铝硅合金共晶生长与沉淀强化研究

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1、摘要利用电子背散射衍射技术(EBSD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、高分辨电镜(HRTEM)、差示扫描热分析(DSC)等手段，研究了灿．Si合金共晶生长及沉淀强化行为。详细探讨了变质前后A1．Si共晶结构以及Si相的形核、生长机制；继而以舢．Si．Cu-Mg合金为对象，研究了热处理工艺参数、微量合金化元素对合金力学性能和断裂行为影响，重点分析了等温沉淀动力学过程、沉淀组织特征及合金强化机理。EBSDMapping可在较大范围内显示共晶(团)晶粒中越、Si两相的结晶位向。在Sr变质的合金中，综合考察

2、了光学微观组织以及EBSDMappmg的结果表明：共晶(团)晶粒都是由许多不同位向的小“区域"构成，其中的共晶0【与Si相有着紧密的耦合生长关系，而在未变质的m．Si合金中，共晶两相的耦合生长关系不如变质的合金紧密。共晶a相以重复形核的方式来满足两相之间的耦合生长要求。基于位向的测量和微观组织分析，无论变质与否，在同一个共晶(团)晶粒中，灿或Si相都不是单晶体。Zr作为晶粒细化剂元素，加入到Sr变质的m．Si合金中，在共晶Si变质的同时，枝晶洳A1相和共晶(团)晶粒都显著细化。这结果表明，枝晶a-A1相的细化

3、对共晶晶核的数量和分布有较大的影响。研究发现，在未变质的舢．Si合金中，板片状共晶Si表(侧)面及生长末端存在着亚宏观尺度的台阶，它们是由单原子高度生长台阶聚并而形成的。单原子尺度生长台阶(源)的形成是由一个全位错分解为两个不全位错(中间夹着一片层错)，在生长界面上出现了位错的露头而形成的，TEM的观察证实了这一结论。从目前的观察和分析来看，由晶体缺陷所诱发的台阶(源)是片状共晶Si生长的主要机制。对片状共晶Si的生长末端(各种不同形态)进行了SAD(选区衍射花样)分析，并没有获得代表孪晶特征的双斑点花样。但

4、是，SEM和TEM分别观察到孪晶迹和孪晶面凹角，且平行于板片表面并一直延伸到共晶Si生长的末端，这表明不能完全排除孪晶面凹角对共晶Si生长的贡献，但要一直维持这种生长关系(TPI强)较为困难。本文提出的“伪凹角”(pseudore．enactcomer)概念，可较好地说明未变质共晶Si孪晶几率较少的原因；同时也解释了小角度分枝机制。共晶Si变质不仅改变了外在的形貌，同时也改变了内在晶体缺陷的性质、大小以及分布。在共晶Si的主干上一般包含两套薄的孪晶(或称微孪晶)，而中心脊处没有明显的缺陷；对于单个分枝一般为一

5、套很薄的孪晶(或以一套为主)或高密度的层错，沿着分枝的生长方向并一直到生长界面的最前端，SAD中显示为细长的衍射条纹(10ngdiffractionstreak)，且垂直分枝的生长方向。高度发达的Si枝晶生长方向较为灵活，尤其在凝固驱动力较低时，并没有恒定的、合理的生长轴可确定，这与EBSDMapping的结果是一致的。就其本质来看，主要是由于变质元素(Sr)及凝固条件显著地改变固一液生长界面的微观结构。东南大学博士学位论文Mg对未变质的共晶Si有一定细化作用。然而，在较低冷却速率下，Mg加入到Sr变质的A1

6、．Si合金中，显著地影响了共晶Si的变质效果。其原因是由于sr和Mg之间的交互作用，形成复杂的金属间化合物，结果导致熔体中有效sr量的减少。DSC的结果证实，在500℃固溶处理条件下，A1．Si．Cu．Mg合金中的富Cu相溶解速度较慢；而四元共晶相，即使在500"C保温12h也不能完全溶解。为了提高富Cu相的溶解速度，推荐两步固溶处理制度。其工艺过程为：第一步在500℃保温4h，随后升温至515℃保温8—12h。A1．Si．Cu-Mg合金断121的SEM观察表明，微裂纹起始于组织中的Si相、富Cu相、富Fe相

7、以及缺陷处，其中Si相是主要的裂纹源。断口处Si相基本处于开裂状态，而断口附近(及远离)断12处的Si相部分开裂。值得指出的是几乎没有发现Si相与Al基体脱粘的情况，这可能是由于Si相与烈基体的附着力大于Si相原子之间的结合力。裂纹的扩展一般在共晶区或沿枝晶与共晶区的边界；次生裂纹以类似的方式扩展，但一般中止于枝晶洳砧相。由此可知，合金组织中Si的形貌、大小及分布对自身的开裂及裂纹的扩展有着较大影响。A1．Si．Cu．Mg合金沉淀硬化行为主要与沉淀相的析出序列及沉淀相特征有关。峰值时效时，组织中的沉淀强化相主

8、要由0’、。t'及Q’三相构成。通过对共晶区、近共晶区及远离共晶区的组织观察发现，0’相的大小及分布极不均匀。这主要是由于Si相的存在，使得合金在淬火时组织中位错的密度及分布发生变化。一般认为，e’相可在位错线上择优(或直接)析出，TEM观察提供了最直接的证据。应该提及的是在峰值时效组织中，即使在高分辨率电镜(HRTEM)下，。f-相的形貌观察也较为困难。但是在选区衍射花样中，可依据连续或断续的沿<