A356铝合金中富铁相组织演变规律及控制

发布时间：2020-11-04 11:36

　　 A356作为Al-Si铸造合金的典型材料,被广泛应用于汽车摩托车轮毂、发动机缸体和大型航空航天薄壁结构件等重要零件的制造。Fe作为A356铝合金中的不可避免的杂质元素,会在合金中形成富铁相,严重影响铝合金的力学性能,因此在实际生产中会应用一些工艺措施降低合金中的Fe含量。然而,国外对A356合金中Fe含量的控制标准高于国内标准,因此研究A356铝合金中富铁相演变规律,对改善其综合力学性能、提高其服役能力及安全性能、降低A356合金实际生产成本具有重要的理论及实际意义。本文制备不同Fe含量A356铸造合金,采用扫描电镜(SEM)、定量金相统计分析、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)、(高分辨)透射电镜显微(TEM)等多种分析表征方法,并结合力学拉伸实验,研究了A356合金中富铁相随Fe含量变化的演变规律及其对合金拉伸性能的影响,探讨了稀土钕(Nd)对合金中富铁相微观调控作用规律及拉伸性能影响,基于热力学原理分析了合金中富铁相的生长和演变机理。主要结论如下:(1)随着Fe含量由0.1 wt.%升高到0.2 wt.%,A356合金中主要富铁相先是由独立生长的粗大汉字状π-AlSiMgFe相转变为针状β-AlFeSi相;当Fe含量进而升高到0.3 wt.%时,合金中的富铁相发展为汉字状π-AlSiMgFe相在粗大针状β-AlFeSi相表面生长。π-AlSiMgFe相和β-AlFeSi相的三维深腐蚀形貌分别为多层类海草状和不规则多边形片状。合金中β-AlFeSi相在Fe含量为0.2 wt.%合金中主要以形核为主;当Fe含量提升至0.3 wt.%时,β-AlFeSi相在合金中充分生长可能促进π-AlSiMgFe相的形成,因此β-AlFeSi相含量随Fe含量的升高而增加,而π-AlSiMgFe相含量先降低后升高。随着Fe含量升高,合金力学性能逐渐降低,并且合金中π-AlSiMgFe相含量变化会影响合金力学性能下降幅度。β-AlFeSi相表面的π-AlSiMgFe相在拉伸应力状态下能产生并诱导裂纹向β-AlFeSi相内部扩展,降低β-AlFeSi相对合金基体的割裂作用。(2)Nd添加对A356-0.3Fe合金中β-AlFeSi相含量没有明显影响,但π-AlSiMgFe相含量先升高后降低,并在0.03Nd合金中达到最大值。随着Nd添加量的增加,富Nd颗粒形貌逐渐变得粗大,并在β-AlFeSi相表面聚集生长。另外,Nd添加会影响合金凝固行为,促进合金中π-AlSiMgFe相的形成。经T6热处理后,粗大富Nd颗粒会发生破碎、球化,并且π-AlSiMgFe相转变为β-AlFeSi相,导致热处理态合金中的β-AlFeSi相含量有所升高。结合拉伸实验,铸态合金抗拉强度与屈服强度随稀土Nd添加量的增加而小幅波动,但伸长率随稀土Nd添加量的增加先升高后降低;经T6热处理后,合金的抗拉强度、屈服强度与铸态合金相比显著提高,但伸长率明显低于铸态伸长率,并且拉伸性能随稀土Nd添加量的增加先升高后降低。最终,确定了A356-0.3Fe合金中Nd最佳加入量为0.03 wt.%,并且该成分合金力学性能提升到与A356-0.2Fe合金力学性能相当。(3)β-AlFeSi相在A356-0.3Fe合金中出现相互连接交织,并且π-AlSiMgFe相主要分布在β-AlFeSi相的相互连接交织区域和片层中心区域。合金中π-AlSiMgFe相的显微硬度(71.1 HV)介于β-AlFeSi相(97.3 HV)和合金基体(50.4 HV)之间。此外,π-AlSiMgFe相与β-AlFeSi相的晶体学位相关系为[1?10]_(β-AlFeSi)∥[12?10]_(π-AlSiMgFe),并且界面为一个宽度约0.4 nm的非晶过渡区域。在微观尺度上,包晶反应界面为平坦光滑的界面。随着凝固进程的发生,合金中β-AlFeSi相生长和交织阻碍了残余熔体中溶质扩散,导致β-AlFeSi相表面产生微观缺陷和溶质富集,产生的成分过冷提高了β-AlFeSi相表面四元包晶反应的过冷度,进而提高了该反应的吉布斯自由能,促进π-AlSiMgFe相在β-AlFeSi相表面形成与生长。
【学位单位】：重庆大学
【学位级别】：博士
【学位年份】：2018
【中图分类】：TG146.21
【部分图文】：

图 1.1 Al-Si-Mg 三元相图：(a)液相线投影图，(b)固相线投影图，(c)固溶线投影图[9]ig. 1.1 Al-Si-Mg ternary phase diagram: (a) Liquidus projection, (b) Solidus projection, (c) Solvprojection在实际情况下，熔融的铝液中不可避免的引入 Fe 杂质元素。根据 Al-Fe-Si相图，如图 1.2 所示。对于亚共晶铝硅合金来说，合金的平衡结晶凝固过程为先，熔体中结晶出 -Al，然后发生共晶反应：L → -Al ＋ Al3Fe；当温度降28 °C 时，残余熔体与初生 Al3Fe 发生包晶反应：L + Al3Fe → -Al ＋ -Fe；度继续降到 612 °C 时，残余熔体与初生 -Fe 发生包晶反应：L + -Fe → -Al -Fe，温度进一步降为 575 °C 时，发生最终三元共晶反应 L → -Al ＋ Si + β-F

1.2 Al-Si-Fe 三元相图：(a)液相线投影图[9]，(b)铝角固态相区分布[10]，(c)550 °C 等温截面[1]，(d)0.5 wt.%Fe 铝角相图[1]，(e)0.7 wt.%Fe 铝角相图[11]Fig. 1.2 Al-Si-Fe ternary phase diagram: (a) Liquidus projection, (b) Al corner of the phaseistribution in the solid, (c) Isothermal section at 550 °C, (d) 0.5 wt.%Fe vertical section, (e) 0.7Fe vertical section由于合金中 Fe 的出现，使得合金的结晶过程和相组成变得更加复杂，根据资料和金相试验表明，亚共晶铝硅合金 ZL101 中存在的含 Fe 杂质相，除常见-Fe (Al12Fe3Si)、β-Fe (Al9Fe2Si2)以外，还存在一种四元相 Al8Mg3FeSi6，它由包反应 L + β-Fe → -Al + Si + Al8Mg3FeSi6和共晶反应 L → -Al + Si + Mg2Sl8Mg3FeSi6形成[12]。.2.2 合金元素在 A356 合金中的作用表 1.1 列出了常用的 356 系合金的化学元素成分。由此可知，A356 铸造铝除了 Al、Si 主要元素外，还有 Mg、Fe、Cu、Mn、Zn、Ti，以及其他微量元素

1 绪 论高冷却速度的常温组织中。π-AlSiMgFe 相一般在有 Mg 存在的 Al-Si 合金中出现，其形貌通常为块状或汉字状[36]。在 A356 合金凝固过程中，567 °C 时 β-AlFeSi 相与液相发生四元包晶反应 L + β-AlFeSi → -Al ＋ Si + π-AlSiMgFe；554 °C 时发生四元共晶反应 L → -Al + Si + Mg2Si + π-AlSiMgFe[10, 12]。Mn 在合金中能诱导β-AlFeSi 相转变为短棒状或鱼骨状的 -Al(Mn,Fe)Si 相，降低 β-AlFeSi 相对基体的不利影响。这是因为 Mn 能扩大 -Al(Mn,Fe)Si 相反应温度区间，从而发生 L +β-AlFeSi → -Al ＋ Si + -Al(Mn,Fe)Si 转变[20]。
【参考文献】

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本文编号：2870045