磷变质对Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni变形合金初晶硅形貌与室温拉伸性能的影响

何克准, 于福晓, 赵大志, 左 良

(1．东北大学 材料各向异性与织构工程教育部重点实验室，沈阳 110004；2．东北大学 材料电磁过程研究教育部重点实验室，沈阳 110004)

磷变质对Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni变形合金初晶硅形貌与室温拉伸性能的影响

何克准1, 于福晓2, 赵大志2, 左 良1

(1．东北大学 材料各向异性与织构工程教育部重点实验室，沈阳 110004；2．东北大学 材料电磁过程研究教育部重点实验室，沈阳 110004)

研究了磷变质对半连续铸造Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni变形合金初晶硅形貌与室温拉伸性能的影响。结果表明：磷变质处理后，铸锭(直径100 mm)中初晶硅形核率增加、颗粒分布均匀，其心部初晶硅平均尺寸由未变质处理的37 µm细化到19 µm；铸态变质处理合金室温抗拉强度为265 MPa，T6状态抗拉强度为345 MPa；实现了大压下量热变形，热变形变质处理合金在T6状态下，抗拉强度达到383 MPa，伸长率为1.15%。

Al-Si合金；初晶硅；磷变质；热变形；拉伸性能

1 实验

将一定量工业纯Al、Si以及中间合金（质量分数）Al-49.7%Cu、Al-9.85%Ni、Al-4.93%Zr和Al-4.96%Ti在50 kW中频感应炉中熔炼。金属液转移到中间包后加入工业纯Mg、Zn及Al-4.85%P中间合金 (后者仅限磷变质处理合金)，所得合金的名义化学成分见表1。对未变质处理和变质处理两种金属液进行除气并静置处理后，于830 ℃进行半连续铸造，获得直径为100 mm的两种合金铸锭。分别从两种铸锭上取尺寸为80 mm×70 mm×70 mm的试样进行热变形。热变形试样在旋风保温炉中升温至480 ℃后保温1 h，随后取出在压力机上进行3道次镦粗，前两道次压下量均为30%，最后一道次压下量为50%，3个道次镦粗方向均相互垂直，道次间试样均回炉保温20 min。

表1 研究合金的名义化学成分Table 1 Nominal chemical composition of studied alloys (mass fraction, %)

在铸锭1/2半径处、心部部位和热变形试样的中部截取金相试样，经研磨抛光后，用Leica DMI5000M型金相显微镜和JEDL−7001F型扫描电镜观察试样的微观组织。在放大100倍视域下选3个随机视场利用Image-Pro Plus软件统计初晶硅颗粒的尺寸。依据ASTM B 557-06 标准制备室温拉伸试样。拉伸试样的取样部位为铸锭心部和热变形试样的中部。拉伸试样的T6处理过程是: 盐浴炉500 ℃固溶2 h，水淬后，马弗炉150 ℃时效16 h。用SANS拉伸实验机测试室温力学性能，拉伸速度1 mm/s，力学性能指标取4个拉伸试样力学性能的平均值。用SSX−500型扫描电镜观察拉伸试样断口。

2 结果与分析

2.1 合金铸态显微组织

图1所示分别为未变质处理和变质处理合金的铸态显微组织。由图1可见，微观组织由初晶硅、α(Al)枝晶(每个初晶硅颗粒在α(Al)枝晶根部被包裹，这种组织也称为晕状组织)和枝晶间的共晶组织(共晶铝、共晶硅和金属间化合物)所组成，图1中黑色多角形块状的物质为初晶硅，黑色不规则状的物质为共晶硅，灰色的物质为金属间化合物。对比未变质处理和变质处理合金的组织可知，未变质处理合金的初晶硅较为粗大且分布不均匀，变质处理合金的初晶硅较为细小而且分布相对均匀弥散。变质处理合金的初晶硅质点数大量增加，说明铸造过程中初晶硅形核率增加。图2所示为铸锭1/2半径处和心部初晶硅颗粒尺寸分布：未变质处理合金的初晶硅颗粒平均尺寸分别为25和37 µm；变质处理合金的分别为15和19 µm。铸造过程中铸锭心部的冷却强度小于外围部分是心部初晶硅尺寸较为粗大的原因。

变质处理合金初晶硅细化的原因之一为AlP异质形核。根据文献[9−11]，AlP与Si都是金刚石结构，且晶格常数接近(aAlP=0.545 nm，aSi=0.542 nm)。合金液经变质处理后，AlP颗粒(熔点为1 060 ℃)在铸造过程中为初晶硅的析出提供了结晶衬底，使初晶硅的形核率增加，促进初晶硅的细化。图3所示为初晶硅内部的小孔洞的能谱分析结果。由图3可见，孔洞中物质含有Al和P。金相试样制备过程中发生的化学反应2AlP+3H2O→2H3P↑+Al2O3，使作为初晶硅形核衬底的AlP部分剥离而形成孔洞[12]。半连续铸造过程中初晶硅获得相对较大的过冷度[8]是变质处理合金初晶硅细化的另一原因。在铸造过程中初晶硅的形核率随其获得的过冷度的增大而增大。对于超过一定尺寸的合金铸坯，直接水冷半连续铸造所能达到的冷却能力比砂型铸造或金属型铸造的高，因而本实验利用半连续铸造结合磷变质处理制备的合金铸锭，初晶硅颗粒得到良好细化。

图1 合金铸态显微组织Fig.1 Microstructures of as-cast alloys: (a), (b), (c) Unmodified alloy; (d), (e), (f) Modified alloy; (a), (b), (d), (e) Half radius region of billet; (c), (f) Central region of billet

从图1(b)和(e)中还可以观察到，未变质处理合金的共晶硅细密，而变质处理合金的共晶硅较为粗疏。BERCOVICI[13]、GOSH和KONDIC[14]曾发现添加磷能使Al-Si合金的共晶硅发生粗化。DAHLE等[15]认为共晶硅的生长形貌和共晶硅的形核率有关，Al-Si合金凝固过程中如果共晶硅的形核率较小，则共晶硅的晶核数量较少，共晶硅固液界面也较小，那么共晶硅的生长速度较快，形貌细密；反之，如果共晶硅的形核率较大，则共晶硅较为粗疏。根据这一理论，在半连续铸造过程中，变质处理可能在增加初晶硅形核率的同时也增大了共晶硅的形核率。此外，变质处理合金的α(Al)枝晶细密且生长方向性明显，铸锭1/2半径处α(Al)枝晶生长方向与水平方向约呈17˚，心部α(Al)枝晶生长方向与水平方向约呈70˚。未变质处理合金的α(Al)枝晶较为粗大且方向性没有变质处理合金的明显。

2.2 合金热变形后显微组织

图2 初晶硅颗粒尺寸分布图Fig.2 Size distribution of primary Si particles: (a), (b) Unmodified alloy; (c), (d) Modified alloy; (a), (c) Half radius region of billet; (b), (d) Central region of billet

图3 AlP形核核心(图中箭头所指)的SEM像和元素面扫描结果Fig.3 SEM image showing AlP nucleating site (marked by arrow) and elemental map scanning results: (a) SEM image; (b) Al; (c) Si; (d) P

图4 AlP形核核心的EDS谱Fig.4 EDS pattern of AlP nucleating site of primary Si particle

图5所示为热变形合金经T6处理得到的组织。对比图1可以观察到，热变形后α(Al)枝晶基本消除，不规则状的共晶硅和金属间化合物演变为颗粒状分布在铝基体上。共晶硅和金属间化合物的颗粒化实际上在热变形前的保温过程中受表面能减少的驱动已经完成，热变形只是在改变α(Al)枝晶形貌的同时，改变了颗粒的分布。未变质处理合金的部分初晶硅发生了破碎(图5(a)中箭头所指)，有的初晶硅内部产生了裂纹，热变形对未变质处理合金组织产生不利影响。变质处理合金的初晶硅基本没有发生破碎。未变质处理合金的初晶硅尺寸较大，且合金中强化元素含量较高，热变形过程中在初晶硅颗粒的周围会形成较大的应力集中，当初晶硅所受的应力超过其强度极限时，初晶硅便发生破碎。变质处理合金的初晶硅颗粒较小，在热变形过程中初晶硅颗粒周围的应力集中较小，因而变质处理合金的初晶硅不易发生破碎。

2.3 合金室温拉伸性能

表2所列为未变质处理和变质处理合金的室温拉伸性能。与未变质处理合金的抗拉强度207 MPa相比，变质处理合金铸态的抗拉强度为265 MPa，增加了58 MPa。经T6处理后，未变质合金抗拉强度提高到298MPa，变质处理合金则提高到345 MPa。变质处理合金经过热变形加T6处理后，抗拉强度进一步提高，达到383 MPa，而未变质处理合金经热变形加T6处理后的抗拉强度与其铸态加T6处理的相比有所下降。变质处理合金经过热变形后初晶硅基本没有发生破碎，共晶硅与未溶解金属间化合物颗粒化(见图5(c)和(d))，上述组织与T6处理形成的沉淀硬化相的共同作用使合金的抗拉强度得到提高。未变质处理合金经热变形后部分粗大初晶硅发生破碎或内部产生裂纹(见图5(a)和(b))，拉伸试样被加载时，微孔于初晶硅破碎处预先形核，因而未变质处理合金经热变形后抗拉强度下降。

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表2 合金室温拉伸性能Table 2 Tensile properties of alloys at ambient temperature

图5 合金热变形后显微组织(箭头所指为初晶硅颗粒破碎处)Fig.5 Microstructures of alloys after hot deformation (Fractured primary Si particles are marked by arrows): (a), (b) Unmodified alloy; (c), (d) Modified alloy

图6所示为未变质处理和变质处理合金的室温拉伸试样断口形貌。从图6中可以观察到，拉伸试样断口均存在大量断裂硅颗粒的解理面。拉伸试样被加载并刚开始产生塑性变形时，由于初晶硅不可变形，因而在初晶硅颗粒周围形成应力集中。当应力超过初晶硅强度极限时初晶硅发生断裂，在载荷的作用下微孔于初晶硅断裂处形核，近邻微孔的连接形成微裂纹，微裂纹的不断扩展直至相互联接造成拉伸试样断裂。此外，合金铸态拉伸试样的断口韧窝数量较少(见图6(a)和(d))，热变形后拉伸试样断口的韧窝数量增多(见图6(c)和(f))，这是由于经过热变形后铸态组织中的α(Al)枝晶基本消除，不规则状的共晶硅和金属间化合物演变为颗粒状分布在铝基体上，铝基体更容易进行塑性变形。

图6 未变质处理与变质处理合金室温拉伸断口SEM像Fig.6 SEM images for fracture surfaces of tensile specimens: (a), (b), (c) Unmodified alloy; (d), (e), (f) Modified alloy; (a), (d) As-cast; (b), (e) As-cast+T6; (c), (f) Hot deformed+T6

3 结论

1) 结合磷变质处理的半连续铸造可有效细化Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni过共晶铝硅合金铸锭(直径100 mm)中的初晶硅颗粒并改善其分布。未变质处理合金铸锭心部初晶硅平均尺寸为37 µm，变质处理铸锭心部初晶硅平均尺寸则细化到19 µm。

2) 变质处理合金由于初晶硅颗粒尺寸减小经过热变形后少有发生破碎；未变质处理合金经热变形后部分粗大初晶硅发生破碎。热变形中破碎的初晶硅颗粒直接导致力学性能的降低。

3) 实现了半连续铸造Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni合金的大压下量热变形，变质处理合金在各种状态下力学性能均较未变质处理合金提高。热变形变质处理合金在T6状态下，抗拉强度达到383 MPa，伸长率为1.15%。

REFERENCES

[1]ZEREN M. The effect of heat-treatment on aluminum-based piston alloys[J]. Materials & Design, 2007, 28(9): 2511−2517.

[2]CHEN M, ALPAS A T. Ultra-mild wear of a hypereutectic Al-18.5wt% Si alloy[J]. Wear, 2008, 265(1/2): 186−195.

[3]孔凡校. 过共晶铝硅活塞合金的研究[D]. 重庆: 重庆大学, 2007: 1−2. KONG Fan-xiao. Study on hypereutectic Al-Si piston alloy[D]. Chongqing: Chongqing University, 2007: 1−2.

[4]RAJABI M, SIMCHI, DAVAMI P. Microstructure and mechanical properties of Al-20Si-5Fe-2X(X=Cu, Ni, Cr) alloys produced by melt-spinning[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 492: 443−449.

[5]CHEN C M, YANG C C, CHAO C G. A novel method for net-shape forming of hypereutectic Al-Si alloys by thixocasting with powder performs[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2005, 167(1): 103−109.

[6]SRIVASTAVA A K, SRIVASTAVA V C, GLOTER A, OJHA S N. Microstructural features induced by spray processing and hot extrusion of an Al-18%Si-5%Fe-1.5%Cu alloy[J]. Acta Materialia, 2006, 54(7): 1741−1748.

[7]YOON S C, HONG S J, HONG S I, KIM H S. Mechanical properties of equal channel angular pressed powder extrudates of a rapidly solidified hypereutectic Al-20wt.%Si alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 449/451: 966−970.

[8]YU Fu-xiao, PEI Jian-hua, HE Ke-zhun, ZHAO Da-zhi, ZUO Liang. Solidification microstructure and temperature field during direct chill casting of Al-16Si alloy[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2009, 62(4/5): 347−351.

[9]HO C R, CANTOR B. Heterogeneous nucleation of solidification of Si in Al-Si and Al-Si-P alloys[J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1995, 43(8): 3231−3246.

[10]LESCUYER H, ALLIBERT M, LASLAZ G. Solubility and precipitation of AlP in Al–Si melts studied with a temperature controlled filtration technique[J]. Journal of Alloys and Compounds, 1998, 279(2): 237−244.

[11]SHINGU P H, TAKAMURA J I. Grain-Size refining of primary crystals in hypereutectic Al-Si and Al-Ge alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions B, 1970, 1(8): 2339−2340.

[12]刘相法, 乔进国, 刘玉先, 李士同, 边秀房. Al-P中间合金对共晶和过共晶Al-Si合金的变质机制[J]. 金属学报, 2004, 40(5): 471−476. LIU Xiang-fa, QIAO Jing-guo, LIU Yu-xian, LI Shi-tong, BIAN Xiu-fang. Modification performance of the Al-P master alloy for eutectic and hypereutectic Al-Si alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2004, 40(5): 471−476.

[13]BERCOVICI S. Control of solidification structure and properties of Al-Si alloys[C]//DALES. 45th International Foundry Congress. Budapest, Hungary, 1978: 8.

[14]GOSH S, KONDIC V. Modern casting[M]. AFS Trans, 1963: 17.

[15]MCDONALD S D, NOGITA K, DAHLE A K. Eutectic nucleation in Al-Si alloys[J]. Acta Materialia, 2004, 52(14/16): 4273−4280.

(编辑 何学锋)

Effects of phosphorus modification on morphology of primary silicon particles and mechanical properties of wrought Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni alloy

HE Ke-zhun1, YU Fu-xiao2, ZHAO Da-zhi2, ZUO Liang1
(1. Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Ministry of Education, Northeastern University, Shenyang 110004, China; 2. Key Laboratory of Electromagnetic Processing of Materials, Ministry of Education, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

The effects of phosphorus modification on the morphology of primary silicon particles and mechanical properties of a wrought direct chill (DC) cast Al-17.5Si-4.5Cu-1Zn-0.7Mg-0.5Ni alloy were investigated. The results show that the addition of phosphorus increases the nucleation rate of primary Si in the billet (100 mm in diameter) leading to fine and uniform distribution of primary Si particles. The average size of the primary Si particles in the modified alloy in the central region of the billet is 19µm, comparing with that of 37µm in the unmodified alloy. The achieved ultimate tensile strength (UTS) of the modified alloy is 265 MPa in the as-cast state and 345 MPa in T6 condition. Hot deformation of modified and unmodified alloys with high per-pass reduction is carried out. The UTS and elongation of the hot-deformed modified alloy in T6 condition are 383MPa and 1.15%, respectively.

Al-Si alloy; primary silicon; phosphorus modification; hot deformation; tensile property

TG146.2

A

国家高技术研究发展计划资助项目(2007AA03Z516, 2008AA030701)；国家自然科学基金资助项目(50734006, 50111030)

2009-08-25；

2009-11-22

于福晓，教授，博士；电话：024-83681749；Email: fxyu@mail.neu.edu.cn

1004-0609(2010)11-2081-07