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Fe<0.06%(质量分数)时，B-Fe尺寸与共晶 45.0%Cu、A6.0%Fe、Al-10.0%Mn和Al-5.0% 硅颗粒在同一数量级，其对裂纹的扩展影响不明显： Ti.实验合金名义化学成分及试样编号如表1所示. 当Fe>0.57%(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 13.03.00.6<0.30.6<0.40.15Bal 状T-Fe(Al FeMga Si,)或a-Fe(Als(Fe,Mn),Si,) CU 13.05.00.6<0.30.6<0.40.15Bal. 的形式从基体中析出，一般认为这种形貌上的改 1.2熔炼浇铸 变能够降低B-Fe对合金性能带来的危害.Caceres 在坩埚底部铺撒一层熔剂，熔剂上方堆放预热 等回指出，这种团簇结构对合金断裂过程具有重要 到200℃的铝块，将坩埚放入SG2-7.5-10A型电阻 影响，拉伸过程中团簇状结构对基体形变的抑制作 炉中进行合金熔炼，熔炼温度控制在800℃.当铝 用等效于呈团簇状分布的颗粒边界与基体的相互作 块开始熔化时，用钟罩将中间合金依次压入：等合金 用，与弥散分布的析出相相比更容易引起应力集中： 熔化完全后对熔体进行A1-P变质处理：降温到760℃ 一旦在应力作用下产生微裂纹，裂纹便会沿枝晶内 后用干燥的氩气对熔体进行精炼除气：精炼后静置 部迅速扩展.因此，这类析出相的存在直接影响到 10~15min,等待炉温降到710~720℃时清除浮渣， 合金的力学性能.在铸造Al-Si合金中，当Cu质量 将熔体快速平稳地浇入预热到165~175℃的金属 分数>1.0%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·