·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 tempera￾ture 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·