者：祝漢良 (北京航空工藝研究所_北京100024)

           郭錦杰 賈均(哈爾濱工業(yè)太學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱150001)

           李沛勇 (北京航空材料研究院，北京100095)

摘 要 用透射電鏡研究了Ti細(xì)化A357鋁合金組織中析出相的形態(tài)、組成顯其對(duì)合金變形、性能的影響．結(jié)果表明． Ti細(xì)化A357鋁合金組織中主要存在著彎曲狀的Ti3 Si5．直桿狀的TiAl3及短棒狀的以A1和Ti為主、含Mg和Si的化合物．拉伸變形過(guò)程中析出相阻擋和纏結(jié)位錯(cuò)， 對(duì)合金有一定的強(qiáng)化作用時(shí)效過(guò)程中，析出相周?chē)刃纬杀砻鏌o(wú)析出區(qū)．延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間后該區(qū)消失，對(duì)合金的拉伸性能造成一定的影響。

關(guān)鍵詞Ti，A35l鋁合金、析出相、拉伸性能

 

  

 

    鑄造Al—Si合金的晶粒尺寸較大，通常需要細(xì)化對(duì)鑄造Al—Si合金的晶粒細(xì)化是指以中間合金或溶劑的方式向熔體中加入適量的Ti及B等元素，實(shí)現(xiàn)初晶α—Al由粗大

 

樹(shù)枝晶變?yōu)榧?xì)小等軸晶的過(guò)程．晶粒細(xì)化除了改善合金的強(qiáng)度與塑性外，還可以提高合金的補(bǔ)縮能力，減小熱裂和針孔傾向等。

 

    迄今為止，人們對(duì)于Ti的細(xì)化作用及細(xì)化機(jī)理已進(jìn)行了較為詳盡的研究，并提出了許多理論，如包晶理論，碳化物、硼化物理論，亞穩(wěn)相理論，包晶殘骸理論以及兩次形核理論等這些理論從不同側(cè)面闡述了圖Ti等元素的加入，而導(dǎo)致形成一定數(shù)量充當(dāng)形核劑的化臺(tái)物，從而使晶粒細(xì)化但是，對(duì)于因Ti等元素的加入而導(dǎo)致形成彌散分布的析出相的形態(tài)，組成及對(duì)合金的影響等方面的研究尚少見(jiàn)報(bào)道．為進(jìn)一步認(rèn)識(shí)Ti對(duì)鋁合金的細(xì)化機(jī)理，本文研究了Ti細(xì)化的A357鋁合金組織中彌散分布的析出相的形態(tài)，

 

組成，拉伸變形中的行為及對(duì)合金拉伸性能的影響．

 

1 實(shí)驗(yàn)方法

 

    實(shí)驗(yàn)材料采用高純料，中間合金為A1-5Ti-0.2B和Al-3．37Be．在電阻爐內(nèi)熔煉合金．合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為． Si 0.68％，Mg 0．54％ Ti 018％，F(xiàn)e 014％，余為Al．

 

    熔煉工藝：熔清Al錠后．720℃加入結(jié)晶Si和Al-Be中間合金， 730℃加入Al—TI—B 中間合金， 740— 750℃壓入C2C16精煉除氣． 75O-760℃加入三元鈉鹽變質(zhì)劑處理，730760℃在鑄型內(nèi)澆注符合GB 1173—86的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試驗(yàn)在井式爐里進(jìn)行固溶處理．升溫速度為1.82℃／min，固溶處理溫度為(540±3)℃， 8 h室溫水淬．在干燥箱里進(jìn)行時(shí)效處理．時(shí)效處理溫度為(175±3)℃，時(shí)效時(shí)問(wèn)為2-14 h．試樣取出后空冷.

 

     拉伸試驗(yàn)在Instron電液伺服材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，夾頭移動(dòng)速度為2 mm／min，每個(gè)數(shù)據(jù)至少為3根試棒的平均值．利用Philips CM12／STEM 型透射電鏡分析合金中形成的析出相，操作電壓為120 kV．透射電鏡觀察用試樣從拉伸后的試樣上獲得，先在距斷口1mm處線(xiàn)切割成0．3mm薄片，再在水砂紙上預(yù)減薄至0．1 mm，然后對(duì)試樣進(jìn)行精細(xì)的雙噴電解拋光，測(cè)定析出相的化學(xué)成分電解拋光液為30％HNO3 70％CH3OH(均為體積分?jǐn)?shù))，操作電壓為20V,溫度為一20℃左右.

 

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

 

2．1 析出相的形態(tài)和成分

 

 

 

圖1 析出相的TEM 照片及電子衍射圖

 

    透射電鏡觀察(圖la，c)表明，在鑄造A357鋁合金的組織中，存在著不同形態(tài)的析出相。主要有彎曲狀、直桿狀和短棒狀彎曲狀析出相(圖h)寬約為20 mm．形狀極不規(guī)則；直桿狀的析出相(圖1c)寬度在8～25 mm之間，長(zhǎng)短相差較大．長(zhǎng)的可達(dá)4um；短棒狀析出相則較寬，在30—70 mm 之間，長(zhǎng)度約為0．2umm．圖lb．d分別為彎曲狀及直桿狀析出相的電子衍射花樣．

 

    對(duì)三種析出相的化學(xué)成分(均為原子分?jǐn)?shù))進(jìn)行能譜分析．結(jié)果見(jiàn)表1 根據(jù)其化學(xué)成分。可標(biāo)定圖1h 為T(mén)i3Si5【0311晶帶衍射圖，圖1d為T(mén)iAla[111】晶帶衍射圖TiAI3相中的部分Al原子被Si．Mg原子所占據(jù)短棒狀析出相難 找出與之相近的化合物，該相主要由Al，Ti組成，另外還有相當(dāng)比例的Si，Mg元素，形成了較復(fù)雜的化合物.

 

 

 

 

2．2 析出相在合金變形中的強(qiáng)化行為

 

    鑄造A357鋁合金由于用Ti等細(xì)化晶粒與其它元素形成了彌散分布的化合物，這些化臺(tái)物無(wú)論其形態(tài)如何，尺寸仍較小，對(duì)合金基體主要起彌散強(qiáng)化的作用拉伸變形過(guò)

 

程中．彌散分布的化臺(tái)物與位錯(cuò)發(fā)生相互作用，由于位錯(cuò)無(wú)法切過(guò)這些化合物，故只能繞過(guò)圖2a為位錯(cuò)與析出相相互作用的TEM 照片．圖2h為其放大照片．可見(jiàn)，滑移位

 

錯(cuò)與析出相發(fā)生纏結(jié)，許多位錯(cuò)在析出相前終止．造成位錯(cuò)在析出相前的塞積，從而對(duì)合金起到一定的強(qiáng)化作用如果只考慮析出相的強(qiáng)化作用，根據(jù)修正的Orown公式 可

 

知 析出相的尺寸越大，間距越小，則強(qiáng)化效果就越明顯由于直桿狀析出相較細(xì)長(zhǎng) 易于形成應(yīng)力集中，割裂基體，使合金的塑性較差．因而彎曲狀和短棒狀析出相的強(qiáng)化效果較好。

 

 

 

 

圖2 析出相與位錯(cuò)間的相互作用

 

2.3 析出相對(duì)合金時(shí)效行為的影響

 

    圖3為金屬型澆注的標(biāo)準(zhǔn)試樣在175℃下經(jīng)不同時(shí)間時(shí)效后的拉伸性能曲線(xiàn)．從圖可見(jiàn)，在時(shí)效過(guò)程中合金的強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而增加 而合金的延伸率則出現(xiàn)了二次延伸率峰值現(xiàn)象時(shí)效初期，延伸率隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而減小,時(shí)效6 h時(shí)延伸率達(dá)最小，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，延伸率增加，時(shí)效8 h時(shí)延伸率達(dá)到第二個(gè)峰值：時(shí)間再延長(zhǎng)，延伸率又開(kāi)始減?。畷r(shí)效過(guò)程中，合金的延伸率出現(xiàn)二次峰值主要是Mg2Si析出的性質(zhì)、形態(tài)、數(shù)量和尺寸發(fā)生變化所致 ．同時(shí)，析出相的存在使得Mg2Si的析出延遲，析出相表面形成鑄態(tài)中的無(wú)析出區(qū)．這些均對(duì)延伸率的二次峰值的形成造成一定的影響．

 

 

 

圖3 Ti細(xì)化的A357鋁合金的拉伸性能隨時(shí)效時(shí)間的變化

 

 

 

 

圖4 時(shí)效6 h和8 h 后合金中析出相的TEM 照片

 

    圖4為經(jīng)不同時(shí)效時(shí)間后析出相的TEM 照片，可見(jiàn)時(shí)效6 h時(shí)，合金析出相的表面形成無(wú)析出區(qū)， 厚度可達(dá)10mm；時(shí)效8 h后．表面無(wú)析出區(qū)消失。

 

    析出相表面無(wú)析出區(qū)先形成然后又消失，主要是析出相對(duì)Mg2Si的時(shí)效析出的延遲所致．三種析出相表面均比基體富Ti、而Ti具有阻止合金中Mg2Si的GP 區(qū)形成、而

 

加速其ß相形成的特性．同時(shí)，由于這三種析出相含有較基體多得多的Si和Mg，使得析出相表面的Si和Mg的含量降低，造成析出相表面存在一層貧Si和Mg區(qū)，亦延遲了Mg2Si的時(shí)效析出．

 

    拉伸變形過(guò)程中，對(duì)于時(shí)效初期的合金，由于基體中優(yōu)先形成GP區(qū)，從而析出相周?chē)_(kāi)始形成表面無(wú)析出區(qū)，使合金變形不均勻，對(duì)于表面無(wú)析出區(qū)完全形成的合金，析出相表面變形最大，并出現(xiàn)應(yīng)力集中 使合金的延伸率大大降低．而時(shí)效后期，由于高溫?cái)U(kuò)散的作用 隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，彌散相表面區(qū)域的Si和Mg含量大大增加．而且彌散相表面優(yōu)先形成ß相，逐漸消除了表面無(wú)析出區(qū)，合金變形比較均勻，使得合金的延伸率升高，直至達(dá)到第二個(gè)延伸率峰值。

 

3 結(jié)論

 

(1)Ti細(xì)化的鑄造A357鋁合金的組織中存在著彎曲狀的TiaSi5，直桿狀的TjAl3及短棒狀的富Al、Ti化合物等析出相。

 

(2)拉伸變形過(guò)程中，析出相阻擋和纏結(jié)滑移位錯(cuò)，起到一定的強(qiáng)化作用。

 

(3)時(shí)效過(guò)程中，析出相延遲了Mg2Si的析出，析出相表面形成無(wú)析出區(qū)，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間則無(wú)析出區(qū)消失這些組織變化將會(huì)影響合金變形的均勻性，以及延伸率二次峰值的出現(xiàn)。