累积叠轧对A356铝合金中共晶硅分布的影响

累积叠轧对A356铝合金中共晶硅分布的影响
王强;梁立麟;彭超楠;吴群虎;白帮伟
【摘要】对A356铝合金在430℃温度下进行了10道次反复叠轧,研究了累积叠轧后合金中共晶硅分布及其对力学性能的影响.用扫描电镜(SEM)分析了合金截面的显微组织和拉伸试样断口的形貌,用电子万能试验机和显微硬度计测试了合金的力学性能和显微硬度.结果表明,经过预轧和累积叠轧处理,α-Al枝晶间呈网状分布的共晶硅逐渐呈定向的条带状分布,最后均匀分布于整个α-Al基体中;随着累积叠轧道次的增加,共晶硅的长、径比减小,共晶硅颗粒之间的距离增大.与铸态试样相比,经过6道次叠轧后A356铝合金的抗拉强度由120 N/mm2提高至220N/mm2,伸长率由4.2％提高至9.77％,显微硬度由53 HV增加到78.5 HV.
【期刊名称】《轻合金加工技术》
【年(卷),期】2014(042)011
【总页数】6页(P28-32,53)
【关键词】累积叠轧焊;A356铝合金;共晶硅;力学性能
【作者】王强;梁立麟;彭超楠;吴群虎;白帮伟
【作者单位】燕山大学先进锻压成形技术与科学教育部重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学先进锻压成形技术与科学教育部重点实验室,河北秦皇岛066004;燕山大学先进锻压成形技术与科学教育部重点实验室,河北秦皇岛066004;中信戴卡股份有限公司,河北秦皇岛066004;中信戴卡股份有限公司,河北秦皇岛066004【正文语种】中文
【中图分类】TG146.21
A356铝合金具有良好的力学性能、好的减震性能、较小的热膨胀系数和较好的热成形性能，在航空、航天和汽车制造行业有着广泛的应用［1］。

A356铝合金中，共晶硅是组织中的第二相，其形貌大小和分布状态是影响合金力学性能的主要因素［2］。

细小球形、均匀分布的共晶硅颗粒可显著提高合金的拉伸、冲击及疲劳性能［3］。

为改善共晶硅的形貌和分布状态，研究者进行了大量的工作［4］，变
质处理［5］和热处理［6］均能改变共晶硅颗粒的形貌和大小，而不能改变共晶
硅在铝基体中的分布状态。

为改变A356铝合金中共晶硅的分布状态，研究者进行了一系列的热变形处理，如等通道轧制［7］、等通道角挤压［8］和高压扭转等
方法［9］，然而这些方法都不能生产大尺度材料。

日本学者Saito［10］等人提
出了累积叠轧焊(ARB)技术，是一种利用通用设备生产大块薄板类超细晶材料的新型技术。

该技术已经应用于高纯铝、铝合金、铝基复合材料以及金属层状复合板中［11-14］。

与原始材料相比，这些材料在结构和性能上都发生了较大的改变。

本试验试图利用累积叠轧焊法改善A356铝合金中共晶硅的分布状态，并研究其力学性能的变化。

1 试验
试验材料为商业的铸态A356铝合金锭，其化学成分如表1所示。

将铸锭切成40 mm×100 mm×4 mm的条带，在400℃温度下将其预轧制成1.5 mm厚的板材，将板材剪成两段，板材表面用直径为0.26 mm钢刷打磨，然后放入丙酮溶液中进行脱脂处理。

表面处理后，将两段铝板叠放在一起，两端用铝铆钉固定，放入430℃电阻炉中加热、保温。

15 min后用辊径为250 mm的二辊轧机在无润滑剂条件下轧制。

压下量为50%，轧制速度为0.4 m/s。

轧制后的薄板在空气中冷却，切成两段重复上述过程，共进行了10个道次轧制试验，如图1所示。

每次轧制完
成后，截取一小段板材进行分析测试。

将与轧制方向平行和轧制表面相垂直的截面进行抛光腐蚀，用Hitachi S-4800型扫描电子显微镜(SEM)观察铝合金板材中硅的形貌和分布状况，采用FM-ARS 9000型维氏硬度计测量样品的显微硬度，载荷为50 N，加载时间为20 s。

每个样品测试5次，取平均值。

在轧制平面上用线切割制作成板材拉伸试样，对样品在INSTON-5982万能力学试验机上进行室温拉伸实验，拉伸方向平行于轧制方向，拉伸速率为2.4×10–4s–1。

表1 A356铝合金锭的成分(质量分数/%)Tab.1 Chemical compositions of A356 aluminum alloy ingot(wt/%)Si Mg Ti Sr Fe Zn 杂质 Al 6.93 0.344 0.141 0.15 0.102 0.026 0.0087余量
图1 累积叠轧焊原理示意图Fig.1 Schematic illustration showing the principles of the ARB process
2 试验结果与分析
2.1 显微组织
图2为铸态和预轧态A356铝合金的显微组织。

从低倍放大的图中可以看出，铸态A356的共晶硅分布于初生α-Al枝晶之间，在空间呈网络链状分布，并且共晶硅链的宽度差别很大，分布很不均匀(图2a);经过预轧制后的样品，共晶硅依然呈网络状分布于铝基体中，但是共晶硅链的宽度差别减小，并沿着轧制方向呈现定向分布。

在放大2 000倍的图片中可以看出，铸态样品大多数共晶硅颗粒呈短棒状，颗粒的长径在6 μm左右，短径在2 μm左右，长径比接近3∶1，预轧后共晶硅颗粒有的依然呈短棒状，但颗粒的长径比已有所下降，多数共晶硅颗粒呈现出一定的圆整化，长、径比接近1.5∶1。

图2 铸态和预轧态A356铝合金的SEM照片Fig.2 SEM images of the as-cast and as-rolled A356 aluminum alloy
不同累积叠轧道次的A356铝合金截面的显微组织见图3。

从图3可以看出，经过几个道次的轧制，α-Al枝晶的外形轮廓越来越不明显，最后无法区分出来。

呈网络状分布的共晶硅链先表现出条带状，条带的宽度存在着一定的差异，并沿轧制方向呈定向排列(图3a)，然后定向排列的共晶硅条带逐渐消失(图3b)，最后共
晶硅在整个铝基体中呈均匀的弥散分布(见图3c、3d)。

图3c中白色竖线为轧制时形成的板材之间的连接界面，随着轧制道次的增加，连接界面逐渐消失(见图3d)。

图4为放大倍数为2000倍的2道次、4道次、6道次、10道次累积叠轧后A356铝合金的显微组织。

从图4可以看出，经过2道次叠轧后，共晶硅颗粒呈明显的
条带状定向排列，同一条带中共晶硅的距离相距较近，共晶硅条带间是α-Al基体。

经4次叠轧后共晶硅定向排列变得不明显，并且共晶硅颗粒之间的距离加大，说
明共晶硅的分布越来越趋向于均匀。

从图4b中还可以明显地看到没有结合的界面，但在图4c和图4d中界面已经变得不明显。

从图4中还可以看到，在经历多道次
叠轧后，共晶硅的形貌更加圆整，短棒状硅颗粒的数目已变得很少，大多数共晶硅颗粒的长径比接近1∶1，经过10道次叠轧后大多数硅颗粒的直径在2 μm 左右。

图3 累积叠轧后A356合金的显微组织Fig.3 Microstructures of A356 aluminum alloy after ARB
图4 累积叠轧后A356合金的扫描图片Fig.4 SEM images of A356 aluminum alloy after ARB
2.2 力学性能
图5为所选的6个样品拉伸强度和伸长率的柱状图，由图5可见，铸态A356铝
合金的抗拉强度为120 N/mm2，伸长率为4.2%;经过预轧后抗拉强度为159
N/mm2，伸长率为5.2%;经过6道次累积叠轧后拉伸强度增加到220 N/mm2，伸长率增加到9.77%;再增加轧制道次，如10道次叠轧，强度变为217 N/mm2，伸长率变为9.17%，强度和伸长率均没有太多变化。

图5 铸态、预轧态和不同道次累积叠轧样品的抗拉强度和伸长率Fig.5 Stress-strain and elongation of the as-cast，as-rolled and ARB-processed(in various cycles)samples
在轧制过程中，强度增加首先是因为大塑性变形在基体内部产生加工硬化，本试验轧制温度虽然在430℃的条件下进行，轧制产生的加工硬化可能在高温下产生动
态回复和再结晶，但由于共晶硅的阻碍作用，在铝基体中产生的位错会部分保留下来。

另外共晶硅在合金中的分布状态由网链状分布变成均匀分布过程中，相当于较硬的共晶硅颗粒“嵌入”到相对较软的铝基体中，由于两者的热膨胀系数不同，在铝基体内部形成了更多的位错，高密度的位错导致了材料强度的增加［15］。

此外，在轧制过程中共晶硅颗粒的尺寸有所减小，细小的共晶硅颗粒会阻碍铝基体的位错运动，引发Orowan绕过效应，进而导致Orowan强化［16］。

以上是随着轧制道次的增加，导致A356铝合金强度提高的原因。

当累积叠轧6道次以上时，共晶硅的分布状态和硅颗粒的尺寸均没有太大的变化，因此经10道次轧制的样品和经6道次轧制的样品力学性能相差不大。

随着轧制道次的增加，A356铝合金伸长率的提高归功于共晶硅颗粒形貌和尺寸的改变。

A356铝合金在拉伸过程中，裂纹源总是出现在材料最薄弱的区域，研究者发现裂纹源都产生在硅颗粒内部或者硅相与α-Al的界面上。

铸态的铝合金中硅相呈现不规则形状，并且硅相的长径比较大，加上此时硅相分布间距较小，所有这些都有利于裂纹的萌生。

裂纹源萌生后会向周围的铝基体扩展，如果形状不佳的共晶硅颗粒中都出现了裂纹源，它们之间的距离又非常近，裂纹源就非常容易连接起来形成宏观裂纹，最终导致材料的断裂。

经过预轧和累积叠轧后硅颗粒圆整度提高，不利于裂纹的萌生。

由于硅颗粒之间的间距增大，裂纹源不易连接长大，这样就提高了材料的伸长率。

2.3 显微硬度
图6 铸态、预轧态和不同道次累积叠轧样品的显微硬度Fig.6 Microhardness of
the as-cast，as-rolled and ARB-processed(in various cycles)samples
试样的显微硬度值如图6所示。

铸态、预轧态和累积叠轧样品的显微硬度值分别
为53.4 HV、62.1 HV、70.3 HV、73.0 HV、78.5 HV、75 HV。

铸态样品经过一次预轧后，由于加工硬化的作用上升到62.1 HV，再经过6道次叠轧后提高到78.5 HV，以后显微硬度值维持在一个接近75 HV的水平。

累积叠轧后合金与预
轧态合金相比，显微硬度值略有增加，作者认为是累积叠轧过程中，共晶硅颗粒发生了适当的细化，并且降低了长径比，增大了硅颗粒的比表面积，导致了颗粒附近处的铝基体应变能增大，使合金的硬度值变大。

当共晶硅颗粒大小达到一定程度后，尺寸趋于稳定，合金硬度值变化也相应地不明显。

图7 铸态、预轧态和10道次累积叠轧样品的断口形貌Fig.7 SEM fracture morphology of the as-cast，as-rolled and 10-cycles ARB-processed samples
2.4 断口形貌
将铸态、预轧态和经过10道次累积叠轧的样品断口进行扫描，如图7所示。

7a
为铸态A356铝合金的拉伸断口形貌，其断裂为脆性断裂，也可以从扫描照片上看出少量的韧窝形貌，韧窝大而浅。

经过预轧制变形后拉伸断口形貌如图7b所示，韧窝逐渐变多、变深，但是还存在着一些脆性解理面。

图7c是典型的韧窝断裂。

韧窝小而深，由于细小硅颗粒的存在有效的阻碍了裂纹的扩展，延长了微裂纹扩展的路径，提高了合金的伸长率。

3 结论
对铸态的A356铝合金进行了预轧和累积叠轧焊处理，合金中共晶硅的分布及其对合金力学性能的影响进行了研究。

得出以下结论:
1)通过累积叠轧处理，A356铝合金中的共晶硅颗粒分布发生了改变。

铸态时为硅呈网链状分布于α-Al枝晶间，并且颗粒间距较小;预轧后硅呈定向的网链状分布，
网链的宽度差别减小;经过多道次累积叠轧后，α-Al树枝晶消失，共晶硅均匀分布于一个完整的铝基体中。

2)随着叠轧道次的增加A356铝合金中共晶硅颗粒形貌发生了改变，圆整度得到了提高，经6道次累积叠轧后，共晶硅颗粒的长、径比由铸态的3∶1减小至1∶1左右;
3)随着累积叠轧道次的增加。

样品的抗拉强度由铸态的120 N/mm2提高到220 N/mm2，伸长率由原来的4.2%提高到9.77%，显微硬度值由原来的53.4 HV提高到78.5 HV，共晶硅分布和尺寸对合金的力学性能影响显著。

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