铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响.pdf_大学文库

D0I:10.13374.issn1001-053x.2011.12.012 第33卷第12期北京科技大学学报 Vol.33 No.12 2011年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2011 铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响王恩睿12)惠希东)区王建国”谷凤龙2》 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 2)邯郸钢铁集团有限责任公司，邯郸056001 ☒通信作者，E-mail:xdhui(@usth.cdu.cn 摘要通过对铸造共晶AS合金断口及析出相的分析研究了拉伸过程中基体内析出相的断裂特点.结果发现：拉伸过程中基体内初、共晶硅以穿晶断裂为主，这与颗粒内部存在的结构缺陷有关：直径小于2.0m的初晶硅能够抑制二次裂纹的扩展.块状富铁相表现出穿晶断裂特点，鱼骨状富铁相中的微裂纹沿一次枝晶轴向生长.富铜相对裂纹扩展具有强烈地偏折作用：以富铁相为核心析出的富铜相能抑制富铁相中微裂纹的形成.提高合金中C山含量可以降低富铁相的有害作用，改善合金的力学性能关键词铝合金：硅合金：共晶：析出相：微裂纹：力学性能分类号TG146.2+1 Effects of precipitates on the fracture behavior of cast eutectic Al-Si alloys WANG En-nui2,HUXi-dong》☒，WANGJian-guo,GU Feng+-ong2》 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Handan Iron Steel Co.Ltd.,Handan 056001,China Corresponding author,E-mail:xdhui@ustb.edu.cn ABSTRACT The fracture characteristics of precipitates in cast eutectic Al-Si alloys were studied during tensile processes by observ- ing the fracture and precipitates.It is shown that the primary/eutectic Si cracks mainly through transcrystalline fracture owing to struc- tural defects.Primary Si with a diameter size less than 2.0 pm can block the propagation of secondary cracks.The blocky iron-tich phases crack through transcrystalline fracture,while cracks within the Chinese script iron-rich phases propagate along their primary dendrites.The copper-rich phases deflect the crack propagation and inhibit the nucleation of microcracks within the iron-rich phases. Increasing the Cu content neutralizes the harmful effects of the iron-rich phases to some extent and is of benefit to the mechanical prop- erties. KEY WORDS aluminum alloys:silicon alloys;eutectics;precipitates:microcracks:mechanical properties 铸造A-Si合金以优异的可铸造性、低的热膨微裂纹的连接三个阶段回.其中裂纹的形成是一个胀系数及良好的力学性能被广泛应用于汽车发动机复杂的随机过程四，影响因素很多，并且析出相不部件的生产0.发动机的工作环境十分恶劣，对制同其断裂方式也不尽相同. 备用材料的安全性能要求非常严格.为了确保部件 Lee等时通过对亚共晶Al-Si合金中裂纹扩展的安全运行，人们对这类合金的断裂机制进行了大的研究指出，拉伸过程中微裂纹在共晶S颗粒处产量研究，研究工作主要集中在拉伸或疲劳过程中铸生，并沿共晶Si分布区与α一Al晶粒界面扩展.在造缺陷和析出相对裂纹形成的影响.随着生产工艺高硅铝合金中，初晶硅更容易成为裂纹源，并以破碎的进步，铸件质量不断提高，合金中的析出相逐渐成或与基体剥离的方式为微裂扩展提供通道因.进一为影响合金断裂的主要因素回.一般来说，这类合步研究认为可，合金中裂纹的形成主要取决于基体金的断裂过程分为析出相的开裂、微裂纹的形成和中硅的形貌以及尺寸.当Si颗粒直径小于1.5m 收稿日期：20110309 基金项目：国家自然科学基金重点资助项目(50871013：51071018)

第 33 卷第 12 期 2011 年 12 月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 12 Dec． 2011 铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响王恩睿1，2) 惠希东1) 王建国1) 谷凤龙2) 1) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 2) 邯郸钢铁集团有限责任公司，邯郸 056001 通信作者，E-mail: xdhui@ ustb． edu． cn 摘要通过对铸造共晶 Al--Si 合金断口及析出相的分析研究了拉伸过程中基体内析出相的断裂特点．结果发现: 拉伸过程中基体内初、共晶硅以穿晶断裂为主，这与颗粒内部存在的结构缺陷有关; 直径小于 2. 0 μm 的初晶硅能够抑制二次裂纹的扩展．块状富铁相表现出穿晶断裂特点，鱼骨状富铁相中的微裂纹沿一次枝晶轴向生长．富铜相对裂纹扩展具有强烈地偏折作用; 以富铁相为核心析出的富铜相能抑制富铁相中微裂纹的形成．提高合金中 Cu 含量可以降低富铁相的有害作用，改善合金的力学性能．关键词铝合金; 硅合金; 共晶; 析出相; 微裂纹; 力学性能分类号 TG146. 2 + 1 Effects of precipitates on the fracture behavior of cast eutectic Al-Si alloys WANG En-rui 1，2) ，HUI Xi-dong1) ，WANG Jian-guo 1) ，GU Feng-long2) 1) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Handan Iron ＆ Steel Co． Ltd．，Handan 056001，China Corresponding author，E-mail: xdhui@ ustb． edu． cn ABSTRACT The fracture characteristics of precipitates in cast eutectic Al-Si alloys were studied during tensile processes by observing the fracture and precipitates． It is shown that the primary /eutectic Si cracks mainly through transcrystalline fracture owing to structural defects． Primary Si with a diameter size less than 2. 0 μm can block the propagation of secondary cracks． The blocky iron-rich phases crack through transcrystalline fracture，while cracks within the Chinese script iron-rich phases propagate along their primary dendrites． The copper-rich phases deflect the crack propagation and inhibit the nucleation of microcracks within the iron-rich phases． Increasing the Cu content neutralizes the harmful effects of the iron-rich phases to some extent and is of benefit to the mechanical properties． KEY WORDS aluminum alloys; silicon alloys; eutectics; precipitates; microcracks; mechanical properties 收稿日期: 2011--03--09 基金项目: 国家自然科学基金重点资助项目( 50871013; 51071018) 铸造 Al--Si 合金以优异的可铸造性、低的热膨胀系数及良好的力学性能被广泛应用于汽车发动机部件的生产［1］．发动机的工作环境十分恶劣，对制备用材料的安全性能要求非常严格．为了确保部件的安全运行，人们对这类合金的断裂机制进行了大量研究，研究工作主要集中在拉伸或疲劳过程中铸造缺陷和析出相对裂纹形成的影响．随着生产工艺的进步，铸件质量不断提高，合金中的析出相逐渐成为影响合金断裂的主要因素［2］．一般来说，这类合金的断裂过程分为析出相的开裂、微裂纹的形成和微裂纹的连接三个阶段［3］．其中裂纹的形成是一个复杂的随机过程［4］，影响因素很多，并且析出相不同其断裂方式也不尽相同． Lee 等［5］通过对亚共晶 Al--Si 合金中裂纹扩展的研究指出，拉伸过程中微裂纹在共晶 Si 颗粒处产生，并沿共晶 Si 分布区与 α--Al 晶粒界面扩展．在高硅铝合金中，初晶硅更容易成为裂纹源，并以破碎或与基体剥离的方式为微裂扩展提供通道［6］．进一步研究认为［7］，合金中裂纹的形成主要取决于基体中硅的形貌以及尺寸．当 Si 颗粒直径小于 1. 5 μm DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.12.012

第12期王恩容等：铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响 ·1509· 时以沿晶断裂为主，而当颗粒直径达到3.8μm以 1 实验过程上，穿晶断裂成为主要的断裂机制.富铁相是铸造铝合金中常见的金属间化合物，粗大的富铁相严重 1.1实验材料恶化合金性能.合理的成分设计结合制备工艺的优为了降低熔炼温度，精确控制合金成分、减少偏化能够改善富铁相的形貌、尺寸及在基体中的分析，合金元素均以中间合金的形式加入.实验所采布图.片层状B-fe(AL,FeSi)的尺寸与Fe含量有用的中间合金（质量分数)有Al-37.0%Si、AI- 关，当Fe0.57%(质量分数)时，B-Fe尺寸能够达到表1实验合金化学成分（质量分数） 100m,其“纵横比”显著增大，在内应力作用下容 Table 1 Nominal chemical composition of experimental alloys 易优先发生断裂；裂纹以穿晶方式沿应力方向快速 % 生长，不存在裂纹扩展的稳定期可.在合金中添加试样编号Si Cu Fe Ni Mn Mg Ti A 一定量的Mg、Mno等合金元素，富铁相会以鱼骨 CF 13.03.00.61.0%时Cu元素会以富铜相的形式从基体模具中. 中析出回，析出方式主要有以富铁相为核心析出和 1.3组织性能观测以(Al+A山，Cu)共晶形式析出两种回.相比而言，浇铸的拉伸试样尺寸按照GB/T228一2002 前者更容易发生断裂.这是因为二者空间位置靠 (IS06892:1998)要求进行设计，标距直径10.0mm, 近，一旦富铁相在应力作用下断裂，裂纹很容易传播平行长度d。=50.0mm.拉伸试样从铸件中直接切到相邻的AL,Cu中.另外有研究发现，大量富下，表面不再进行任何加工处理.试样在510±5℃ 铁、富铜相颗粒分布在断裂路径上，其数量多于位于固溶6h后室温水淬，然后在160±5℃时效8h.用远离断裂面的部位，这说明与穿过硅颗粒相比，裂纹 XHB-3000型布氏硬度测量仪测量合金硬度；压头更容易沿着这些析出相颗粒进行扩展. 直径为5.0mm,施加载荷为750N,在CMT4105拉伸从以上分析可以看出，铸造A一Si合金的最终试验机上进行拉伸性能测试，加载速率为1.0mm· 断裂是受析出相局部断裂控制的复杂过程.尽管人 min',截取拉伸试样断口部位进行显微组织观察们在析出相对断裂机制的影响方面做了很多工作，试样经机械研磨抛光后用Keller溶液(1%HF+ 由于影响因素的多样性，仍有很多观点不尽一致. 1.5%HCl+2.5%HN0,+95%H20,质量分数)侵显然，为了进一步明晰铸造A一Si合金中析出相对蚀.用ZEISS SUPRA55扫描电镜和Leica光学显微材料拉伸断裂过程的影响，有必要对此进行深入研镜观察拉伸断口、析出相的形貌及分布；用EM一究.本文的目的是在铸造共晶Al-Si合金的成分基 2100透射电镜(TEM)对析出相进行结构分析. 础上，调整Cu、Fe含量来制备一系列共晶A-Si合 2实验结果及分析金.通过对断口微观组织及析出相的观察，研究高 Cu,高Fe条件下合金中析出相的断裂方式及裂纹 2.1实验合金的力学性能扩展特点.此外，对初/共晶Si中的晶体缺陷对微表2为实验合金室温力学性能.从中可以看出裂纹扩展的影响也进行了探讨 Cu对合金力学性能有重要影响.当Cu元素的质量

第 12 期王恩睿等: 铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响时以沿晶断裂为主，而当颗粒直径达到 3. 8 μm 以上，穿晶断裂成为主要的断裂机制．富铁相是铸造铝合金中常见的金属间化合物，粗大的富铁相严重恶化合金性能．合理的成分设计结合制备工艺的优化能够改善富铁相的形貌、尺寸及在基体中的分布［8］．片层状 β--Fe( Al5 FeSi) 的尺寸与 Fe 含量有关，当 Fe ＜ 0. 06% ( 质量分数) 时，β--Fe 尺寸与共晶硅颗粒在同一数量级，其对裂纹的扩展影响不明显; 当 Fe ＞ 0. 57% ( 质量分数) 时，β--Fe 尺寸能够达到 100 μm，其“纵横比”显著增大，在内应力作用下容易优先发生断裂; 裂纹以穿晶方式沿应力方向快速生长，不存在裂纹扩展的稳定期［9］．在合金中添加一定量的 Mg、Mn ［10］等合金元素，富铁相会以鱼骨状 π--Fe( Al8FeMg3 Si6 ) 或 α--Fe( Al15 ( Fe，Mn) 3 Si2 ) 的形式从基体中析出［11］，一般认为这种形貌上的改变能够降低 β--Fe 对合金性能带来的危害． Caceres 等［2］指出，这种团簇结构对合金断裂过程具有重要影响，拉伸过程中团簇状结构对基体形变的抑制作用等效于呈团簇状分布的颗粒边界与基体的相互作用，与弥散分布的析出相相比更容易引起应力集中; 一旦在应力作用下产生微裂纹，裂纹便会沿枝晶内部迅速扩展．因此，这类析出相的存在直接影响到合金的力学性能．在铸造 Al--Si 合金中，当 Cu 质量分数＞ 1. 0% 时 Cu 元素会以富铜相的形式从基体中析出［12］，析出方式主要有以富铁相为核心析出和以( Al + Al2 Cu) 共晶形式析出两种［13］．相比而言，前者更容易发生断裂．这是因为二者空间位置靠近，一旦富铁相在应力作用下断裂，裂纹很容易传播到相邻的 Al2 Cu 中．另外有研究发现［14］，大量富铁、富铜相颗粒分布在断裂路径上，其数量多于位于远离断裂面的部位，这说明与穿过硅颗粒相比，裂纹更容易沿着这些析出相颗粒进行扩展．从以上分析可以看出，铸造 Al--Si 合金的最终断裂是受析出相局部断裂控制的复杂过程．尽管人们在析出相对断裂机制的影响方面做了很多工作，由于影响因素的多样性，仍有很多观点不尽一致．显然，为了进一步明晰铸造 Al--Si 合金中析出相对材料拉伸断裂过程的影响，有必要对此进行深入研究．本文的目的是在铸造共晶 Al--Si 合金的成分基础上，调整 Cu、Fe 含量来制备一系列共晶 Al--Si 合金．通过对断口微观组织及析出相的观察，研究高 Cu，高 Fe 条件下合金中析出相的断裂方式及裂纹扩展特点．此外，对初/共晶 Si 中的晶体缺陷对微裂纹扩展的影响也进行了探讨． 1 实验过程 1. 1 实验材料为了降低熔炼温度，精确控制合金成分、减少偏析，合金元素均以中间合金的形式加入．实验所采用的中间合金 ( 质量分数) 有 Al--37. 0% Si、Al-- 45. 0% Cu、Al--6. 0% Fe、Al--10. 0% Mn 和 Al--5. 0% Ti．实验合金名义化学成分及试样编号如表 1 所示．表 1 实验合金化学成分( 质量分数) Table 1 Nominal chemical composition of experimental alloys % 试样编号 Si Cu Fe Ni Mn Mg Ti Al CF 13. 0 3. 0 0. 6 ＜ 0. 3 0. 6 ＜ 0. 4 0. 15 Bal． CU 13. 0 5. 0 0. 6 ＜ 0. 3 0. 6 ＜ 0. 4 0. 15 Bal． 1. 2 熔炼浇铸在坩埚底部铺撒一层熔剂，熔剂上方堆放预热到 200 ℃的铝块，将坩埚放入 SG2--7. 5--10A 型电阻炉中进行合金熔炼，熔炼温度控制在 800 ℃ ．当铝块开始熔化时，用钟罩将中间合金依次压入; 等合金熔化完全后对熔体进行 Al--P 变质处理; 降温到 760 ℃ 后用干燥的氩气对熔体进行精炼除气; 精炼后静置 10 ～ 15 min，等待炉温降到 710 ～ 720 ℃时清除浮渣，将熔体快速平稳地浇入预热到 165 ～ 175 ℃ 的金属模具中． 1. 3 组织性能观测浇铸的拉伸试样尺寸按照 GB /T228—2002 ( ISO6892: 1998) 要求进行设计，标距直径 10. 0 mm，平行长度 d0 = 50. 0 mm. 拉伸试样从铸件中直接切下，表面不再进行任何加工处理．试样在 510 ± 5 ℃ 固溶 6 h 后室温水淬，然后在 160 ± 5 ℃ 时效 8 h. 用 XHB--3000 型布氏硬度测量仪测量合金硬度; 压头直径为5. 0 mm，施加载荷为750 N，在 CMT4105 拉伸试验机上进行拉伸性能测试，加载速率为 1. 0 mm· min － 1 ，截取拉伸试样断口部位进行显微组织观察．试样经机械研磨抛光后用 Keller 溶液( 1% HF + 1. 5% HCl + 2. 5% HNO3 + 95% H2 O，质量分数) 侵蚀．用 ZEISS SUPRA55 扫描电镜和 Leica 光学显微镜观察拉伸断口、析出相的形貌及分布; 用 JEM-- 2100 透射电镜( TEM) 对析出相进行结构分析． 2 实验结果及分析 2. 1 实验合金的力学性能表 2 为实验合金室温力学性能．从中可以看出 Cu 对合金力学性能有重要影响．当 Cu 元素的质量 ·1509·

·1510 北京科技大学学报第33卷分数从3.0%增加到5.0%后，合金的抗拉强度和屈 2.2初/共晶硅对裂纹扩展的影响服强度分别增加到316MPa和247MPa.Cu含量的图1为热处理后CF合金拉伸断口纵向显微组增加显著提高合金的硬度性能，在C山质量分数为织照片.从图1(a)可以看出，热处理后基体中的共 5.0%的情况下，对合金进行T6热处理（淬火+完晶硅呈短棒状在基体中弥散分布.部分共晶硅局部全人工时效处理)后基体的布氏硬度达到145.3，比熔断，长径比减小.根据Caceres等回的观点，析出 Cu质量分数为3.0%的CF合金提高了30.3%. 相长径比减小能够降低变形过程中基体内局部应力表2实验合金室温力学性能集中程度，共晶硅的形貌改变有利于合金裂纹扩展 Table 2 Mechanical properties of experimental alloys at room tempera- 门槛值的提高.由图1(b)可见，断口附近的共晶硅 ture 多以穿晶断裂为主，只有少部分表现为沿晶断裂特试样热处理抗拉屈服断后延伸布氏硬度编号制度强度/MPa强度/MPa率/% 点（箭头所示）.这说明共晶硅颗粒与基体结合良 CE 6 285 173 2.7 111.5 好，在局部应力作用下微裂纹优先从共晶硅内部 CU T6 316 247 0.84 145.3 产生 (a) (b) 70μm 30 gm 图1CF合金纵向断口处共晶硅的断裂形貌.(a)CF合金纵向断口组织：(b)CF合金断口局部裂纹放大 Fig.I Microstructures of the CF fracture surface and microcracks in eutectic Si:(a)CF fracture:(b)enlarged image 图2为CF合金中分布于一Al晶界处共晶硅第二相包含在基体中.如图2(c)所示为富铁相的颗粒的透射电镜照片.在低放大倍数下共晶硅呈现高分辨电镜观察.从原子排列顺序来看，富铁相颗完整的晶体结构，不存在明显的结构缺陷.进一步粒内部周期性原子间距与边界区域不同，这种情况放大图2(a)中方框所示区域发现，共晶硅基体内分在富铜相附近仍然存在，如图2()虚线所示.这表布着大量的纳米级析出相.根据尺寸不同可以将这明在析出相与共晶硅界面附近存在较大的晶格畸变些析出相划分为直径在50nm左右的圆形颗粒和直区，这类结构缺陷破坏了共晶硅的结构均匀性，降低径在8nm左右的圆形颗粒两种（图2(b)箭头A和了共晶硅基体在应力作用下的裂纹扩展抗力，有利 B).能谱分析发现，较大的颗粒为熔点较高的富铁于晶粒内部微裂纹的形成，并通过穿晶断裂的方式相：较小的颗粒为熔点较低的富铜相.由此可见，合为微裂纹的扩展提供通道金基体中的共晶硅颗粒内部包含大量析出相，并不铸造过程中，实验合金表面直接与金属模具型是具有完整晶体结构的单晶硅，这种结构特征是由腔接触，与其他部位相比，其冷却速度最快.在冷速其生长特点决定的.合金熔液凝固过程中，硅相以较高的条件下，硅元素多以细小初晶硅的形式在试孪晶凹槽机制(twin plane reentrant edge,TPRE)生样表面析出，如图3所示.由于颗粒尺寸小，内部结长，随着硅相界面的推移，Fe、Cu原子不断在固液界构缺陷相应减少；此外，试样拉伸过程中这部分初晶面富集，而从熔体中扩散到相界面的硅原子数量相硅受力状态简单，可以近似为只承受二维的拉应力. 对减少，导致共晶硅在该处的生长速度减小.原子因此，试样表面的初晶硅颗粒内部只产生垂直于应富集程度的提高导致局部成分过冷度增加，促使富力方向的横向裂纹.在没有其他脆性相与之接触的铁相及富铜相在界面前沿析出.第二相析出后，共情况下，裂纹扩展到与基体的界面后受到周围塑性晶硅界面前沿熔体中的Fe、Cu原子浓度减小，硅浓较高的基体阻碍，导致裂纹尖端在界面处累积钝化；度升高，共晶硅的生长速度随之升高，从而将析出的随着拉应力进一步增加，裂纹沿晶界扩展，最终使初

北京科技大学学报第 33 卷分数从 3. 0% 增加到 5. 0% 后，合金的抗拉强度和屈服强度分别增加到 316 MPa 和 247 MPa． Cu 含量的增加显著提高合金的硬度性能，在 Cu 质量分数为 5. 0% 的情况下，对合金进行 T6 热处理( 淬火 + 完全人工时效处理) 后基体的布氏硬度达到 145. 3，比 Cu 质量分数为 3. 0% 的 CF 合金提高了 30. 3% ．表 2 实验合金室温力学性能 Table 2 Mechanical properties of experimental alloys at room temperature 试样编号热处理制度抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 断后延伸率/% 布氏硬度 CF T6 285 173 2. 7 111. 5 CU T6 316 247 0. 84 145. 3 2. 2 初/共晶硅对裂纹扩展的影响图 1 为热处理后 CF 合金拉伸断口纵向显微组织照片．从图 1( a) 可以看出，热处理后基体中的共晶硅呈短棒状在基体中弥散分布．部分共晶硅局部熔断，长径比减小．根据 Caceres 等［2］的观点，析出相长径比减小能够降低变形过程中基体内局部应力集中程度，共晶硅的形貌改变有利于合金裂纹扩展门槛值的提高．由图 1( b) 可见，断口附近的共晶硅多以穿晶断裂为主，只有少部分表现为沿晶断裂特点( 箭头所示) ．这说明共晶硅颗粒与基体结合良好，在局部应力作用下微裂纹优先从共晶硅内部产生．图 1 CF 合金纵向断口处共晶硅的断裂形貌 . ( a) CF 合金纵向断口组织; ( b) CF 合金断口局部裂纹放大 Fig． 1 Microstructures of the CF fracture surface and microcracks in eutectic Si: ( a) CF fracture; ( b) enlarged image 图 2 为 CF 合金中分布于 α--Al 晶界处共晶硅颗粒的透射电镜照片．在低放大倍数下共晶硅呈现完整的晶体结构，不存在明显的结构缺陷．进一步放大图 2( a) 中方框所示区域发现，共晶硅基体内分布着大量的纳米级析出相．根据尺寸不同可以将这些析出相划分为直径在 50 nm 左右的圆形颗粒和直径在 8 nm 左右的圆形颗粒两种( 图 2( b) 箭头 A 和 B) ．能谱分析发现，较大的颗粒为熔点较高的富铁相; 较小的颗粒为熔点较低的富铜相．由此可见，合金基体中的共晶硅颗粒内部包含大量析出相，并不是具有完整晶体结构的单晶硅，这种结构特征是由其生长特点决定的．合金熔液凝固过程中，硅相以孪晶凹槽机制( twin plane reentrant edge，TPRE) 生长，随着硅相界面的推移，Fe、Cu 原子不断在固液界面富集，而从熔体中扩散到相界面的硅原子数量相对减少，导致共晶硅在该处的生长速度减小．原子富集程度的提高导致局部成分过冷度增加，促使富铁相及富铜相在界面前沿析出．第二相析出后，共晶硅界面前沿熔体中的 Fe、Cu 原子浓度减小，硅浓度升高，共晶硅的生长速度随之升高，从而将析出的第二相包含在基体中．如图 2( c) 所示为富铁相的高分辨电镜观察．从原子排列顺序来看，富铁相颗粒内部周期性原子间距与边界区域不同，这种情况在富铜相附近仍然存在，如图 2( d) 虚线所示．这表明在析出相与共晶硅界面附近存在较大的晶格畸变区，这类结构缺陷破坏了共晶硅的结构均匀性，降低了共晶硅基体在应力作用下的裂纹扩展抗力，有利于晶粒内部微裂纹的形成，并通过穿晶断裂的方式为微裂纹的扩展提供通道．铸造过程中，实验合金表面直接与金属模具型腔接触，与其他部位相比，其冷却速度最快．在冷速较高的条件下，硅元素多以细小初晶硅的形式在试样表面析出，如图 3 所示．由于颗粒尺寸小，内部结构缺陷相应减少; 此外，试样拉伸过程中这部分初晶硅受力状态简单，可以近似为只承受二维的拉应力．因此，试样表面的初晶硅颗粒内部只产生垂直于应力方向的横向裂纹．在没有其他脆性相与之接触的情况下，裂纹扩展到与基体的界面后受到周围塑性较高的基体阻碍，导致裂纹尖端在界面处累积钝化; 随着拉应力进一步增加，裂纹沿晶界扩展，最终使初 ·1510·

第12期王恩容等：铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响 ·1511· a (b) 2 um 50nm (c) (d) 20 nm 8 nm 80 30 25 40 Mn 15 Mr Fe 10 Mn Cu 5 Cu 0 nw 0 6 12 0 6 12 能量keV 能量MeV 图2C℉合金中共品硅的透射电镜照片.(a)品界析出的共晶硅颗粒：(b)图(a)中方框区域内的析出相：(c)图(b)中宫铁相的高分辨照片，箭头A所指：(d)图(b)中富铜相的高分辨照片，箭头B所指：()富铁相能谱：()富铜相能谱 Fig.2 HRTEM images of eutectic Si crystals in CF alloy:(a)eutectic Si crystal separated out near grain boundaries:(b)precipitates within the rectangle area in Fig.(a);(c)iron-tich phases in Fig.(b),marked with A:(d)copper-rich phases in Fig.(b),marked with B:(e)EDS spec- rum of iron-rich phases:(f)EDS spectrum of copper-rich phases 晶硅碎裂并从基体中剥离. 度超过该初晶硅颗粒本身所能承受的拉应力时，该合金经A-P变质处理后，初晶硅颗粒尺寸降初晶硅断裂，裂纹向颗粒内部迅速扩展，迅速贯穿整低，尖锐棱角消失，均以外貌圆润的多边形块状分布个晶粒.这种微裂纹可以单独形成，也可以几条同在基体中.图4为实验合金拉伸试样断口附近纵向时产生（图4(d)箭头B),这一断裂特点可以为裂纹显微组织金相照片.从图4(a)和(b)可以看出，分的扩展提供更多的通道布在断口及断口附近的初晶硅颗粒均表现出穿晶断根据Gith的理论，初生硅本身所能承受的拉裂特点，晶粒内部微裂纹生长方向与断口方向（应应力可表述为：力轴向)垂直.基体中尺寸较大的初晶硅断裂截面存在明显的李晶孔洞（图4(c)箭头），而直径小于2 (瓷)其 um的初晶硅颗粒内部结构完整，从微裂纹的分布式中，y为表面断裂能，E为弹性模量，C为颗粒内部微方向来看，其对二次裂纹的扩展具有明显的抑制作裂纹长度.由此可见，存在内部缺陷的初晶硅颗粒能承用（图4(）箭头A).这表明初晶硅中微裂纹的产受的拉应力要比无缺陷的初晶硅低因此，在同样外力生和扩展与其本身是否存在结构缺陷有关.拉伸过作用下这类初晶硅优先断裂综上所述，合金中初、共程中随着载荷的增加，作用在初生硅颗粒上的拉应晶硅的断裂除与其形貌、尺寸及分布有关外，很大程度力也逐渐增加，初晶硅与基体界面处的应力集中程上取决于颗粒内部是否存在结构缺陷

第 12 期王恩睿等: 铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响图 2 CF 合金中共晶硅的透射电镜照片 . ( a) 晶界析出的共晶硅颗粒; ( b) 图( a) 中方框区域内的析出相; ( c) 图( b) 中富铁相的高分辨照片，箭头 A 所指; ( d) 图( b) 中富铜相的高分辨照片，箭头 B 所指; ( e) 富铁相能谱; ( f) 富铜相能谱 Fig． 2 HRTEM images of eutectic Si crystals in CF alloy: ( a) eutectic Si crystal separated out near grain boundaries; ( b) precipitates within the rectangle area in Fig． ( a) ; ( c) iron-rich phases in Fig． ( b) ，marked with A; ( d) copper-rich phases in Fig． ( b) ，marked with B; ( e) EDS spectrum of iron-rich phases; ( f) EDS spectrum of copper-rich phases 晶硅碎裂并从基体中剥离．合金经 Al--P 变质处理后，初晶硅颗粒尺寸降低，尖锐棱角消失，均以外貌圆润的多边形块状分布在基体中．图 4 为实验合金拉伸试样断口附近纵向显微组织金相照片．从图 4( a) 和( b) 可以看出，分布在断口及断口附近的初晶硅颗粒均表现出穿晶断裂特点，晶粒内部微裂纹生长方向与断口方向( 应力轴向) 垂直．基体中尺寸较大的初晶硅断裂截面存在明显的孪晶孔洞( 图 4( c) 箭头) ，而直径小于 2 μm 的初晶硅颗粒内部结构完整，从微裂纹的分布方向来看，其对二次裂纹的扩展具有明显的抑制作用( 图 4( d) 箭头 A) ．这表明初晶硅中微裂纹的产生和扩展与其本身是否存在结构缺陷有关．拉伸过程中随着载荷的增加，作用在初生硅颗粒上的拉应力也逐渐增加，初晶硅与基体界面处的应力集中程度超过该初晶硅颗粒本身所能承受的拉应力时，该初晶硅断裂，裂纹向颗粒内部迅速扩展，迅速贯穿整个晶粒．这种微裂纹可以单独形成，也可以几条同时产生( 图 4( d) 箭头 B) ，这一断裂特点可以为裂纹的扩展提供更多的通道．根据 Griffith 的理论，初生硅本身所能承受的拉应力可表述为［15］: σf = ( 2Eγ π ) C 1 2 ．式中，γ 为表面断裂能，E 为弹性模量，C 为颗粒内部微裂纹长度．由此可见，存在内部缺陷的初晶硅颗粒能承受的拉应力要比无缺陷的初晶硅低．因此，在同样外力作用下这类初晶硅优先断裂．综上所述，合金中初、共晶硅的断裂除与其形貌、尺寸及分布有关外，很大程度上取决于颗粒内部是否存在结构缺陷． ·1511·

第12期王恩容等：铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响 ·1513· 二相（如初晶硅，富铜相）接触的情况下，裂纹会扩展到第二相中，如图4(d)中箭头C所示. b 10m 30 Hm (d) 10m 30μm 图5不同形貌的富铁相在断口处分布及断裂特点.()块状富铁相的穿晶断裂：(b)鱼骨状富铁相中的裂纹沿一次枝晶轴线扩展：（©）富铁相枝品间的微裂纹：()断口表面的团簇状富铁相 Fig.5 Iron-rich phases with various morphologies and corresponding fracture characteristics:(a)transcrystalline fracture in blocky iron-ich phases: (b)mierocrack propagated along the axis of Chinese seript iron-ich phases (e)micrcrack between the dendrites of Chinese seript iron-ich phases; (d)intercrystalline fracture along the explode'iron-rich phase boundary 鱼骨状富铁相是以团簇状枝晶的形式分布在基枝晶生长不完全的情况下，富铁相会以不规则短棒体中的，典型形貌特征是其二次枝晶以一次枝晶为状分布在一起，呈现“爆炸”状.由于这种团簇结构轴心在两侧对称分布.根据Caceres等的观点回，与中不存在粗大的轴线，所以反而会对裂纹扩展有较弥散分布的块状或颗粒状析出相相比，这种团簇状强的抑制作用.断口纵向观察发现，裂纹沿着这类的共晶组织对基体形变的阻碍更大，因此更容易在团簇的外沿扩展，表现出沿晶断裂特点，如图5() 局部产生应力集中.随着拉应力的增加，裂纹优先所示. 在一次枝晶内产生，并沿其纵向生长（图5(b)).一从以上分析看出，富铁相的形貌及分布对裂纹次枝晶中裂纹的出现会显著缓解团簇内部应力集中的形成及扩展有较大影响.从形貌上来说，鱼骨状程度，因此一次枝晶开裂后，两侧的二次枝晶中裂纹的富铁相对合金裂纹扩展的影响最大，是导致合金出现概率明显减少.这类微裂纹对合金最终断裂影最终断裂的主要诱因响最大.这是因为微裂纹一旦在该脆性相中形成就 2.4富铜相对裂纹扩展的影响很容易贯穿其整个纵向长度，在应力作用下形成显如前所述，铸造过程中富铜相多以富铁相为核著的宏观裂口，成为合金最终断裂的直接诱因.若心从基体中析出.固溶处理后，由于块状富铜相尺该组织附近分布着结构相同的团簇，且二者位于轴寸较大，无法完全回溶，仍然以块状分布在富铁相附线处的一次枝晶保持在同一水平线上或者相互平近.在随后的时效过程中，处于过饱和状的C山以细小行，则裂纹会沿着这些脆性结构相扩展相连，甚至产球状A,Cu颗粒从基体中弥散析出.因此，实验合金中生剧烈阶跃式连接，导致断口表面呈现大幅度偏转富铜相主要以块状和细小球状两种形态存在台阶.由于鱼骨状共晶组织形成温度较低，过冷熔图6为CU合金断口近表面富铜相分布形貌及体流动性变差，并且枝晶的存在对熔体的流动造成断口表面析出相的能谱分析.断口表面的A山，Cu相进一步阻碍作用，因此凝固过程中枝晶间容易产生多位于准解理断裂区域的撕裂棱附近（图6(a)), 显微缩孔，在应力作用下，裂纹容易在这些部位产生并且表现出沿晶断裂的形貌特征.裂纹扩展到这类并沿纵向扩展，如图5(c)所示.试验发现，枝晶间富铜相后无法切过AL,Cu颗粒，只能沿着AL,Cu与距越小，这种裂纹的形成倾向越大.此外，在鱼骨状基体的界面扩展，在断口上表现出局部韧窝断裂的

第 12 期王恩睿等: 铸造共晶铝硅合金中析出相对断裂行为的影响二相( 如初晶硅，富铜相) 接触的情况下，裂纹会扩展到第二相中，如图 4( d) 中箭头 C 所示．图 5 不同形貌的富铁相在断口处分布及断裂特点 . ( a) 块状富铁相的穿晶断裂; ( b) 鱼骨状富铁相中的裂纹沿一次枝晶轴线扩展; ( c) 富铁相枝晶间的微裂纹; ( d) 断口表面的团簇状富铁相 Fig． 5 Iron-rich phases with various morphologies and corresponding fracture characteristics: ( a) transcrystalline fracture in blocky iron-rich phases; ( b) microcrack propagated along the axis of Chinese script iron-rich phases; ( c) microcrack between the dendrites of Chinese script iron-rich phases; ( d) intercrystalline fracture along the ＇explode＇ iron-rich phase boundary 鱼骨状富铁相是以团簇状枝晶的形式分布在基体中的，典型形貌特征是其二次枝晶以一次枝晶为轴心在两侧对称分布．根据 Caceres 等的观点［2］，与弥散分布的块状或颗粒状析出相相比，这种团簇状的共晶组织对基体形变的阻碍更大，因此更容易在局部产生应力集中．随着拉应力的增加，裂纹优先在一次枝晶内产生，并沿其纵向生长( 图 5( b) ) ．一次枝晶中裂纹的出现会显著缓解团簇内部应力集中程度，因此一次枝晶开裂后，两侧的二次枝晶中裂纹出现概率明显减少．这类微裂纹对合金最终断裂影响最大．这是因为微裂纹一旦在该脆性相中形成就很容易贯穿其整个纵向长度，在应力作用下形成显著的宏观裂口，成为合金最终断裂的直接诱因．若该组织附近分布着结构相同的团簇，且二者位于轴线处的一次枝晶保持在同一水平线上或者相互平行，则裂纹会沿着这些脆性结构相扩展相连，甚至产生剧烈阶跃式连接，导致断口表面呈现大幅度偏转台阶．由于鱼骨状共晶组织形成温度较低，过冷熔体流动性变差，并且枝晶的存在对熔体的流动造成进一步阻碍作用，因此凝固过程中枝晶间容易产生显微缩孔，在应力作用下，裂纹容易在这些部位产生并沿纵向扩展，如图 5( c) 所示．试验发现，枝晶间距越小，这种裂纹的形成倾向越大．此外，在鱼骨状枝晶生长不完全的情况下，富铁相会以不规则短棒状分布在一起，呈现“爆炸”状．由于这种团簇结构中不存在粗大的轴线，所以反而会对裂纹扩展有较强的抑制作用．断口纵向观察发现，裂纹沿着这类团簇的外沿扩展，表现出沿晶断裂特点，如图 5( d) 所示．从以上分析看出，富铁相的形貌及分布对裂纹的形成及扩展有较大影响．从形貌上来说，鱼骨状的富铁相对合金裂纹扩展的影响最大，是导致合金最终断裂的主要诱因． 2. 4 富铜相对裂纹扩展的影响如前所述，铸造过程中富铜相多以富铁相为核心从基体中析出．固溶处理后，由于块状富铜相尺寸较大，无法完全回溶，仍然以块状分布在富铁相附近．在随后的时效过程中，处于过饱和状的 Cu 以细小球状 Al2Cu 颗粒从基体中弥散析出．因此，实验合金中富铜相主要以块状和细小球状两种形态存在．图 6 为 CU 合金断口近表面富铜相分布形貌及断口表面析出相的能谱分析．断口表面的 Al2Cu 相多位于准解理断裂区域的撕裂棱附近( 图 6 ( a) ) ，并且表现出沿晶断裂的形貌特征．裂纹扩展到这类富铜相后无法切过 Al2 Cu 颗粒，只能沿着 Al2 Cu 与基体的界面扩展，在断口上表现出局部韧窝断裂的 ·1513·

·1514 北京科技大学学报第33卷特点.这说明热处理后从基体中析出的细小富铜相性能.结合实验合金力学性能数据来看，当C山质量自身强度高，能够强烈阻碍裂纹扩展，对基体强化作分数为5.0%时，这种改善作用最明显.相对于时效用明显.从图6(b)中可以看出，尺寸小于2.0um 后从基体中析出的细小富铜相来说，块状富铜相对的块状AL,Cu相以富铁相为核心析出，富铜相的这基体的强化作用稍弱.这是因为一方面块状富铜相种分布特点能够阻碍拉伸过程中富铁相的形变，防尺寸较大（>5.0μm),强化效果小；另一方面块状止富铁相在较低的应力作用下发生断裂，从而提高富铜相多以富铁相为核心形核长大，富铁相在应力微裂纹产生和扩展的门槛值.可见这部分富铜相的作用下产生的裂纹容易扩散到富铜相中，或沿着两存在，能够改善富铁相的有害作用，提高合金的力学相边界传播. 3 um 30 um 101c 5 (d)Al Cu 6 4 3 Mn Fe Cu 0 0 45678910 456 7 8910 能量keV 能量keV 图6CU合金中富铜相在断口处的形貌及分布.(a)富铜相在断口韧窝处的分布：(b)富铜相依附于富铁相析出：(c)图(b)中富铁相的能谱分析，A点：(d)图(b)中宫铜相的能谱分析，B点 Fig.6 Copper-tich phases presented in the fracture surface of CU alloy:(a)copper-tich phases presented near dimples:(b)copper-tich phases separated out with a-Fe as a nucleation site:(e)EDS spectrum of Position A:(d)EDS spectrum of Position B 性能 3结论 (1)拉伸过程中初、共晶硅多表现为穿晶断裂参考文献特点，这与生长过程中颗粒内部形成的结构缺陷有 [1]Dobrzafiski L A,Borek W,Maniara R.Influence of the crystalli- zation condition on Al-Si-Cu casting alloys structure.J Achier Ma- 关；初晶硅中微裂纹优先在孪晶孔洞处产生，颗粒尺 ter Manuf Eng,2006,18(1/2):211 寸约为2.0um的初晶硅对二次裂纹的扩展具有阻 2]Caceres C H,Svensson I L,Taylor J A.Strength-ductility behav- 碍作用. iour of Al-Si-Cu-Mg casting alloys in T6 temper.Int J Cast Met (2)合金中富铁相的形貌有块状和鱼骨状两 Res,2003,15:531 种，其中微裂纹形成特点也各有不同：块状富铁相与 B] Wang Q G.Microstructural effects on the tensile and fracture be- havior of aluminum casting alloys A356/357.Metall Mater Trans 基体界面结合良好，应力作用下发生穿晶断裂，微裂 A,2003,34(12):2887 纹扩展过程中伴随着新裂纹的形成：鱼骨状富铁相 [4]Harlowa D G,Nardiello J,Payne J.The effect of constituent par- 对基体变形阻碍作用强，微裂纹沿一次枝晶纵向分 ticles in aluminum alloys on fatigue damage evolution:statistical 布，这类裂纹尺寸大，直接影响到合金的最终断裂 observations.Int J Fatigue,2010,32 (3)505 (3)富铜相对基体强化作用明显，对裂纹在基 [5]Lee F T,Major J F,Samuel F H.Effect of silicon particles on the fatigue crack growth characteristics of A142 Wt Pet Si-0.35 Wt 体中的扩展具有强烈的偏折作用：分布在富铁相周 Pet Mg-(0-4.02)Wt Pet Sr casting alloys.Metall Mater Trans A, 围的富铜相能抑制富铁相中微裂纹的形成，提高C山 1995,26(6):1553 含量可以改善富铁相的有害作用，提高合金的力学 [6]Moffat A J,Barnes S,Mellor B G.The effect of silicon content on

北京科技大学学报第 33 卷特点．这说明热处理后从基体中析出的细小富铜相自身强度高，能够强烈阻碍裂纹扩展，对基体强化作用明显．从图 6( b) 中可以看出，尺寸小于 2. 0 μm 的块状 Al2Cu 相以富铁相为核心析出，富铜相的这种分布特点能够阻碍拉伸过程中富铁相的形变，防止富铁相在较低的应力作用下发生断裂，从而提高微裂纹产生和扩展的门槛值．可见这部分富铜相的存在，能够改善富铁相的有害作用，提高合金的力学性能．结合实验合金力学性能数据来看，当 Cu 质量分数为 5. 0% 时，这种改善作用最明显．相对于时效后从基体中析出的细小富铜相来说，块状富铜相对基体的强化作用稍弱．这是因为一方面块状富铜相尺寸较大( ＞ 5. 0 μm) ，强化效果小; 另一方面块状富铜相多以富铁相为核心形核长大，富铁相在应力作用下产生的裂纹容易扩散到富铜相中，或沿着两相边界传播．图 6 CU 合金中富铜相在断口处的形貌及分布 . ( a) 富铜相在断口韧窝处的分布; ( b) 富铜相依附于富铁相析出; ( c) 图( b) 中富铁相的能谱分析，A 点; ( d) 图( b) 中富铜相的能谱分析，B 点 Fig． 6 Copper-rich phases presented in the fracture surface of CU alloy: ( a) copper-rich phases presented near dimples; ( b) copper-rich phases separated out with α-Fe as a nucleation site; ( c) EDS spectrum of Position A; ( d) EDS spectrum of Position B 3 结论 ( 1) 拉伸过程中初、共晶硅多表现为穿晶断裂特点，这与生长过程中颗粒内部形成的结构缺陷有关; 初晶硅中微裂纹优先在孪晶孔洞处产生，颗粒尺寸约为 2. 0 μm 的初晶硅对二次裂纹的扩展具有阻碍作用． ( 2) 合金中富铁相的形貌有块状和鱼骨状两种，其中微裂纹形成特点也各有不同; 块状富铁相与基体界面结合良好，应力作用下发生穿晶断裂，微裂纹扩展过程中伴随着新裂纹的形成; 鱼骨状富铁相对基体变形阻碍作用强，微裂纹沿一次枝晶纵向分布，这类裂纹尺寸大，直接影响到合金的最终断裂． ( 3) 富铜相对基体强化作用明显，对裂纹在基体中的扩展具有强烈的偏折作用; 分布在富铁相周围的富铜相能抑制富铁相中微裂纹的形成，提高 Cu 含量可以改善富铁相的有害作用，提高合金的力学性能．参考文献［1］ Dobrzański L A，Borek W，Maniara R． Influence of the crystallization condition on Al-Si-Cu casting alloys structure． J Achiev Mater Manuf Eng，2006，18( 1 /2) : 211 ［2］ Cceres C H，Svensson I L，Taylor J A． Strength-ductility behaviour of Al-Si-Cu-Mg casting alloys in T6 temper． Int J Cast Met Res，2003，15: 531 ［3］ Wang Q G． Microstructural effects on the tensile and fracture behavior of aluminum casting alloys A356 /357． Metall Mater Trans A，2003，34( 12) : 2887 ［4］ Harlowa D G，Nardiello J，Payne J． The effect of constituent particles in aluminum alloys on fatigue damage evolution: statistical observations． Int J Fatigue，2010，32( 3) : 505 ［5］ Lee F T，Major J F，Samuel F H． Effect of silicon particles on the fatigue crack growth characteristics of A1-12 Wt Pct Si-0. 35 Wt Pct Mg-( 0-0. 02) Wt Pct Sr casting alloys． Metall Mater Trans A， 1995，26( 6) : 1553 ［6］ Moffat A J，Barnes S，Mellor B G． The effect of silicon content on ·1514·