Al-Si-Fe-Mn（Y）中间合金对Al-Si合金的变质研究
发布时间：2021-03-02 23:00
随着能源、环境和安全问题的日益严峻,材料轻量化成为交通运输、航空航天等行业发展的新方向,而铸造Al-Si合金因其低密度、比强度高、耐磨性和耐腐蚀性良好等优点成为材料轻量化发展方向的优选材料。然而,铸造Al-Si合金微观组织由发达的α-Al枝晶和粗大的Si相组成。合金中粗大的初生Si和共晶Si分布于基体上会破坏基体的连续性,并且存在的尖端和棱角在载荷作用下容易引起应力集中,使得合金的力学性能降低。为了提高铸造Al-Si合金的力学性能,化学变质是细化α-Al和变质Si相的有效方法。因此,本文进行了合金元素对Al-Si合金微观组织、力学性能和摩擦性能的影响研究,为Al-Si合金的工业化应用提供科学依据和理论指导。本文以过共晶Al-20Si合金中初生Si和共晶Si以及亚共晶Al-7Si合金中α-Al枝晶和共晶Si为研究对象,采用光学显微镜、场发射扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪和差示扫描量热分析仪研究Al-Fe和Al-20Si-2.5Fe-2Mn中间合金对过共晶Al-20Si合金中初生Si和共晶Si的形貌及尺寸的影响;研究Al-20Si-2.5Fe-2Mn/Y对亚共晶Al-7Si合...
【文章来源】：兰州理工大学甘肃省
【文章页数】：91 页
【学位级别】：硕士
【部分图文】：
Al-Si合金相图[6]
Al-Si-Fe-Mn(Y)中间合金对Al-Si合金的变质研究2Si。相图中共晶点的Si量等于12.6%，为共晶Al-Si合金，其凝固过程为L→共晶α-Al+共晶Si，最终凝固组织为共晶组织。过共晶Al-Si合金（Si含量大于12.6%）的凝固过程为L→L+初生Si→初生Si+共晶组织（α-Al共晶+共晶Si），最终形成的凝固组织为α-Al、初生Si和共晶Si。图1.1Al-Si合金相图[6]Figure1.1PhasediagramofAl-Sialloys[6]1.2.1亚共晶Al-Si合金图1.2亚共晶Al-Si合金中粗大的α-Al枝晶以及针状和片状共晶Si:(a)α-Al;(b)共晶SiFigure1.2Thecoarseα-Aldendrites,needle-likeandplate-likeeutecticSiinhypoeutecticAl-Sialloy:(a)α-Al;(b)eutecticSi在铸态未细化和变质条件下，亚共晶Al-Si合金组织主要由粗大的α-Al枝晶和板片状或长针状共晶Si组成，如图1.2所示。在亚共晶Al-Si合金凝固过程中，首先析出α-Al的单相组织，其晶体生长过程不仅受温度的影响，更主要受溶质浓度的影响。根据经典凝固理论，当单相凝固平界面生长达到稳定状态后，对于溶质平衡分配系数(k0)小于1的亚共晶Al-Si合金，其固液(S/L)界面前沿的液相内将会形成稳定的溶质
硕士学位论文3富集层，利用Al-Si合金平衡相图，可以得到晶体生长前沿液相的“成分过冷”区[7-9]。然而，在实际凝固过程中干扰是不可避免的，它会影响该“成分过冷”区内液相的稳定性，形成了使S/L界面扰动得以发展的驱动力，如图1.3(a)所示[10]。图1.3(b)给出了亚共晶Al-Si合金单相凝固时液相内实际温度梯度(Tq)小于液相线温度梯度(TL)的情况，出现“成分过冷”区的形成，使得单相凝固平界面被破坏，形成树枝晶，并且随着界面扰动增强，使得凸入液相内的S/L界面推进速度越快，其界面形态凹凸不平，更有利于枝晶的生长[7,10]。另外，α-Al枝晶的晶体学择优长大方向为<001>晶向，而且其热流在各个方向是一致的。因此，在晶体长大过程中，在一次枝晶臂上还可以长出<001>晶向的二次枝晶臂，如图1.2(a)所示。随着凝固过程的继续进行，在共晶温度时剩余液相发生共晶转变，形成了（α-Al+Si）的共晶团。在共晶温度以下，共晶α-Al依附于领先析出的初生α-Al长大，凝固结束时形成形貌相近的α-Al枝晶。图1.3亚共晶Al-Si合金中S/L界面前沿成分过冷对α-Al形貌的影响[10]:(a)成分过冷区;(b)α-Al枝晶形貌Figure1.3Theinfluenceofconstitutionalunder-coolingatthefrontoftheS/Linterfaceonthemorphologyofα-AlphaseinhypoeutecticAl-Sialloy[10]:(a)theregionofconstitutionalunder-cooling;(b)themorphologyofα-Aldendrites对于共晶Si的生长，因为Al-Si合金属于金属型-非金属型合金，故其共晶特征为非规则共晶（非小平面-小平面）。由于固液界面呈小平面的Si晶体长大的各向异性（例如晶面能、传热、传质和最优生长方向），S/L界面为特定的晶面，在共晶团长大过程中，α-Al相和共晶Si也依靠液相中溶质原子的扩散而“合作”长大，所形?
本文编号：3060115
【文章来源】：兰州理工大学甘肃省
【文章页数】：91 页
【学位级别】：硕士
【部分图文】：
Al-Si合金相图[6]
Al-Si-Fe-Mn(Y)中间合金对Al-Si合金的变质研究2Si。相图中共晶点的Si量等于12.6%，为共晶Al-Si合金，其凝固过程为L→共晶α-Al+共晶Si，最终凝固组织为共晶组织。过共晶Al-Si合金（Si含量大于12.6%）的凝固过程为L→L+初生Si→初生Si+共晶组织（α-Al共晶+共晶Si），最终形成的凝固组织为α-Al、初生Si和共晶Si。图1.1Al-Si合金相图[6]Figure1.1PhasediagramofAl-Sialloys[6]1.2.1亚共晶Al-Si合金图1.2亚共晶Al-Si合金中粗大的α-Al枝晶以及针状和片状共晶Si:(a)α-Al;(b)共晶SiFigure1.2Thecoarseα-Aldendrites,needle-likeandplate-likeeutecticSiinhypoeutecticAl-Sialloy:(a)α-Al;(b)eutecticSi在铸态未细化和变质条件下，亚共晶Al-Si合金组织主要由粗大的α-Al枝晶和板片状或长针状共晶Si组成，如图1.2所示。在亚共晶Al-Si合金凝固过程中，首先析出α-Al的单相组织，其晶体生长过程不仅受温度的影响，更主要受溶质浓度的影响。根据经典凝固理论，当单相凝固平界面生长达到稳定状态后，对于溶质平衡分配系数(k0)小于1的亚共晶Al-Si合金，其固液(S/L)界面前沿的液相内将会形成稳定的溶质
硕士学位论文3富集层，利用Al-Si合金平衡相图，可以得到晶体生长前沿液相的“成分过冷”区[7-9]。然而，在实际凝固过程中干扰是不可避免的，它会影响该“成分过冷”区内液相的稳定性，形成了使S/L界面扰动得以发展的驱动力，如图1.3(a)所示[10]。图1.3(b)给出了亚共晶Al-Si合金单相凝固时液相内实际温度梯度(Tq)小于液相线温度梯度(TL)的情况，出现“成分过冷”区的形成，使得单相凝固平界面被破坏，形成树枝晶，并且随着界面扰动增强，使得凸入液相内的S/L界面推进速度越快，其界面形态凹凸不平，更有利于枝晶的生长[7,10]。另外，α-Al枝晶的晶体学择优长大方向为<001>晶向，而且其热流在各个方向是一致的。因此，在晶体长大过程中，在一次枝晶臂上还可以长出<001>晶向的二次枝晶臂，如图1.2(a)所示。随着凝固过程的继续进行，在共晶温度时剩余液相发生共晶转变，形成了（α-Al+Si）的共晶团。在共晶温度以下，共晶α-Al依附于领先析出的初生α-Al长大，凝固结束时形成形貌相近的α-Al枝晶。图1.3亚共晶Al-Si合金中S/L界面前沿成分过冷对α-Al形貌的影响[10]:(a)成分过冷区;(b)α-Al枝晶形貌Figure1.3Theinfluenceofconstitutionalunder-coolingatthefrontoftheS/Linterfaceonthemorphologyofα-AlphaseinhypoeutecticAl-Sialloy[10]:(a)theregionofconstitutionalunder-cooling;(b)themorphologyofα-Aldendrites对于共晶Si的生长，因为Al-Si合金属于金属型-非金属型合金，故其共晶特征为非规则共晶（非小平面-小平面）。由于固液界面呈小平面的Si晶体长大的各向异性（例如晶面能、传热、传质和最优生长方向），S/L界面为特定的晶面，在共晶团长大过程中，α-Al相和共晶Si也依靠液相中溶质原子的扩散而“合作”长大，所形?
本文编号：3060115
本文链接：https://www.wllwen.com/kejilunwen/jinshugongy/3060115.html
教材专著
