陷较少;当精炼处理温度高于或小于993 K,合金熔体精炼效果均较差;在精炼温度（993 K）与浇注温度（953 K）之间,采用过热保温与高纯氩气共同对合金熔体进行处理,可有效地抑制合金凝固组织中发达枝晶的形成以及缩松缺陷的产生;综合利用化学变质剂、熔体过热以及高纯氩气共同对合金熔体进行精炼处理,可以获得微观组织均匀、铸造缺陷较少的优质铸件。

（2）采用末端铜模激冷的砂型铸造以及阶梯金属模铸造方法,在较宽冷却速率（0.12-96 K/s）范围内,实现了A356合金的非平衡凝固。

结果表明:随凝固初始冷却速率的提高,初生α-Al相的二次枝晶间距（SDAS）与共晶Si尺寸明显减小;Mg、Si元素在基体中的溶解度逐渐增加;快速凝固可一定程度上抑制富Fe金属间化合物相的形成。