退火对快速凝固Al-Si-Cu合金脆性的影响.pdf

第5 7 卷第3 期 2005 年8 月 有色金属 N o n f e r r o u sM e t a l s V 0 1 ．5 7 ，N o ．3 A u g u s t 2 0 0 5 退火对快速凝固A 一S i C u 合金脆性的影响 俞伟元，路文江，陈学定，蒋会荣 甘肃省省部共建有色金属新材料重点实验室，兰州理工大学，兰州7 3 0 0 5 0 摘 要用平板压弯法及各种分析方法研究单辊急冷法制备的～．s i ．c u 薄带的脆性及退火处理对其脆性的影响。结果表 明，在晶界呈网状分布的矿和口7 相是产生脆性的根本原因。采用适当的退火热处理工艺可以使旷和口7 相脱溶析出，因此可显著提 高快冷m ．S i c u 薄带的韧性。 关键词金属材料；从s i ．C u 合金；平板压弯法；快速凝固；脆性 中图分类号T G l 4 6 ．2 1 ；T G l 5 6 ．2 ；T G l l 3 ．2 5 4文献标识码A文章编号1 0 0 1 0 2 1 1 2 0 0 5 0 3 0 0 0 5 0 3 铜是所有热处理可强化铝合金中最主要最基本 的合金化元素，主要通过与其他元素形成可溶解的 金属化合物强化相，起到提高合金强度和耐热性的 作用。铜改善了铝一硅合金的铸造性能，但使机械性 能变坏。铝．铜一硅合金的合金元素总量越少，柱状 晶越明显。铝．铜一硅合金在铸造或焊接时的脆性主 要取决于合金成分，在固溶极限时脆性最大，因为共 晶最少，在固溶极限之外的合金的脆性降低【1 】。采 用快速凝固工艺可以改善触．S i C u 合金脆性，但仍 然很脆。利用快速凝固技术制备了两种快冷灿一S i C u 合金，通过适当退火工艺提高快冷合金的塑性。 1实验方法 两种铝合金成分如表1 所示。采用纯度为 9 9 ．9 9 ％电解铝锭和A 1 2 0 S i 、A I 一5 0 C u 中间合金为原 料在电阻炉上熔炼并浇铸成母合金锭，然后用单辊 急冷工艺制带。工艺条件为辊面线速度1 9 m ／s ；喷 射压力0 ．0 2 M P a ；喷射距离0 ．3 m m 。用D T A 进行 熔点测定，采用L u b o r s k y 提出的平行板压弯法，进 行脆性测定。公式 1 是L u b o r s k y 的平行板压弯法 的评定公式【2 | 。 e ， t ／ D t 1 式中t 一条带厚度；D U 型试样断裂时测量装置 上两平行板间距。 用S E 嘲研究快速凝固与普通合金试样显微组 织的区别，然后用示差扫描量热分析仪 D S C ，在 收稿日期2 0 0 4 0 3 2 2 基金项目甘肃省中青年基金资助项目 Y S 0 2 1 一A 2 2 0 1 7 作者简介俞伟元 1 9 5 3 一 ，男，兰州市人，讲师，硕士，主要从事快 速凝固技术究研究及新材料开发。 N 2 气保护下以5 ℃／m i n 加热速率加热试样，得到 舢一S i C u 合金的熔化特性曲线，用X 射线衍射 X R D 、扫描电镜 S E M 研究退火热处理工艺条件 对快冷铝合金脆性的影响。 2 试验结果及分析 2 ．1 快冷铝合金的脆性 表1快冷A 1 ．S i ．C u 合金成分、熔点及脆性 T a b l e1 C o m p o s i t i o n ，m e l t i n gp o i n ta n d b r i t t l e n e s so fA SA l - a l l o y s 1 6 8 ．32 6 ．75 ．05 1 70 ．9 2 9 2 9 055 ．05 3 08 ．9 l 表1 表睨，随C u 含量增加，快冷铝合金的熔点 降低，断裂韧性减小，即脆性增加。 2 ．2 快冷铝合金的固态相变过程 图1 为2 快冷铝合金示差扫描量热分析 D S C 的结果，对于仙o C u s S i 5 的快冷合金而言发 生亚稳相转变的相应温度分别是1 8 4 ℃，2 1 5 ℃和 3 7 6 ℃。在1 8 4 ℃和2 1 5 ℃发生吸热反应，在3 7 6 ℃ 发生放热反应。神户博太郎认为随温度升高，首先 口．A 1 中的过饱和铜元素开始发生偏聚，形成G ．P 区，这是G u i n i e r 和P r e s t o n 各自独立地对A 1 一C u 合 金进行特殊的X 射线分析发现的。在加热到1 8 4 ℃ 时，偏聚的铜元素开始析出，形成矿相 对应于第一 个吸热峰由G ．P 区偏聚的C u 元素析出而生成，与母 相共格 ，加热到2 1 5 ℃时，开始形成口7 相，口7 相为正 方晶系结构，与母相晶粒部分的匹配 对应于第二个 吸热峰 。在加热到3 7 6 ℃时，非平衡的口”相，0 7 相开 始向平衡的p 相转变，同时a ．趾中的铜元素也直接 万方数据 6 有色金属第5 7 卷 析出，形成脱溶的非兴格口相。同时母材发生再结晶 现象，因此为放热反应。口相为正方晶结构，与母相 完全不匹配[ 3 4 1 。 ≥ 姜 襄 ≥ 墨 、 蟹 霰 根据上述分析，将退火温度定为1 8 4 “ C 、2 1 5 ℃ 和3 7 6 ℃，保温3 0 矗i n 。 图12 快冷合金D S C 曲线 F i g ．1 D S Cc u r v 瞄o f 2 A Sa J l o ys a m p l e 2 ．3 快冷退火后的脆性 由表2 可以看出，对1 合金，退火温度对脆性有 较大影响，在1 8 4 ℃和3 7 6 “ C 尤其3 7 6 ℃ 下退火可提 高塑性，但在2 1 5 ℃下退火改善脆性的作用很小。 表2 退火处理后快冷脆性的测定 T a b l e2B r i t t l e n e s so fA SA I a l l o y s a f t e ra n n e a l i n gt r e a t m e n t 2 ．4X R D 检测及S E M 观察 图2 是2 快速凝固铝合金、同成分普通合金及 热处理后快冷铝合金的X 射线衍射图，从图2 可 知，快冷钎料由口．A I 、0 相和S i 相组成。 孓 趟 强 囊 1 ．J ▲l I 川．．。． 图22 合金及快冷和快冷热处理后的 x 射线衍射图 F i g ．2X - r a yp a t t e r n so f2 a U o yp r e - a n d p o s t - A Sa n dA S h e a t i n g 仃髓t m e m 图3 是采用不同方法制备的A I C u 5 S i s 合金的 a 一普通； b 一快冷 图3A I C u 5 S i 5 普通和快冷微观组织 F i g ．3M i c r o - s t r u c t u r eo fn o r m a la n dA SA I C u s S i 5s a m p l e s S E M 横截面微观组织图，腐蚀介质采用5 ％的 N a O H 溶液，腐蚀2 ～5 m i n 。图3 表明，2 普通块体 是由口．A l 基体组织、灰色的块体S i 以及粗大的白 色网状9 相组成，元素分布偏析严重。S i 的熔点高 1 4 1 4 ℃ ，具有高的形核驱动力，因此S i 在液体中 优先自由长大，而倾向于形成不规则的多面体形状。 从图3 b 中可以看出，2 快冷铝合金在冷却的过 程中，冷却速率非常快，所以晶粒来不及长大，a ．烈 晶粒非常细小，元素分布均匀。 2 快冷铝合金退火后的微观组织扫描电镜分 析如图4 所示。由图4 可以看出，随退火温度的变 化，快冷铝合金的显微组织发生了比较明显的改变。 万方数据 第3 期 俞伟元等退火对快速凝固A I - S i - C u 合金脆性的影响 7 从1 8 4 ℃到2 1 5 ℃晶界明显变粗，表明随温度的升 高，过饱和的C u 原子从晶粒内部向晶界偏聚，偏聚 的铜原子在晶界上与铝原子结合生成新的C u A l 2 相，晶界周围的C 删2 相增多，因此使晶界变粗。在 3 7 6 ℃退火后，白色网状晶界基本消失且晶粒尺寸变 小，由对应的D S C 曲线图得知，在3 7 6 ℃是发生放热 反应，放热反应的发生是由于发生了固态相变，由 G u i n i e r 和P r e s t o n 各自独立地对A I C u 合金进行特 殊的X ．射线分析发现，在加热到3 7 6 ℃时，非平衡的 矿相和口7 相开始向平衡的0 相转变，0 相为正方晶结 构，与母相完全不匹配。0 相的析出使得网状的矿相 和疗 相减少并消失，生成了正方晶结构0 相【5 】5 。 舢．S i C u 系列快冷脆性产生的主要原因是由于晶界 上网状的矿相和0 7 相，由于网状的矿相和0 7 相的本 征脆性和网状结构使得快冷合金很脆，快冷经过 3 7 6 ℃保温3 0 m i n 退火后，不但消除了矿相和0 7 相 的网状组织，而且生成了正方晶结构的口相，改善了 组织的本征脆性，从而大大提高了合金的韧性。 a 一1 8 4 “ C 保温3 0 r a i n ； b 一2 1 5 “ 1 2 保温3 0 r a i n ； c 一3 7 6 “ C 保滠3 0 m i n 图42 快冷合金退火后微观组织 F i g ．4M i c r o - s t r u c t u r eo f2 a h o yA Ss a m p l e s ，、。，．。 s i 组成。矿相和0 7 相沿廿～基体分布，并且呈连续的 。 一“ 网状，这是造成普通铸态非常脆的主要原因。A 1 - C u - S i ‘ 快冷A I - S i ．C u 系列铝合金薄带，随C u 含量增加，合金经快速冷凝，得到细小的晶粒，脆性得到改善。快 熔点降低，断裂韧性降低，即脆性增加。铸态铝合金冷铝合金在3 7 6 “ C 保温3 0 m i n 退火后可明显提高韧 是由粗大弘～晶粒、白色网状的矿相和0 7 相和初生性，原因是非共格的0 相形成以及母材的再结晶。 参考文献 [ 1 ] 蒙多尔福LF ．铝合金的组织与性能[ M ] ．北京冶金工业出版社，1 9 8 8 4 5 1 ． [ 2 ] 车晓舟．非晶态F e 7 9 8 1 6 S i s 合金退火脆化与晶化[ J ] ．洛阳工学院学报。1 9 9 2 ，4 1 3 6 6 ． [ 3 ] 邓永瑞．固态相变[ M ] ．北京冶金工业出版社，1 9 9 6 1 5 7 1 5 9 ． [ 4 ] 石德珂．位错与材料强度[ M ] ．西安西安交通大学出版社，1 9 8 8 9 0 9 9 ． [ 5 ] C o o p e rKP ，J o n e sHN ．M i e r o s t r u c t t t r a le v o l u t i o ni nr a p i d l ys o l i d i f i e dA 1 一S i C ut e r n a r ya H o y s [ J ] ．J o u r n a lo fM a t e r i a l ss c i - e n c e ，2 0 0 1 ，3 6 5 3 1 5 5 3 2 3 ． E f f e c to fA n n e a l i n gP r o c e s so nB r i t t l e n e s so fR SA b S i - C uT h i nS t r i p Y UW e i y l l , a T t ，L 【，W e n - j i a n g ，C H E NX u e - d i n g ，J L 4 2 q GH u i t o n g G a n s uK e yL a b o r a t o r yo fN e wN o n f e r r o u sM a t e r i a l s ，L a n z h o uU n i v e r s i t yo fT e c h n o l o g y ，L a n z i m u7 3 0 0 5 0 ，C h i n a A b s t r a c t T h eb r i t t l e n e s so fA I ．- S i ．- C ut h i ns t r i pp r e p a r e db ys i n g l er o l l e rr a p i ds o l i d i f i c a t i o na n dt h ei n f l u e n c i n gf a c t o r s a r ei n v e s t i g a t e db yt h em e t h o do fL u b o r s k ya n dv a r i o u sa n a l y s i sm e t h o d s ．T h er e s u l ts h o w st h a tt h em a i nr e a s o n r e s u l t i n gi nt h eb r i t t l e n e s so fr a p i ds o l i d i f i c a t i o nA 1 - S i - C ut h i ns t r i pi st h e0 。p h a s e sa n d0 ’p h a s e sd i s t r i b u t ea t g r a i nb o u n d a r y ．T h et o u g h n e s so fr a p i ds o l i d i f i c a t i o na l l o yt h i ns t r i pc a nb en o t a b l yi n c r e a s e db yp r e c i p i t a t i o no f 学p h a s e sa n d0 。p h a s e sf r o mm a t r i xb yap r o p e ra n n e a l i n gp r o c e s s ． K e y w o r d s m e t a lm a t e r i a l ；A I S i - C ua l l o y ；L u b o r s k ym e t h o d ；r a p i ds o l i d i f i c a t i o n ；b r i t t l e n e s s 万方数据