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Al- M n –C e合金對A356鋁合金的細(xì)化機制

2016-08-18 09:49:13 安裝信息網(wǎng)

汪以祥王立生張振棟

（中信戴卡股份+有限公司）

摘要主要研究了0. 1%的Al92Mn6Ce2鑄態(tài)中間合金和Al92Mn6Ce2非晶條帶中間合金對A356鋁合金的細(xì)化變質(zhì)效果，以及經(jīng)過T6處理之后對其組織的影響。結(jié)果表明，加入0.1%的鑄態(tài)中間合金Al92Mn6Ce2，A356合金的二次枝晶間距為4μm，對鑄態(tài)組織是有害的，但經(jīng)過固溶和時效處理后，共晶Si相發(fā)生熔斷，形成的顆粒相對于不加入中間合金的顆粒更加的細(xì)小彌散，對于材料的強度和塑性是有利的。加入0.1%的Al92Mn6Ce2非晶條帶中間合金，A356合金的二次枝晶間距為7μm，大大減小了二次枝晶間距，有助于提高材料的力學(xué)性能。C e以穩(wěn)定的化合物形式存在于共晶Si中。0. 1%的Al92Mn6Ce2鑄態(tài)中間合金和非晶中間合金對A356的硬度影響不大，經(jīng)過固溶處理，硬度均降低5%～6%．時效處理使得表面硬化，硬度提高了4%～5%。

關(guān)鍵詞中間合金；A356鋁合金；細(xì)化

中圖分類號 TG146. 21; TG139+．8DOI: 10. 15980/j. tzzz. 2016. 06. 029

隨著A356鋁合金輪轂的生產(chǎn)發(fā)展應(yīng)用，熔鑄出細(xì)小均勻的鑄態(tài)晶粒成為獲得優(yōu)異的組織和性能的關(guān)鍵。要獲得這種組織必須通過不同的方法處理熔體，包括液態(tài)時加入各種處理劑或借外來能量（如機械振動、電磁攪拌、超聲波處理等）使a-Al基體細(xì)化，而晶粒細(xì)化是增加材料強度、改善塑性的重要手段之一，也是改善鋁材質(zhì)量的重要途徑口。在工業(yè)生產(chǎn)條件下，添加中間合金的方式是最簡便而又有效的方法。

目前應(yīng)用最廣泛的是Al-5 Ti-1B和Al-10Sr中間合金，雖然Al-5 Ti-1B中間合金有優(yōu)異的晶粒細(xì)化能力，但其抗衰性能較差，加入S r后，在合金凝固的過程中可以抑制Si相的長大，并使針片狀的Si相球化，能夠提高合金的力學(xué)性能。近年來國內(nèi)外相繼開發(fā)出一些新型細(xì)化劑，如Al-Ti-C、Al-RE等，這些細(xì)化劑均有效避免了TiB2的沉淀問題，為鋁合金的細(xì)化與性能改善開辟了途徑，值得進一步的研究。

稀土變質(zhì)劑是目前最常用的鋁及鋁合金變質(zhì)劑，稀土變質(zhì)劑的研究為生產(chǎn)高效、穩(wěn)定、成本較低的細(xì)化劑開辟了一條路徑。本課題針對目前應(yīng)用比較廣泛的稀土C e展開研究，分析含C e的鑄態(tài)合金和非晶合金對A356合金的細(xì)化變質(zhì)效果。

1 試驗方法

A356鋁合金的化學(xué)成分為：6.5%～7.5%的Si，0.3%～0.45%的Mg，<0.2%的Ti，<0.12%的Fe，<0.05%的M n，<0.1%的Cu，<0.05%的Zn，余量為Al。

先將坩堝式電阻爐升溫至500℃，保溫10 min后加入A356鋁合金，分段加熱至熔體溫度為(750±5)℃時添加中間合金（見表1）。熔煉過程中通A r氣進行精煉，熔體溫度為(720±5)℃時澆入已預(yù)熱至200℃的金屬型中，制得+10 mm×150 mm的A356合金棒。對合金棒進行T6熱處理，工藝為：(538±5)℃×6h固溶+(140±5)℃×4h時效。

試樣采用掃描電鏡( HITACHI 4800S)和光學(xué)金相顯微鏡(OLYMPUS BX51M)觀察合金的微觀組織。

2試驗結(jié)果分析

2.1組織分析

圖1是A356鋁合金的鑄態(tài)組織。由圖1可知，鑄態(tài)A356鋁合金組織由初晶a-Al相和共晶(a-Al+ Si)相組成。其中共晶Si沿a-AI晶界析出，長成粗大的針片狀或板狀，這種形狀嚴(yán)重割裂a-AI基體，降低了合金的力學(xué)性能，因而必須對其進行變質(zhì)處理。a-Al基體組織粗大，成無定形狀分布，在部分區(qū)域成粗大的樹枝狀。

圖2是經(jīng)過(538±5)℃×6 h固溶處理后的金相組織。發(fā)現(xiàn)經(jīng)過固溶處理后，共晶Si得到了明顯的細(xì)化，成圓球狀和短桿狀分布于a相周圍，固溶處理不能徹底使得共晶Si全部變?yōu)榍驙睿杂幸徊糠譃槎虠U狀。固溶處理后共晶Si得到細(xì)化，這是由于固溶處理使共晶Si形態(tài)趨于�；�，在保溫過程中，共晶Si在分枝處熔斷，形成短桿狀或顆粒狀。同時，在共晶Si熔斷過程中，棱角部位發(fā)生鈍化而使枝晶外表面變得圓滑。

圖3為時效處理后，短桿狀共晶Si得到進一步細(xì)化，而且顆粒狀共晶Si變得更加細(xì)小且分布更加彌散。時效處理使得短桿狀的共晶Si進一步熔化，顆粒更加細(xì)小圓整。時效強化的實質(zhì)是從過飽和固溶體中析出許多非常細(xì)小的沉淀物顆粒(共晶Si)，形成一些體積很小的溶質(zhì)原子富集區(qū)，使材料的強度和塑性提高。

圖4為加入0. 1%的鑄態(tài)中間合金Al92 Mn6 Ce2的A356合金鑄態(tài)組織。加人中間合金后，a-A1基體較未加的有所長大，出現(xiàn)較多的二次枝晶，二次枝晶間距為14μm，共晶Si出現(xiàn)較嚴(yán)重的偏析，這種轉(zhuǎn)變不利于提高A356的強度和塑性。圖5是加入0.1%的鑄態(tài)中間合金固溶處理后A356合金的金相組織，與鑄態(tài)時的組織相比，晶粒得到了進一步的細(xì)化，部分a-Al基體成等軸晶存在，共晶Si相均勻彌散地分布于a-Al中，針狀和板條狀的Si相轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀和短桿狀，二次枝晶消失。圖6為時效處理后的金相組織，與固溶態(tài)相比，a-Al晶粒變得更加細(xì)小均勻，有助于提高組織的強度和塑性。共晶Si以細(xì)小均勻的顆粒狀分布于組織中。可以看出，0.1%的鑄態(tài)中間合金(Al92Mn6 Ce2)的加入使得a-Al晶粒長大，也出現(xiàn)了很多的二次枝晶。二次枝晶過多會嚴(yán)重影響材料的力學(xué)性能，說明0. 1%的鑄態(tài)中間合金的加入對鑄態(tài)組織是有害的，但經(jīng)過固溶和時效處理后，共晶Si相發(fā)生熔斷，形成的顆粒相對于不加入中間合金的顆粒更加的細(xì)小彌散，對于材料的強度和塑性是有利的。

圖7為加入0. 1%的非晶中間合金(Al92 Mn6 Ce2)的A356合金鑄態(tài)組織。加入非晶合金后，與圖1相比，a-Al基體出現(xiàn)了一定程度的細(xì)化，雖然會出現(xiàn)二次枝晶，但有一部分二次枝晶不會完全長大，與圖4相比，二次枝晶的數(shù)目會大量的減少，間距也急劇的減小，急冷態(tài)的非晶中間合金對于合金性能改善很有意義。

圖8為加入0. 1%的非晶中間合金(Al92 Mn6 Ce2)經(jīng)固溶處理的A356合金表面形貌。與圖2相比，a-Al相更加細(xì)小，短桿狀共晶Si消失，共晶Si相全部為彌散分布的顆粒狀，說明加入非晶中間合金對共晶組織有一定的細(xì)化作用。圖9為加入0. 1%的非晶中間合金（Al92 Mn6 Ce2+固溶十時效處理）的A356合金表面形貌。在時效處理后a-Al基體與圖8相比更加細(xì)小，也會出現(xiàn)一定的等軸晶，二次枝晶間距為7μm，時效處理大大減少了二次枝晶間距，有助于提高材料的力學(xué)性能。

通過以上對比可以看出，加入0. 1%的非晶中間合金和加入0.1%的鑄態(tài)中間合金與不加入中間合金的A356合金相比，a-Al基體均出現(xiàn)了細(xì)化，呈等軸晶存在，經(jīng)過固溶和時效的處理后，共晶Si相變成細(xì)小圓整的顆粒狀。加入0. 1%的非晶中間合金與加入0.1%的鑄態(tài)中間合金處理相比，a-AI基體的細(xì)化程度更好，共晶Si相更加細(xì)小彌散。

2.2掃描電鏡及能譜結(jié)果分析

圖10～圖12為加入0.1%的鑄態(tài)和非晶態(tài)A192M6 Ce2中間合金的A356合金的鑄態(tài)、固溶態(tài)、T6態(tài)組織可以看出，隨著共晶Si相的彌散分布，共晶Si的Al含量急劇的減少，由54. 54%降到了18%～20%之間，說明固溶處理使得Si化合物更加的集中，Al相析出到a-Al基體中。C e的含量保持在0.1%左右，說明C e以穩(wěn)定的化合物形式存在于共晶Si中。

2.3硬度

表2為不同狀態(tài)A356合金的硬度�？梢钥闯�，在添加了鑄態(tài)和條帶的中間合金后，相比于不經(jīng)過處理的A356鋁合金，硬度值普遍得到了提高。對比表2數(shù)據(jù)可知，加人中間合金后經(jīng)過固溶處理，硬度值都出現(xiàn)降低，降低了5%～6%，時效處理使得表面得到了強化，硬度值得到了提高，提高了4%～5%。