A356铝合金显微结构及拉伸断口分析_范宋杰
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》篇一一、引言随着汽车工业的飞速发展，铝合金轮毂由于其良好的性能，如轻量化、抗腐蚀性和抗冲击性，已广泛应用于汽车制造中。
A356铝合金作为其中一种常用的材料，其优良的铸造性能和机械性能使其在汽车轮毂制造中占据重要地位。
然而，A356铝合金的微观结构复杂，特别是其中的富铁相，对合金的力学性能和耐腐蚀性有着重要影响。
因此，对A356铝合金中富铁相的研究显得尤为重要。
二、A356铝合金及其富铁相的基本性质A356铝合金是一种铝硅基合金，由铝、硅、铁等元素组成。
其中，富铁相是合金中的一种重要组成部分，其性质和形态对合金的性能有着显著影响。
富铁相的形态、大小和分布等特征，直接关系到合金的强度、韧性以及耐腐蚀性等性能。
因此，对A356铝合金中富铁相的研究是提高其性能的关键。
三、富铁相的形成与影响因素A356铝合金中富铁相的形成受多种因素影响。
首先，合金的成分是决定富铁相性质的关键因素。
此外，铸造过程中的温度、冷却速度、合金的纯净度等也会对富铁相的形成产生影响。
研究这些影响因素，有助于我们更好地控制富铁相的形态和分布，从而提高A356铝合金的性能。
四、富铁相的研究方法对A356铝合金中富铁相的研究主要采用显微镜观察和化学成分分析等方法。
通过光学显微镜、电子显微镜等手段观察富铁相的形态和分布；通过化学成分分析确定富铁相的成分和含量。
此外，还可以采用热力学计算和模拟等方法，研究富铁相的形成过程和影响因素。
五、富铁相的研究结果与讨论通过对A356铝合金中富铁相的研究，我们发现富铁相的形态、大小和分布对合金的性能有着显著影响。
适量的富铁相可以提高合金的强度和韧性，但过多的富铁相会导致合金的耐腐蚀性降低。
此外，我们还发现铸造过程中的温度和冷却速度对富铁相的形成有着重要影响。
在适当的温度和冷却速度下，可以获得形态良好、分布均匀的富铁相，从而提高合金的性能。
六、结论A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究对于提高合金的性能具有重要意义。
A356铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究
收稿日期：２００５－０７－０１作者简介：刘政（１９５８－），男，教授．第２７卷第１期Ｖｏｌ．２７，Ｎｏ．１２００６年２月Ｆｅｂ．２００６江西理工大学学报ＪＯＵＲＮＡＬＯＦＪＩＡＮＧＸＩＵＮＩＶＥＲＳＩＴＹＯＦＳＣＩＥＮＣＥＡＮＤＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ文章编号：１００７－１２２９（２００６）０１－０００４－０５Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究刘政１，胥锴２，刘萍２（１．江西理工大学教务处，江西赣州３４１０００；２．江西理工大学材料与化学工程学院，江西赣州３４１０００）摘要：采用低过热度浇注技术制备半固态Ａ３５６铝合金，研究了冷却强度、保温时间、浇注温度对铸造显微组织的影响．研究结果表明，在液相线附近，冷却强度大，晶粒细小；随着保温时间的延长，晶粒变大，形状变得圆整，结晶组织均匀；浇注温度越高，晶粒越粗大；铸锭中心部位组织比边缘部位组织粗大，且均匀，球化明显．低过热度浇注可以获得理想的Ａ３５６铝合金半固态浆料．半固态坯料重熔加热温度为５８５℃，保温３０ｍｉｎ，α－Ａｌ相逐渐变成球状，此时，晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，晶粒平均圆度为２．１３．关键词：半固态；低温浇注；Ａ３５６铝合金；显微组织中图分类号：ＴＧ１４６，ＴＧ２４４文献标识码：ＡＲｅｓｅａｒｃｈｏｎＣａｓｔｉｎｇＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡ３５６ＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙｂｙＬｏｗＳｕｐｅｒｈｅａｔＰｏｕｒｉｎｇＬＩＵＺｈｅｎｇ１，ＸＵＫａｉ２，ＬＩＵＰｉｎｇ２（１．Ｄｅａｎ＇ｓＯｆｆｉｃｅ，ＪｉａｎｇｘｉＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｇａｎｚｈｏｕ３４１０００，Ｃｈｉｎａ；２．ＦａｃｕｌｔｙｏｆＭａｔｅｒｉａｌａｎｄＣｈｅｍｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＪｉａｎｇｘｉＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｇａｎｚｈｏｕ３４１０００，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｏｆＡ３５６ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｉｓｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄｂｙｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｓ，ｈｏｌｄｉｎｇｔｉｍｅａｎｄｐｏｕｒｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｃａｓｔｉｎｇｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅａｌｌｏｙｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄａｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔｔｈｅｓｉｚｅａｎｄｔｈｅｓｈａｐｅｏｆｇｒａｉｎｏｆＡ３５６ｂｅｃｏｍｅｌａｒｇｅａｎｄｓｐｈｅｒｉｃａｌｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｃｏｏｌｉｎｇｉｎｔｅｎｓｉｔｙ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓａｒｅｂｉｇｇｅｒ，ｍｏｒｅｓｐｈｅｒｉｃａｌａｎｄｍｏｒｅｕｎｉｆｏｒｍｗｉｔｈｐｒｏｌｏｎｇｉｎｇｐｒｅｓｅｒｖａｔｉｏｎｔｉｍｅ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓｂｅｃｏｍｅｌａｒｇｅｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｃａｓｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｔｈｅｇｒａｉｎｓｉｎｔｈｅｃｅｎｔｒｅｏｆｔｈｅｉｎｇｏｔａｒｅｌａｒｇｅｒ，ｍｏｒｅｓｐｈｅｒｉｃａｌａｎｄｍｏｒｅｕｎｉｆｏｒｍｔｈａｎｔｈａｔｉｎｔｈｅｅｄｇｅ．Ｔｈｅｆｉｎｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｌｕｒｒｉｅｓｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙｃａｎｂｅｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ．Ｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｌｕｒｒｉｅｓａｒｅｉｎ５８５℃ｆｏｒｒｅｍｅｌｔｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄ３０ｍｉｎｆｏｒｈｅａｔｐｒｅｓｅｒｖａｔｉｏｎｔｉｍｅ．Ｔｈｅα－Ａｌｅｖｏｌｖｅｓｉｎｔｏｓｐｈｅｒｏｉｄａｌｓｈａｐｅ．Ｕｎｄｅｒｔｈｅｓｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ，ｉｔｓａｖｅｒａｇｅｅｑｕａｌ－ａｒｅａ－ｃｉｒｃｌｅｇｒａｉｎｄｉａｍｅ－ｔｅｒｉｓ４２．６μｍａｎｄｔｈｅａｖｅｒａｇｅｉｓ２．１３．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄ；ｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔｐｏｕｒｉｎｇ；Ａ３５６ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ０引言自２０世纪７０年代美国ＭＩＴ的研究人员首次提出半固态成形以来［１－３］，半固态加工技术作为新型成形技术受到各国有关专家学者的重视，其开发研究工作进展迅速，已成为当今最活跃的研究领域之一．半固态金属坯料的制备是金属半固态成形的基础和关键，其制备方法很多［４］，具有代表性的有机械搅拌法、电磁搅拌法、应变诱发熔化激活法、电磁脉冲加载法、超声振动搅拌法、喷射沉积法等等．其中，电磁搅拌法、应变诱发熔化激活法是最有工业应用前景的方法．与此同时，这些方法带来的问题是增加了额外的设备和工艺环节，使生产成本上升．为继续发挥半固态金属的组织特色和成形优势，降低生产成本成为当前开发新的半固态制备技术的主攻方向．许多研究已表明，在半固态金属坯料的制备过程中，控制浇注温度或低温浇注被认为是可替代机械搅拌和电磁搅拌用来生产具有适当的初始显微组织的半固态坯料的加工工艺［５－８］．它可以生产出比在常规的铸造温度下具有的树枝晶组织还更细小晶粒的铸态材料，经过部分重熔和等温保温，铸态组织就会转变成为球状组织［９－１０］．低过热度浇注工艺［１１］是新近开发的一种新型制浆技术，既在高于合金液相线温度之上一定过热度条件下保温形核后进行铸造，获得均匀、细小的非枝晶组织，以适合于半固态成形．与其他制浆方法相比，低过热度浇注工艺具有许多独特的优点，如降低成本，污染少，效率高等．虽然无搅拌的低过热度浇注工艺制备半固态浆料取得了一定的进展，但人们对金属液体在液相线温度附近保温过程的形核、长大规律没有进行系统研究，而金属液相线温度附近保温过程中形核、长大的情况对于能否制得优良的半固态浆料十分重要．本实验研究了Ａ３５６铝合金在低过热度浇注条件下，不同浇注温度、不同保温时间、不同的冷却方式的组织形成，为低过热度浇注工艺制备半固态浆料的深入研究奠定基础．１实验方法和过程１．１实验合金半固态合金要求有一定范围的液固相区，所用合金应是工业常用牌号，采用Ａ３５６．实验以工业纯铝（含Ａｌ９９．７％）、铝－硅中间合金（含Ｓｉ２４．７％）、金属镁为原料，在ＳＧ２－３－１０型坩埚电阻炉内熔炼Ａ３５６铝合金．合金的化学成分见表１．１．２实验工艺所用合金的液相线温度采用差热分析（ＤＴＡ）测定．经测试，试验用Ａ３５６铝合金的液相线温度为６１５．３℃．Ａ３５６铝合金熔炼温度为７００℃，采用ＫＳＷ－４Ｄ－１１型电阻炉温度控制器控制熔炼温度；浇注温度分别为６２５℃，６１５℃和６０５℃．当井式电阻炉中的Ａ３５６铝合金加热至设定温度并熔化后，将盛有液态Ａ３５６铝合金的坩埚移出井式电阻炉至置入保温装置中．当坩埚中铝液的温度降至设定温度并进行必要时间保温后，即按照试验要求进行低过热度浇注．铸型为不锈钢圆筒，其尺寸为Φ７０×１２０ｍｍ．当液态合金浇入铸型中之后，将铸型浸入水中，对合金熔体进行水淬；或使铸型中的液态合金在空气中冷却．１．３组织检测浇注完毕后，分别把试样截断，取其１０ｍｍ厚的圆片，再取出一扇形块（要经过圆心），弧长约２５ｍｍ左右，作为金相试样．金相试样经过预磨机、粗磨、细磨及抛光后，最后用０．５％ＨＦ水溶液进行显微组织浸蚀，用光学显微镜观察金相组织．２实验结果和分析２．１冷却强度对显微组织的影响图１是在浇注温度为６１５℃时不同冷却强度下所获得的Ａ３５６铝合金的铸态组织．由于在水淬的情况下其冷却强度要高于在空冷条件下的冷却强度，由图１可见，在其他条件相同的情况下，用在水淬的情况下比在空冷的情况下得到的合金组织明显更好．金属型铸模在水淬条件下所获得的组织基本上是非枝晶组织，且粒状特征明显，而金属型铸模在空冷条件下所得到的合金组织晶粒较粗大，枝晶组织多，见图１ａ和图１ｂ所示．这是因为金属型铸模在水淬的情况下铸造比在空冷的条件下过冷度大，形核率高，晶粒得不到充分长大，所以晶粒细小．通过图像分析仪对图１ａ图１ｂ所示试样进行分析，图１ａ晶粒平均等级圆直径为成分ＭｇＳｉＦｅＮａＣｕＭｎＺｎＴｉＣｌＡｌ含量０．２７．４９０．１５７０．０５０．１６０．０６０．０８０．１７０．１其余表１试验用Ａ３５６铝合金成分／％（ａ）空气中冷却（ｂ）水中冷却图１不同冷却强度下的Ａ３５６铝合金的显微组织，２００Ｘ刘政等：Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究第２７卷第１期５图２不同保温时间下的Ａ３５６铝合金的显微组织，５００Ｘ５７．２μｍ，最小直径为６．２μｍ，最大直径为８３．５μｍ；图１ｂ晶粒平均等级圆直径为３８．６μｍ，最小直径为１２．７μｍ，最大直径为１０２．３μｍ．低过热度浇注时，铸模冷却强度对铸造组织的影响是模壁上形核数量与形核游离共同作用的结果，即冷却强度增加，铸模壁上所产生的形核数目增加，冷却强度不太大时，由于可能存在的对流对铸模壁的冲刷、流动，先结晶的晶体可能从铸模壁上脱落而游离成细小晶粒，随熔液浇铸冷却形成细小晶体；但冷却能力过大，铸模壁晶粒游离的可能性大大减小．图１ａ有较粗大的晶粒可能与冷却过程中低冷却强度时大量显热对晶体的加热熟化有关．与常规的液相铸造不同，低过热度浇注时，由于在浇注前过冷度的存在，熔液中已经有很大数量的形核颗粒游离在熔液中，进行浇注时，当铸型冷却强度较低（如空冷）时，这些随熔液进入铸模的结晶颗粒当中，较为细小的颗粒在液体凝固释放出来的潜热及显热的作用下发生重熔，减少了晶粒数量．同时较粗大的晶粒在冷却过程中有所长大．提高铸模的冷却强度（如水冷），冷却释放出来的潜热和显热及时得以扩散，原来在熔液当中形成的晶体颗粒基本上没有发生重熔，得以保留下来，并且铸模内的对流减弱，使得业已形成的晶体颗粒向铸模壁沉积而成为柱状晶的趋势得以有效的抑制．从而使得组织得到细化和一定程度的球化．铸型冷却强度对低过热度浇注的铸造组织的影响与不同冷却强度对即将凝固的熔液所造成的不同过冷区以及潜热的释放速率有关．过冷度增加，有利于业已形成的等轴晶的稳定化，保持数量上稳定，另外也有利于铸模壁上形核的等轴晶的形成并游离［１２］，从而进一步增加了单位体积的晶粒数量；但是，当过冷度增加到一定程度时，有可能因为潜热的过快释放而造成熔液的局部过热，使得浇铸前已经形成的细小晶粒发生重熔，减少长大的核心，另外，铸模壁上等轴晶的生成和游离不再产生，而在模型上形成稳定的凝固壳，得到柱状枝晶．因此，适当增加铸型的冷却强度有利于晶粒细化．２．２保温时间对显微组织的影响图２是浇注温度为６２５℃，不同保温时间下的合金显微组织．由图２可以看出，保温时间越短，其铸锭组织形状和晶粒大小越不均匀，当保温达到一定时间后，其组织变得均匀，且晶粒粗大．合金与环境温度达到平衡和合金结晶过程都需要一定的时间［１３］，在结晶初期，由于温度场不均匀，局部产生温度梯度，导致形核率以及晶粒生长条件的不均衡，随着时间延长，温度场逐渐均匀，局部温度梯度消失，在界面曲率和界面能的作用下，小的晶粒逐渐被大的晶粒吞没，大的晶粒不断长大，而且变得更加圆整，结果使得整个系统的界面能降低，保温时间越长，晶粒长得越大，分布越均匀．在液相线温度附近进行必要的保温，这是因为形核并不是在瞬间完成的，它需要一定的保温时间才能形成稳定的晶核，金属或合金凝固时的形核率受两方面因素的控制，一方面随着过冷度的增加，临界晶核半径和形核功都随之减小，形核率增加，由于结构起伏而产生原子集团（晶核）能够长大，足够的保温时间有利于稳定晶核的形成；另一方面，由于成分起伏和结构起伏，合金液的成分分布并不均匀，而无论是晶核的形成还是晶核的长大，都必须伴随着液态原子向固态原子集团（晶核）处的扩散迁移，没有液态原子扩散迁移，晶核的形成、长大就不能进行；合金液的溶质分布不均匀，形核、长大过程难以进行，有效晶核数目减少，即形核率降低．足够的保温时间有利于合金溶质分布均匀．２．３浇注温度对显微组织的影响不同浇注温度下合金的显微组织如图３所示．图３ａ是在６２５℃下浇注的显微组织，而图３ｂ是在６１５℃下浇注的显微组织，图３ｃ是在６０５℃下浇注的显微组织．通过对图３各试样进行分析，图３ａ晶粒平均等级（ａ）５ｍｉｎ（ｂ）１０ｍｉｎ（ｃ）２０ｍｉｎ（ｄ）３０ｍｉｎ２００６年２月江西理工大学学报６（ａ）中心（ｂ）边缘图４同一铸锭不同位置的Ａ３５６铝合金的显微组织，５００Ｘ圆直径为７１．１μｍ，最小直径为１２．４μｍ，最大直径为１４６．３μｍ；图３ｂ晶粒平均等级圆直径为６７．２μｍ，最小直径为９．３μｍ，最大直径为１４９．２μｍ；图３ｃ晶粒平均等级圆直径为６０．７μｍ，最小直径为１３．５μｍ，最大直径为８２．７μｍ．根据结构起伏理论，熔体内存在大量的近程有序排列的准固态原子集团，它们此起彼伏，时散时聚．在不同温度下出现的尺寸最大的相起伏存在一个极限值，这个极限值的大小与温度有关，温度越高，则该极限值越小；温度越低，该极限值越大．根据结晶热力学条件可以判断，只有在过冷的液相中尺寸较大的相起伏才有可能结晶转变成晶核．这些原子集团在一定的过冷度下，便迅速长大变成稳定的结晶核心［１４］．在高于液相线温度（如６２５℃）时，由于不存在过冷，在保温阶段，只存在均匀的相起伏，无晶核形成．在激冷过程中，晶体的结晶方式主要是由常规结晶的能量条件决定的，形核数量少，在激冷凝固过程中，晶体体积自由能的降低足以补偿表面能的增加，晶粒有足够的空间长大而不易互相抵触，形成粗大的蔷薇组织如图１ａ．在接近液相线温度（６１５℃）时，熔体温度较低，存在低的过冷度下，均匀的相起伏发展为粒状游离晶，粒状游离晶在溶体内发生自旋运动，使其首先保持球状长大．Ｃａｒｄｏｓｏ等人［１５］在研究ＮＲＣ工艺中Ａ３５６铝合金的显微组织演变时，指出半固态金属的最终显微组织对金属熔体的过热度非常敏感，低温浇注可以促进α－Ａｌ相的球形形貌．在进行低过热度浇注时，由于实验当中必然存在的在液相线温度附近的扰动，以及熔液本身的局部能量起伏，使得熔液的整体或者局部温度在液相线温度附近波动．从而使熔液有类似于反复进行熔化和凝固的效果，而这有利于过冷度的增加［１６］，并且本研究的浇注温度选择在接近于液相线温度的６１５℃进行控制，可增加熔液的过冷度，降低晶核的临界半径和临界形核功．晶坯形成晶核的概率提高，晶核数量增加，浇铸凝固时晶粒细化．因此，在液相线附近进行低过热度浇注，随着浇注温度升高，过冷度减小，临界晶核半径变大，形核率降低，晶核间相互抑制作用减弱，有利于晶粒进一步长大，导致晶粒粗大．当温度足够低时，熔体过冷，发生大量异质形核，由于晶核间相互抑制长大，因此形成细小等轴晶组成的铸锭组织．２．４铸锭不同位置的显微组织图４是在６２５℃条件浇注的Ａ３５６铝合金铸锭不同部位的显微组织．对比图４ａ与图４ｂ，可以看出，铸锭中心部位比边缘的晶粒粗大，且分布均匀，粒状特征明显．铸锭中不同部位的显微组织具有不同的形貌和尺寸，可以归结为不同的冷却强度或冷却速度所致．因为铸锭的边缘部位靠近或接近铸型壁，冷却速度快，过冷度大，晶粒得不到充分长大，致使晶粒组织细小；而铸锭中心部位远离铸型壁，热量散发条件差，冷却速度低，温度梯度小，过冷度亦小，晶粒数目少，晶核一旦形成后，有足够的时间能够充分长大，故晶粒较粗大，且分布均匀．２．５Ａ３５６半固态合金重熔后的显微组织图５为试样在５８５℃保温３０ｍｉｎ的显微组织．在５８５℃保温，半固态Ａ３５６合金试样中α相晶粒尺寸的缓慢长大和圆整化及试样的屈服变形，对保证合金的半固态触变成形是至关重要的．由于商业性半固态成形金属坯料通常采用加热而不采用传导、对流或辐射加热，其实际重熔加热时间仅约几分钟，因此，这一重熔温度非常适合Ａ３５６合金的非枝晶半固态成形，既可保证合金有适宜的触变性，又不致引起坯料的变形和坯料组织的剧烈粗化．（ａ）６２５℃（ｂ）６１５℃（ｃ）６０５℃图３不同浇注温度下的Ａ３５６的显微组织，５００Ｘ刘政等：Ａ３５６铝合金低过热度浇注的铸造显微组织研究第２７卷第１期７通过图像分析仪对图５试样进行分析，晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，最小直径为６．２μｍ，最大直径为１０３．５μｍ，其中等级圆直径小于６０的晶粒占８７％以上．晶粒平均圆度为１．６３，最小圆度为１．２６，最大圆度为３．７．３结论（１）利用低过热度浇注技术可以制备出初生相形貌为颗粒状的Ａ３５６铝合金半固态浆料．（２）冷却强度对Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒尺寸和形貌有重要影响．冷却强度大，晶粒尺寸细小，粒状化明显，枝晶数目减少．（３）保温时间是影响Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒形貌和尺寸的另一重要因素．在相同温度下，随着保温时间的延长，晶粒尺寸变大，形状变得圆整，分布趋于均匀．（４）浇注温度对Ａ３５６铝合金的初生α－Ａｌ的晶粒形貌和尺寸亦有重要影响．在所研究的温度范围中，浇注温度高，初生α－Ａｌ的形状呈蔷薇状，尺寸较粗大；而浇注温度低，初生α－Ａｌ的形状呈球状和颗粒状，尺寸细小．（５）相同工艺条件下所获得的同一铸锭，其中心部位的组织比边缘部位的组织粗大，且分布均匀，球化明显，系液态合金处于铸型的不同的部位具有不同的冷却强度或速度所致．（６）半固态坯料重熔加热温度为５８５℃，保温３０ｍｉｎ，α－Ａｌ相逐渐变成球状，其晶粒平均等级圆直径为４２．６μｍ，晶粒平均圆度为２．１３．参考文献：［１］ＫｉｒｋｗｏｏｄＤＨａｎｄＫａｐｒａｎｏｓＰ．Ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌａｎｄＭｅｔｅｒｉａｌｓ，１９８８，１１（２）：１６－２０．［２］ＦｌｅｍｉｎｇｓＭＣ，ＰｉｅｋＲＧａｎｄＹｏｕｎｇＫＰ．Ｔｈｅｔｈｅｃｏｌｏｇｙｏｆａｐａｒｔｉａｌｌｙｓｏｌｉｄａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓＡ，１９７２，１７（３）：１９２５－１９３２．［３］ＦｌｅｍｉｎｇｓＭＣ．Ｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｌｌｏｙｓｉｎｔｈｅｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｔａｔｅ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓＡ，１９９１，２２Ｂ（６）：２６９－２９３．［４］毛卫民．半固态金属成形技术［Ｍ］．北京：机械工业出版社，２００４，９３－１０５．［５］ＳｈｉｂａｔａＲ．ＳＳＭａｃｔｉｖｉｔｉｅｓｉｎＪａｐａｎ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ５ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｃｏｌｏｒａｄｏ，ＵＳＡ，１９９８：１－６．［６］ＹｏｕｎｇＫ，ＥｉｓｅｎＰ．ＳＳＭｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌａｌｔｅｒｎａｔｉｖｅｓｆｏｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｃ］．Ｐｒｏｃ６ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．Ｔｕｒｉｎ，Ｉｔａｌｙ，２０００：９７－１０２．［７］ＧａｒａｔＭ，ＭａｅｎｎｅｒＬ，ＳｚｔｕｒＣ．Ｓｔａｔｅｏｆｔｈｅａｒｔｏｆｔｈｉｘｏｃａｓｔｉｎｇ［Ｃ］．Ｐｒｏｃ６ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．Ｔｕｒｉｎ，Ｉｔａｌｙ，２０００：１８７－１９４．［８］ＸｉａＫ，ＴａｕｓｉｇＧ．ＬｉｑｕｉｄｕｓｃａｓｔｉｎｇｏｆａｗｒｏｕｇｈｔＡｌａｌｌｏｙ２６１８ｆｏｒｔｈｉｘｏｆｏｒｍｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇ，１９９８，Ａ２４６：１－１０．［９］ＣｈｅｎＺＷ，ＰｅｃｋＳＲ，ＤａｖｉｄｓｏｎＣＪ．Ｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｃａｓｔｉｎｇｏｆＡｌ－７Ｓｉ－０３Ｍｇａｌｌｏｙｕｓｉｎｇａｖｅｒｔｉｃａｌｉｎｊｅｃｔｉｏｎｓｑｕｅｅｚｅｃａｓｔｉｎｇｍａｃｈｉｎｅ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ４ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｓｈｅｆｆｉｅｌｄ，ＵＫ，１９９６：３１２－３１７．［１０］ＮａｂｕｌｓｉＳＭ，ＳｔｅｉｎｂｅｒｇＴＡ，ＤａｖｉｄｓｏｎＣＪ，ｅｔａｌ．Ｔｈｅｓｈｅａｒｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄａｌｌｏｙｓ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ４ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｓｈｅｆｆｉｅｌｄ，ＵＫ，１９９６：４７－５０．［１１］王平，路贵民，崔建忠．液相线铸造Ａ３５６铝合金结晶过程初探［Ｊ］．轻合金加工技术，２００１，（１２）：１４－１６．［１２］大野笃美．新订金属凝固学［Ｍ］．千叶：地人书馆，１９７７，１０１．［１３］王平，路贵民，崔建忠．液相线铸造Ａ３５６铝合金显微组织［Ｊ］．有色金属，２００１，（１１）：４－７．［１４］ＣｈｅｎＣＰ，ＴｓａｏＣＹＡ．Ｒｅｓｐｏｎｓｅｏｆｓｐｒａｙ－ｄｅｐｏｓｉｔｅｄｓｔｉｒｒｅｄ－ｃａｓｔａｎｄｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌｃａｓｔＰｂ－Ｓｎａｌｌｏｙｓｔｏｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｓｅｍｉ－ｓｏｌｉｄｓｔａｔｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅ，１９９５，３０：３０１９．［１５］ＣａｒｄｏｓｏＥ，ＡｔｋｉｎｓｏｎＨＶ，ＪｏｎｅｓＨ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＡ３５６ｄｕｒｉｎｇＮＲＣｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ［Ｃ］．Ｐｒｏｃｏｆｔｈｅ８ｔｈＩｎｔＣｏｎｆｏｎＳｅ－ｍｉ－ｓｏｌｉｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，Ｌｉｍａｓｓｏｌ，Ｃｙｐｒｕｓ，２００４：２９６－３０７．［１６］ＫｕｒｚＷ，ＦｉｓｈｅｒＤＪ．Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓｏｆｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ［Ｍ］．Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ：ＴｒａｎｓＴｅｃｈＰｕｂｌｉｓｈ，１９８４．图５Ａ３５６半固态合金重熔后的显微组织２００６年２月江西理工大学学报８。
《2024年A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》范文
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》篇一一、引言随着汽车工业的快速发展，轻量化材料在汽车制造中的应用越来越广泛。
其中，A356铝合金因其良好的铸造性能、机械性能以及较高的抗腐蚀性，在汽车轮毂制造中得到了广泛应用。
然而，A356铝合金的微观组织结构复杂，尤其是其中的富铁相，对合金的性能有着显著的影响。
因此，对A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究具有重要意义。
本文将重点探讨A356铝合金汽车轮毂中富铁相的形成机制、特性及其对材料性能的影响。
二、A356铝合金汽车轮毂中的富铁相A356铝合金是一种典型的含硅铝合金，其微观结构中包含多种相，其中富铁相是重要的组成部分之一。
富铁相的形态、大小和分布对合金的机械性能、抗腐蚀性能等有着重要影响。
（一）富铁相的形成机制富铁相的形成与合金的铸造过程密切相关。
在铸造过程中，铁元素容易与其他元素结合形成复杂的金属间化合物，这些化合物在合金中形成富铁相。
此外，合金中的其他元素如硅、锰等也会影响富铁相的形成和特性。
（二）富铁相的特性富铁相具有较高的硬度和脆性，对合金的塑性和韧性产生不利影响。
同时，富铁相还具有较高的热稳定性和抗腐蚀性，这在一定程度上有助于提高合金的耐久性。
然而，过量的富铁相可能导致合金的机械性能下降，甚至引发裂纹等缺陷。
三、富铁相对A356铝合金汽车轮毂性能的影响（一）对机械性能的影响富铁相的存在会对A356铝合金的机械性能产生影响。
适量的富铁相可以提高合金的硬度和耐磨性，从而提高轮毂的耐久性。
然而，过多的富铁相可能导致合金的塑性和韧性降低，使得轮毂容易产生裂纹和断裂等缺陷。
（二）对抗腐蚀性能的影响富铁相具有较高的抗腐蚀性，可以提高A356铝合金的耐腐蚀性能。
然而，过量的富铁相也可能导致合金局部腐蚀的风险增加。
因此，在合金设计过程中需要合理控制富铁相的含量和分布，以实现良好的耐腐蚀性能。
四、研究方法与实验结果（一）研究方法本研究采用金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等手段，对A356铝合金汽车轮毂中的富铁相进行观察和分析。
A356铸造铝合金疲劳性能影响因素概述
寸等 。以下将介绍这些 因素的作用及其机理 。
１ １ 铸 造缺 陷 ．
液态铝 易于氢吸附和氧化 ， 致在铸 造过 程 中难 免引入铸 导 造缺陷 ， 气孔与氧化物薄膜不 可避 免地 存在于铸造铝合金 中， 铸 造缺 陷对疲 劳寿命 具 有重大影 响 ， 决定 整个疲 劳行 为。一般 将 认为 ， 在延性固体 中， 劳裂纹萌生 的前提是材料在反 复循 环应 疲 变下 ， 同的滑移 面上产生不 同 的净 滑移量 ， 不 使表 面变得粗糙 ，
铸造缺 陷 、 硅颗粒 、ＤＡ 、 Ｓ Ｓ 富铁相及裂纹 闭合机 制进 行 了详细的讨论 ， 并对其影响机理进行 了总结， 最后讨论 了提 高其
疲 劳性 能 的 一 些 手 段 。 关键 词 Ａ ５ 疲 劳性 能 影 响因素 ３６
Ｏｖ ｒ ｉ ｗ ｎ Ｆａ ｔ ｒ ｎｆｕ ｎｃ ｎｇ ｔ ｅ Ｆａ ｉ ｕ ｏ ｅ ｔｅ ｆ ｅ ｖ ｅ ｏ ｃ ｏ ｓ Ｉ ｌ ｅ ｉ ｈ ｔｇ ｅ Ｐｒ ｐ ｒ ｉ ｓ ｏ
Ｔｈ ｆｅ ｔｏ ｈ ａ ｔ ｇ ｄ ｆ ｃ ，ｅ ｔ ｃｉ ｉ ｃ ｎ ｅ ｅ ｆ ｃ ｆｔ ｅ ｃ ｓ ｉ ｅ ｅ ｔ ｕ ｅ ｔｃ ｓｌ ｏ ，Ｓ ｎ ｉ ＤＡＳ，Ｆ － ｉｈ ｐ ｒ ｉｌ ｓａ ｄ ｃ ｏ ｕ ｅ ｍｅ ｈ ｎ ｓ ｎ ｔ ｅ ｆ ｔ ｕ ｒ ｐ ｅ ｒｃ ａ ｔ ｅ ｎ ｌ ｓ ｒ ｃ ａ ｉｍｓ ｏ ｈ ａ ｉ ｅ ｐ ｏ — ｃ ｇ ｅ ｔ ｓ ｏ ５ ｌ ｙ ｓｄ ｓ ｕ ｓ ｄ ｉ ｅ ａ ｌ ｎ ｈ ｉ ｉ ｐ ｃ ｃ ａ ｉｍ ｎ ｌ ｚ ｄ ｒ ｉ ｆＡ３ ６ ａ ｌ ｓ ｉ ｉｃ ｓ ｅ ｄ ｔ ｉ，ａ ｄ ｔ ｅｒ ｍ ａ ｔｍｅ ｈ ｎ ｓ ｉ ａ ａ ｙ ｅ ．Ａｔｌｓ ，ｔ ｅｍ ｅｈ ｄ ｉｈ ｃ ｎ ｉ ｅ ｏ ｎ ｓ ａ ｔ ｈ ｔ ｏ ｓｗｈ ｃ ａ ｍ— ｐ ｏ ｅ ｔ ｅ ｆ ｔ ｕ ｒ ｐ ｒｉ ｓｏ ５ ｒ ｉｃ ｓ ｅ ． ｒ ｖ ｈ ａ ｉ ｅ ｐ ｏ ｅ ｔｅ ｆＡ３ ６ ａ ｅ ｄ ｓ ｕ ｓ ｄ ｇ
铸造A356铝合金的拉伸性能与断口分析
铸造A356铝合金的拉伸性能与断口分析孙亮;罗佳【期刊名称】《现代制造技术与装备》【年(卷),期】2017(000)004【摘要】对铸造A356-T6铝合金材料在不同位置的拉伸性能进行研究,利用扫描电镜和光学显微镜观察了拉伸断口.通过试验分析数据可得,铸造A356-T6铝合金的拉伸屈服强度和离浇道口的直线距离有关,成线性反比关系;而断裂强度则是先降低后升高,延伸率变化微乎其微.对铸造A356-T6铝合金的平均屈服强度、延伸率、断裂强度和断面收缩率进行比对,通过对断口分析表明:有明显的杂质附着在拉伸断口表面,表面存在少许孔洞,并存在氧化膜的缺陷.取样得知,断口主要含有铝、硅颗粒,还包含碳、氧、铁、镁等复合颗粒.在拉伸过程中,铸造A356-T6铝合中共晶硅粒子与基体结合处会产生裂纹,不断扩大后分布在共晶区域中;当产生裂纹的方向和共晶硅方向不同时,裂纹将会截断共晶硅颗粒.铸造A356-T6铝合金拉伸断裂方式为沿胞(即穿晶断裂)方式的准解理断裂.【总页数】3页(P75-76,78)【作者】孙亮;罗佳【作者单位】池州职业技术学院,池州 247000;池州职业技术学院,池州 247000【正文语种】中文【相关文献】1.铸造A356铝合金的拉伸性能及其断口分析 [J], 冉广;周敬恩;王永芳2.铸造A356铝合金的拉伸性能及其断口分析 [J], 冉广;周敬恩;王永芳3.国内外P92钢短时高温拉伸性能及断口形貌分析 [J], 赵勇桃;杜红强;田钰鹏;鲁海涛;姜亚君4.铸造A356铝合金的微观组织及其拉伸性能研究 [J], 冉广;周敬恩;王永芳;席生岐5.A356铝合金显微结构及拉伸断口分析 [J], 范宋杰;何国球;刘晓山;徐坡因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
A356铝合金显微结构及拉伸断口分析_范宋杰
性能严重恶化 。图 2 (c) 是富铁相与共晶硅颗粒的 放大图 ,可以看到基体与共晶硅界面之间有细小裂 纹及很小的缩孔 ,细长的富铁相是断裂的 ,而不是连 续的 ,然而试样没有经过拉伸变形 ,也就是不是外力 使其断裂 ,有可能是由于热处理和热等静压过程中 , 基体相与共晶硅及富铁相的热膨胀系数不同导致局 部应力集中而形成的 ,而小缩孔则可能是由于初生
Analysis of The Microstructure and Tensile Fractogra phs of A356 Alloy
FAN So ng2jie1 ,2 , H E Guo2qiu1 ,2 , L IU Xiao2shan1 ,2 , XU Po1
(1. School of Materials Science and Engineering , Tongji U niversity , Shanghai 200092 , China ; 2. Shanghai Key Lab for R &D and Application of Metallic Functio nal Material , Shanghai 200092 , China)
参考文献 :
〔1〕Ejiofor J U , Reddy R G. Effect s of porous carbon on sintered Al2Si2Mg mat rix co mposites[J ] . Journal of Materials Engineer2 ing and Performance , 1997 , 6 (6) , 785.
基金资助 :国家自然科学基金资助项目 (50371063) ;美国通用汽车公司资助项目 ( RP - 07 - 159) ;教育部“新世纪优秀人才支 持计划”(NCET - 05 - 0388) 。
A356铝合金铸件局部补压偏析及偏析组织的研究
A356铝合金铸件局部补压偏析及偏析组织的研究A356铝合金是一种常用的铸造铝合金材料，具有良好的机械性能和耐腐蚀性，被广泛应用于航空航天、汽车制造和船舶工业等领域。
然而，在A356铝合金铸件的生产过程中，由于液态金属在凝固过程中的自然收缩和浇注系统的限制，往往会导致铸件内部出现偏析问题。
偏析会对铸件的力学性能和耐腐蚀性能造成负面影响，因此对A356铝合金铸件局部偏析的研究具有重要意义。
本文将围绕A356铝合金铸件局部偏析问题展开研究，主要内容包括偏析的形成机理、偏析组织的特征和控制方法等方面。
首先介绍A356铝合金的基本组成和性能，分析偏析的成因与影响因素。
其次，通过实验和仿真分析，探讨A356铝合金铸件在不同工艺条件下的偏析规律及其形成机制。
最后，提出针对A356铝合金铸件局部偏析问题的控制方法和优化措施，旨在提高铸件的性能和质量。
一、A356铝合金的基本性能A356铝合金是一种铝硅合金，主要成分为铝、硅和少量的其他元素（如镁、铜等）。
这种合金具有良好的流动性、强度和耐腐蚀性，在高温下具有较好的塑性和可加工性。
A356铝合金通常用于铸造高强度和高硬度要求的零件，如汽车发动机缸体、飞机零部件等。
二、偏析的形成机理偏析是指合金凝固过程中一些元素在晶体和液相之间的分配不均匀现象。
在A356铝合金铸件的生产中，偏析通常是由于合金成分之间的偏差或凝固速度的差异导致的。
具体而言，包括大偏析和小偏析两种情况：1.大偏析：大偏析是指一些元素在凝固过程中部分分配在晶界位置，导致晶体内部出现偏析组织，从而影响铸件的力学性能和物理性能。
大偏析通常发生在合金中含有较高含量的元素（如镁、铜等）的情况下。
2.小偏析：小偏析是指在铸件的局部位置出现元素组分不均匀的现象，但与整体铸件的性能影响相对较小。
小偏析通常发生在合金成分均匀、凝固速度较快或浇注系统设计合理的情况下。
三、偏析组织的特征在A356铝合金铸件中，常见的偏析组织包括球状硅偏析、条状硅偏析和合金元素偏析等。
铸造A356铝合金的拉伸性能及其断口分析
摘要：研究了铸造A356-T6铝合金板不同位置处的拉伸性能。
采用扫描电子显微镜和光学显微镜对拉伸断口及断口纵剖面的组织形貌进行了观察分析。
试验结果表明，铸造A356一T6铝合金的拉伸屈服强度随离浇道口平面距离的增加而减小，断裂强度则是先减小然后再增大，而延伸率随高度变化不明显。
铸造A356-T6铝合金的平均屈服强度、断裂强度、延伸率和断面收缩率分别为2l6．64 MPa，224 MPa，1．086％和0．194％。
断口分析表明拉伸断口的表面分布着杂质、孔洞、铸造缩孔和氧化膜等缺陷，断口表面也存在开裂的由碳、氧、铁、镁、铝和硅元素形成的复合粒子。
铸造A356-T6铝合金在拉伸过程中，裂纹萌生于共晶硅粒子与基体结合处，并沿枝晶胞之间的共晶区域进行扩展，当前进的裂纹遇到取向不一致的共晶硅粒子时，裂纹将截断共晶硅粒子。
铸造A356-T6铝合金拉伸断裂方式为沿胞(即穿晶)断裂的准解理断。
关键词：铸造A356铝合金：A1-7％Si-0．4Mg；拉伸性能；断裂机制：断口形貌1 前言铸造铝合金由于具有优异的铸造性能，良好的耐腐蚀性，高的强重比和铸件制造成本低，能够近终成型等特点，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[1-4]，其中A1．Si7．Mg(A356)铸造铝合金通常用来制备汽车气缸盖及发动机滑块构件[5]。
铸造铝合金构件的主要问题是存在孔隙、氧化物和非金属夹杂物等缺陷[4]，这些缺陷强烈影响构件的服役性能。
铸造A356铝合金的力学性能取决于构件中相的特性及其分布，缺陷的性质、数量和尺寸。
尽管铸造A356铝合金的力学性能及其疲劳性能得到了广泛的研究[4-9]，但仍然有一些问题有待于进一步研究予以澄清，比如，铸造铝合金在拉伸过程中裂纹的萌生及其扩展的定量分析有待进一步的建立。
在疲劳载荷加载中，短裂纹扩展行为取决于应力状态和组织结构特征，比如，硅粒子和α-Al形态、分布及其大小，缺陷的性质、分布、数量及其大小。
A356铝合金显微组织及断口分析
目录1 绪论 (1)1.1断口分析的意义 (1)1.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析 (1)1.3研究方法和实验设计 (3)1.4预期结果和意义 (3)2 实验过程 (4)2.1 生产工艺 (4)2．1.1 加料 (4)2.1.2 精炼 (4)2.1．3 保温、扒渣和放料 (5)2.1. 4 单线除气和单线过滤 (5)2.1. 5连铸 (6)2.2 实验过程 (6)2.2. 1 试样的选取 (6)2.2.2 金相试样的制取 (8)2.2.3 用显微镜观察 (9)2.3 观察方法 (10)2.3.1显微组织的观察 (10)2.3.2 对断口形貌的观察 (11)3 实验结果及分析 (11)3.1对所取K模试样的观察 (11)3.2 金相试样的观察及分析 (12)3.2.1 对显微组织的观察 (12)3.2.2 断口缺陷 (15)结论 (23)致谢 (24)参考文献 (25)附录 (27)1 绪论1.1断口分析的意义随着现代科技的发展以及现代工业的需求，作为21世纪三大支柱产业的材料科学正朝着高比强度，高强高韧等综合性能等方向发展。
长久以来，铸造铝合金以其价廉、质轻、性能可靠等因素在工业应用中获得了较大的发展。
尤其随着近年来对轨道交通材料轻量化的要求日益迫切[1]，作为铸造铝合金中应用最广的A356铝合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小，经过变质和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能[2-3]，与钢轮毂相比，铝合金轮毂具有质量轻、安全、舒适、节能等，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[4]。
然而，由于其凝固收缩，同时在熔融状态下很容易溶入氢，因此铸造铝合金不可避免地包含一定数量的缺陷，比如空隙、氧化物、孔洞和非金属夹杂物等[5-7]。
这些缺陷对构件的力学性能影响较大，如含1%体积分数的空隙将导致其疲劳50%，疲劳极限降20%[8-9]。
所以研究构件中缺陷的性质、数量、尺寸和分布位置对力学性能的影响具有重要意义[10]。
A356铝合金及性能研究
A356铝合金的组织及性能研究目录摘要错误!未指定书签。
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1 绪论错误!未指定书签。
1.1 引言错误!未指定书签。
1.2 铝及其合金概述错误!未指定书签。
1.3 热处理工艺错误!未指定书签。
1.4 A356铝合金研究现状错误!未指定书签。
1.5 主要内容错误!未指定书签。
2 实验方法及过程错误!未指定书签。
2.1 合金成分错误!未指定书签。
2.2 试样制备和热处理方法错误!未指定书签。
2.2.1 试样切割.......................... 错误!未指定书签。
2.2.2 热处理............................ 错误!未指定书签。
2.3 金相观察错误!未指定书签。
2.3.1 金相试样的制备错误!未指定书签。
2.3.2 金相观察错误!未指定书签。
2.4 力学性能的测试错误!未指定书签。
2.4.1 硬度测试错误!未指定书签。
2.4.2 拉伸性能测试错误!未指定书签。
3 实验结果及分析错误!未指定书签。
3.1 金相组织观察结果错误!未指定书签。
3.1.1 热处理前的微观组织错误!未指定书签。
3.1.2 热处理后的微观组织错误!未指定书签。
3.2 力学性能分析错误!未指定书签。
3.2.1 表面硬度错误!未指定书签。
3.2.2 拉伸性能错误!未指定书签。
4 结论错误!未指定书签。
致谢错误!未指定书签。
参考文献错误!未指定书签。
百色学院本科毕业论文（设计）诚信保证书错误!未指定书签。
错误!未定义书签。
摘要：对A356铝合金分别进行金相观察和力学试验，研究其微观组织及性能，同时探讨热处理方式对A356铝合金组织及性能的影响，结果发现枝状晶比较粗大，分布松散，表面硬度、抗拉强度和屈服强度都较低，塑性较好。
经一定热处理后，粗大共晶硅熔断形成分布均匀、趋于球化的细小颗粒，除了塑性有所降低外，其他力学性能都有了显著提高。
最佳热处理工艺为(560℃+6h)固溶+（180℃+4h)人工时效。
《2024年A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》范文
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》篇一一、引言随着汽车工业的飞速发展，汽车轮毂作为车辆行驶的关键部件，其材料的选择与性能直接关系到整车的安全性和使用寿命。
A356铝合金以其良好的可铸性、较高的强度以及良好的加工性能，在汽车轮毂制造领域得到广泛应用。
然而，铝合金中的富铁相在热处理和机械加工过程中对其性能产生重要影响。
本文着重研究A356铝合金汽车轮毂中的富铁相及其对性能的影响。
二、A356铝合金汽车轮毂的组成与特点A356铝合金主要由铝、硅、镁等元素组成，其中富铁相的存在对合金的机械性能和加工性能有着显著影响。
该合金的特点是具有较高的抗拉强度和延伸率，同时其铸造性能良好，能够满足汽车轮毂的制造要求。
三、富铁相的形成与结构在A356铝合金中，富铁相主要由铁元素和其他合金元素组成。
这些元素在合金凝固过程中形成特定的晶体结构，并呈现出一定的形态和分布特点。
富铁相的形成不仅受到合金成分的影响，还受到铸造工艺和热处理过程的影响。
四、富铁相对A356铝合金性能的影响（一）对机械性能的影响富铁相的存在能够显著提高A356铝合金的硬度、抗拉强度等机械性能。
但是，过量的富铁相会导致材料中的缺陷增加，进而影响其性能的稳定性。
因此，通过优化合金成分和铸造工艺来控制富铁相的数量和分布是提高材料性能的关键。
（二）对耐腐蚀性的影响富铁相的存在会降低A356铝合金的耐腐蚀性。
由于富铁相的电化学性质与基体不同，容易形成电化学腐蚀的微电池效应，导致材料在特定环境下发生腐蚀。
因此，在设计和制造过程中需要采取措施来提高合金的耐腐蚀性。
五、富铁相的研究方法（一）金相显微镜观察法通过金相显微镜观察A356铝合金的微观组织结构，可以了解富铁相的形态、大小和分布情况。
这种方法简单易行，是研究富铁相常用的方法之一。
（二）X射线衍射法X射线衍射法可以分析合金中的物相组成和晶体结构，从而了解富铁相的晶体结构和分布情况。
这种方法具有较高的准确性和可靠性。
铸造A356铝合金的微观组织及其拉伸性能研究
相的尺寸 、形态及其分布 。没有经过 Sr改性和热等静 压处理的铸造 A356 铝合金 ,其具有优异的加工性能 和制备成本低等特点 ,因此 ,对该类合金的研究在工业 生产上具有重要意义 。但目前关于该合金的微观组织
的空隙将导致其疲劳寿命降低 50% ,疲劳极限降低 20% [ 728 ] 。所以研究构件中缺陷的性质 、数量 、尺寸和 分布位置对力学性能的影响具有重要意义 。A l2Si72 M g (A356)铸造铝合金通常用来制备汽车气缸盖及发 动机滑块构件 [ 9 ] 。目前关于热等静压 、Sr改性等工艺
L 为穿过二次枝晶臂任意截线总长 , n 为截线所截二
次枝晶臂的总间隔数或二次枝晶臂个数 。其它特征参
数值由图像分析系统自动测得 。
采用线切割在铸造 A356和 A3562T6合金板中切
割出 1 mm 厚的薄片 ,先在不同粗细的金相砂纸上磨 制使试样两面制成镜面 ,待薄片厚度减薄到 60 μm 左
右后 ,利用甲醇溶液进行双喷 ,制备出透射电子显微镜
铸造 A356铝合金的微观组织及其拉伸性能研究
冉 广 ,周敬恩 ,王永芳 ,席生岐 (西安交通大学 材料科学与工程学院 金属材料强度国家重点实验室 ,陕西 西安 710049) 摘要 :采用 T6工艺对消失模铸造的 A356铝合金进行了热处理 ,并对其微观组织形貌 、显微组织特征值 、拉伸性 能及其断口形貌进行了测试和分析 。结果表明 ,铸造 A3562T6铝合金基体中分布着约 2 μm 长 , 100 nm 宽 ,小者 只有几个纳米的针状 M g2 Si粒子 ,并且发现经 T6工艺热处理后在铸造 A356铝合金中存在椭圆状 A l8 Si6M g3 Fe金 属间化合物 。定量金相分析表明 ,铸造 A356铝合金的平均枝晶胞尺寸 (DCS) 、二次枝晶臂间距 ( SDAS) 、共晶 Si 的长 、宽值分别为 55μm、63μm、20μm 和 10μm;热处理后 A356合金的这些参数值分别变为 50μm、75μm、30 μm 和 13μm。铸造 A3562T6铝合金试样的拉伸断口显示其断裂为韧性断裂与脆性断裂的混和模式 。屈服强度 、 抗拉强度和伸长率分别为 240 M Pa、25418 M Pa和 1116%。 关键词 :铸造 A356铝合金 ;定量金相 ;拉伸性能 ;微观组织 中图分类号 : TG14612; TG11311; TG11312 文献标识码 : A 文章编号 : 025426051( 2007) 0320013206
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》范文
《A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究》篇一一、引言在当代汽车制造业中，A356铝合金以其卓越的机械性能和良好的可加工性被广泛应用于汽车轮毂的生产制造。
在A356铝合金的微观结构中，富铁相是一种重要的组成成分，它对合金的力学性能和耐腐蚀性能有着显著的影响。
因此，对A356铝合金汽车轮毂中富铁相的研究具有重要的理论意义和实际应用价值。
本文旨在研究A356铝合金汽车轮毂中富铁相的组成、结构及其对材料性能的影响，为优化汽车轮毂的制造工艺和提升其性能提供理论支持。
二、A356铝合金及其富铁相概述A356铝合金是一种常用的铸造铝合金，主要由铝、硅、铁等元素组成。
其中，富铁相是A356铝合金中的一种主要第二相，它的存在和形态对合金的性能产生重要影响。
富铁相的存在不仅提高了合金的机械性能，还有助于改善合金的耐磨、耐腐蚀等性能。
三、研究方法本文采用X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等现代分析手段，对A356铝合金汽车轮毂中的富铁相进行深入研究。
通过XRD分析确定富铁相的物相组成；通过SEM观察富铁相的形态、分布及其与基体的关系；通过TEM进一步研究富铁相的微观结构和晶体取向等信息。
四、富铁相的组成与结构研究表明，A356铝合金汽车轮毂中的富铁相主要由铁、铝、硅等元素组成，形成了一种复杂的金属间化合物。
在微观结构上，富铁相呈现出一定的层次性和有序性，其晶体结构与基体有一定的取向关系。
此外，富铁相的形态和分布受到合金的铸造工艺、热处理条件等因素的影响。
五、富铁相对A356铝合金性能的影响富铁相的存在对A356铝合金的性能产生了显著的影响。
首先，富铁相的强化作用提高了合金的机械性能，使其具有较高的抗拉强度和屈服强度。
其次，富铁相有助于改善合金的耐磨、耐腐蚀等性能。
此外，富铁相还能细化晶粒，提高合金的韧性。
然而，富铁相的过量存在也可能导致合金的脆性增加，因此需要控制其含量和分布。
六、优化A356铝合金汽车轮毂制造工艺的建议根据本文的研究结果，为优化A356铝合金汽车轮毂的制造工艺和提高其性能，提出以下建议：1. 控制合金中富铁相的含量和分布，以实现最佳的机械性能和耐腐蚀性能。
低压铸造A356铝合金轮毂的微观组织和力学性能
特种铸造及有色合金 2008 年第 28 卷第 5 期
低压铸造 A356 铝合金轮毂的微观组织和力学性能
易有福1 龙思远1 徐绍勇2 王瑞斐1 唐晓亮3 ( 1. 重庆大学国家镁合金工程技术研究中心; 2. 重庆硕龙科技有限公司; 3. 重庆大学机械工程学院)
摘 要 对低压铸造 A 356 铝合金轮 毂的微观组织和力学性能进行 了分析, 结果 表明, 组织中 A- A l 基体呈 树枝状, 共晶 Si
防止金 属液 正 面冲 击或 冲刷 型芯 , 对不 可避 免的 易损 部位 应尽 量采 用镶 拼结 构; 选 用耐 热模 具钢 时, 应 注意 钢坯 应 通
过多 向反 复锻 打, 型 芯、镶 块等 重要 模块 应进 行超 声波 探伤 , 钢 坯锻 造 后应 进 行退 火 处 理; 压 铸 模型 腔 表面 一 般 都 需
3. 2 力学性能分析
轮毂的力学性能见表 2。
表 2 不同 铸造 方式 A356 的 力学 性能
铸造方 式 低压铸 造轮毂 - T 6*
Rb/ M Pa 303 . 0
Rs / M Pa 22 5
D/ % 1 4. 30
精密铸 造 A3 56- T6 [ 3]
254 . 8
24 0
1. 1 6
砂型铸 造 A3 56- T6 [ 4]
中图分类号 T G249. 2; T G 146. 2+ 1
文献标志码 A 文章编号 1001- 2249( 2008) 05- 0373- 03
通过对低压铸造 A356 铝轮毂的微观组织及力学 性能进行了分析, 从低压铸造的工艺特点及轮毂的组织 等方面分析影响轮毂力学性能的因素, 以期为生产中获 得高质量的铝轮毂提供借鉴。
A356铝合金力学性能与微观结构
骨架 以及 轴 承 等 重 要 的 零 部 件 Ｊ 。随 着 汽 车 工 业
的蓬勃 发展 ， Ａ ５ 对 ３ ６铸 造 铝 合 金 的研 究 也 更 加 全 面和深 入 。对 美 国通用 汽 车公 司提供 的商用 铸 造铝 合金 Ａ ５ ３ ６基 本 的 力 学 性 能 进 行 测 试 ， 分 析 了浇 并 注 位置 、 组织结 构 、 位错对 于合金力 学性 能 的影 响 。
样过 程 中 由 于 车工 操 作 失误 在 拉 伸 区形 成 一个 凹 区， 且最 终 断裂处 就在此 凹区 内 ， 有可 能引起 了应 力
后 ， 用腐 蚀液 为浓度 为 ０ ５ 使 ． ％的 ＨＦ溶 液 ， 腐蚀 ８ ｓ
左右 ， 大型卧式 光学 金相 相机上 （ 卡 一４ ６ 拍摄 在 莱 ４）
（． １ 同济 大学 材料 科 学 与工程 学 院 ， 海 ２ ０ ９ ； 上 ０ ０ ２ ２ 上 海 市金属 功 能材料 开发 应用 重 点实 验 室 ， ． 上海 ２ ０ ９ ） ０ ０ ２
摘 要 ： 通过硬度和拉伸试验 ， 分析 Ａ ５ 铝合金 的力学性 能与微 观结构 。结 果表 明， ３６ 表面硬度 受浇 铸位置 的影 响不大 ， 而
中 图分 类 号 ：Ｇ１６２ ； Ｇ ｌ ． 文 献 标 识 码 ： 文章 编 号 ： ０ —０１（０８０ —００ —０ Ｔ ４ ．１ Ｔ ｌ３２ ５ Ａ １ １ ２１２０ ）４ ０５ ４ ０
Ａ５ ３ ６系 列 铝合 金 是 美 国 于 ２ ０世 纪 ７ ０年代 研
表 １ Ａ５ ３ ６铝 合 金 化 学 成 分
铸造a356铝合金的拉伸性能及其断口分析
摘要：研究了铸造A356-T6铝合金板不同位置处的拉伸性能。
采用扫描电子显微镜和光学显微镜对拉伸断口及断口纵剖面的组织形貌进行了观察分析。
试验结果表明，铸造A356一T6铝合金的拉伸屈服强度随离浇道口平面距离的增加而减小，断裂强度则是先减小然后再增大，而延伸率随高度变化不明显。
铸造A356-T6铝合金的平均屈服强度、断裂强度、延伸率和断面收缩率分别为2l6．64 MPa，224 MPa，1．086％和0．194％。
断口分析表明拉伸断口的表面分布着杂质、孔洞、铸造缩孔和氧化膜等缺陷，断口表面也存在开裂的由碳、氧、铁、镁、铝和硅元素形成的复合粒子。
铸造A356-T6铝合金在拉伸过程中，裂纹萌生于共晶硅粒子与基体结合处，并沿枝晶胞之间的共晶区域进行扩展，当前进的裂纹遇到取向不一致的共晶硅粒子时，裂纹将截断共晶硅粒子。
铸造A356-T6铝合金拉伸断裂方式为沿胞(即穿晶)断裂的准解理断。
关键词：铸造A356铝合金：A1-7％Si-0．4Mg；拉伸性能；断裂机制：断口形貌1 前言铸造铝合金由于具有优异的铸造性能，良好的耐腐蚀性，高的强重比和铸件制造成本低，能够近终成型等特点，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[1-4]，其中A1．Si7．Mg(A356)铸造铝合金通常用来制备汽车气缸盖及发动机滑块构件[5]。
铸造铝合金构件的主要问题是存在孔隙、氧化物和非金属夹杂物等缺陷[4]，这些缺陷强烈影响构件的服役性能。
铸造A356铝合金的力学性能取决于构件中相的特性及其分布，缺陷的性质、数量和尺寸。
尽管铸造A356铝合金的力学性能及其疲劳性能得到了广泛的研究[4-9]，但仍然有一些问题有待于进一步研究予以澄清，比如，铸造铝合金在拉伸过程中裂纹的萌生及其扩展的定量分析有待进一步的建立。
在疲劳载荷加载中，短裂纹扩展行为取决于应力状态和组织结构特征，比如，硅粒子和α-Al形态、分布及其大小，缺陷的性质、分布、数量及其大小。
铸造A356铝合金组织与性能的研究
西安工业大学硕士学位论文铸造A356铝合金组织与性能的研究姓名：董大军申请学位级别：硕士专业：材料物理与化学指导教师：王正品;上官晓峰20070523柏安ｌ业入学硕＋学竹论文一般来说，随着枝品的数量增加，Ｒａｄｈａｋｖｉｓｈｎａ等人得出Ｙ＝Ａ＋ＢＸ＋ＣＸ２１６１Ｊ枝品闻距的减小，其力学性能也得到提高，其中Ｙ可以表示抗拉强度％、屈服强度盯，、为常数，Ｂ为负值，对于Ａ３５６合金来说，（２—１）延伸率６，ｘ表示枝晶臂间距。
Ａ、Ｂ、ＣＵＴＳ＝４０．８６—０．４５九＋石１６１Ｊ（２．２）可以看出，减小二次枝晶臂间距可以提高合金的力学性能，细化枝晶是提高合金强韧性的有效途径之一。
同时，细化枝晶还能改善合金的补缩能力，有利于消除缩孔、缩松，防治冷隔，细化有害杂质相。
对于完全变质的近共晶舢．ｓｉ合金来说，力学性能与枝晶数量是线形相关的【６２１。
２．４．２共晶颗粒Ａ３５６合金中的共晶颗粒包括共晶区域中的共晶ｓｉ和化合物相。
共品颗粒的尺寸、长径比和聚集程度对塑性变形过程中颗粒的开裂有着重要的影响【”１．图２．３为合金的金相组织照片。
照片中晶粒比较粗大，共晶硅形态为短棒状和针状，主要沿着晶界分布。
由于采用钠变质，有效时间短、易失效、重溶性差等造成变质不均匀、不充分，ｓｉ相对基体产生了割裂作用，其尖端和棱角处引起应力集中，合金容易沿晶粒的边界开裂，或是板状ｓｉ本身开裂而形成裂纹，使合金力学性能特别是伸长率显著降低。
图２－３Ａ３５６原始组织（未经腐蚀）另外合金中重要的化合物相还有富Ｆｅ相。
Ｗａｎｇ指出，固溶处理后存在的富Ｆｅ相的性质、类型和数量主要取决于合金中的Ｍｇ召－ｉ［１５９删。
当Ｍｇ含量低于０．３５．０．４０％（重量西安工业大学硕士学位论文百分比）时，大部分的富Ｆｅ相为尺寸较小的片状卢相（为ＡｌｓＦｅＳｉ），当Ｍｇ含量较高时，合金中的Ｆｃ趋向予形成尺寸较大的汉字形貌（＂Ｃｈｉｎｅｓｅｓｃｒｉｐｔ”ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ）的化合物万相（Ａ１９ＦｅＭｇａＳｉ５）。
铸造铝合金A356平面断裂韧度KIC的研究
ａｕ ｎ ｍ ｈ ｙ ｌｍｉ ｕ ａ ｏ
Ⅳ （０ ， ０） Ｂ ／
铸件 中【 ” 。近年来 由于航空航 天 、船舶 以及 汽车 等行业
Ａ ５合 金是 美 国牌 号 的多元铝 镁硅 系合 金 ，有热 ３６
处理强化 效果 ，良好 的力 学性 能和抗蚀性 能 ，流动性 、 填充 性好 ，被 广 泛用 于飞 机 、轮船及 汽 车上某 些 复杂
表 １ Ａ ５ 铝 合 金 铸 件 的化 学成 分 ３６
Ｔａ ｌ ｅ ｃ ｌｃ ｍｐ ｓｔ ｎ ｆＡ３ ６ ｃ ｓｉ ｂ ｅ １ Ｃｈ ｍｉ ａ ｏ ｏ ｉ ｏ ｓｏ ５ ａ ｔ ｉ ｎｇ
ｗｅｅ ｂ ｅｖ ｄ ｎ ｉｃ ｓ ｎ ｏ ｏ ｅ ｔ ｗａ ａ ａｙ ｅ ｂ ＯＭ （ ｐｉ ｌ ｃｏ ｃ ｐ ，ＳＥ ｒ ｏ ｓ ｒｅ ａ ｄ ｎ ｌ ｉ ｃ ｍｐ ｎ ｎ ｓ ｎ ｌ ｄ ｙ ｕｏ ｚ ｏ ｔａ ｃ ｍｉ ｓ ｏ ｅ） ｒ Ｍ （ ｃ ｎ ｉｇ Ｅｅ ｔ ｎ Ｍｉｒｓ ｏ ｅ） Ｅ Ａ （ ｎ ｒｙｓ ｅ ｔ ｍ ｎ ｌ ｉ） Ｔ ｅ ｍｉｒ— ｃ ａ ｉｍ ｏ ｅ Ｓ ａ ｎｎ ｌｃｒ ｃｏ ｃ ｐ ， Ｓ ｏ ｅ ｅｇ ｐ ｃｒ ａ ａｙ ｓ 。 ｈ ｃｏｍｅ ｈ ｎｓ ｆ ｈ ｕ ｓ ｔ
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合金的拉伸 、冲击及疲劳性能 。而铸造过程中引入 的铁相将使合金的力学性能严重恶化[3] 。其它如残 留气孔等缺陷也对合金有不利的影响 。因此本文对 A356 铝合金的微观组织进行了观察和分析 ,以期为 热加工等工艺提供借鉴资料 。断口的观察和分析可 以给材料的性能和行为等提供许多方面的信息 ,借 助断口形貌的分析解决了许多重要部件的力学行为 问题[4] ,而 A356 铝合金的断口分析资料较少 ,本文 也对该合金的拉伸断口进行了研究 。
(1. 同济大学 材料科学与工程学院 ,上海 200092 ;
2. 上海市金属功能材料开发应用重点实验室 ,上海 200092)
摘 要 : 本文对 A356 铝合金进行了金相及场发射扫描电镜试验 ,对分布在初生α2Al 基体上的共晶硅相 、富铁相及 气孔等进行了观察 ,分析了它们的分布特征 、形貌及影响 ;用扫描电镜观察铝合金的拉伸断口形貌 ,表明其断裂是 以脆性断裂为主的混合断裂 ,并研究了其断裂过程及机理 。 关键词 :A356 合金 ;显微结构 ;拉伸断口 中图分类号 : T G146. 21 文献标识码 :A 文章编号 :1005 - 8192 (2007) 02 - 0024 - 04
1 引 言
A356 系列铝合金是美国于 70 年代研制的一种 铝合金 ,该合金是常用的铸造铝2硅2镁系合金 ,此合 金具有铸造流动性好 、气密性好 、收缩率小和热裂倾 向小 ,经过变质和热处理后 ,具有良好的力学性能 、 物理性能 、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能[1 ,2] , 是铸造铝合金中用途最广的合金之一 。共晶硅颗粒 在基体中的分布及形状影响了铸造 A356 铝合金的 机械性能 ,细小球状 、均匀分布的硅颗粒可以提高该
3. 结果与讨论
3. 1 显微组织分析 金相显微镜观察 (如图 1) 发现 ,共晶硅组织呈
长条状断断续续分布在初生α2Al 相上 ,初生α2Al 相呈枝晶状分布 ,但部分被打断 ,这是由于材料经细 化剂细化和 T6 热处理后的效果[5] ,这些共晶硅相 一般分布在初生α2Al 相的晶界上 ,因为在界面上共 晶硅易于成核长大 。为了清楚地观察其它相 ,对试 样进行场发射扫描电镜试验及点元素分析 ,结果如 图 2 和表 2 所示 。
造铝合金 A356 (长 250mm ,宽 160mm ,高 51mm) ,
表 1 A356 铝合金化学成分/ %( 质量)
Tab. 1 Chemical composition of A356 alloy
元素
Si
Mg
Fe
Ti
Sr
其它元素 ( Cr ,Cu ,Mn ,Ni ,Sn ,Zn)
Al
含量
ABSTRACT : The eutectic silico n p hase 、Fe2rich particles and shrinkage defect dist ributed in t he p rimaryα2Al p hase were o bserved by test met hods such as t he optical metallograp hic micro scope and F E2SEM. The characteristic of mi2 cro st ruct ure has been analysed. The tensile f ract ure surface was also observed by SEM. The f ract ure surface shows t he mixed2rupt ure characteristics of quasi2cleavage and dimple. The f ract ure p rocess and mechanism was investiga2 ted. KEY WORDS : A356 alloy ; micro st ruct ure ; tensile f ract ure surface
第 2
14 卷 007
第 2 期 年4月
金属功能材料
Metallic Functional Mat
erial
s
Vol1 14 April ,
, No1 2 2007
A356 铝合金显微结构及拉伸断口分析
范宋杰1 ,2 ,何国球1 ,2 ,刘晓山1 ,2 ,徐 坡1
4 结 论
1. 金相观察表明共晶硅相呈长条状的枝晶分布 在初生α2Al 相上 ,扫描电镜观察发现针状富铁相多 数分布在共晶硅及其与基体界面处 ,且细长的富铁 相是断裂不连续的 ,并有少量细小形状如同" 苍蝇 脚"的缩孔存在 ,这些沉淀相及气孔的存在使 A356 铝合金的力学性能恶化 。
2. 拉伸断口扫描电镜观察表明 ,A356 的断口是 以脆性断裂为主的韧脆混合断裂 ,可以在断口表面 看到大量的准解离平面及少量韧窝 。
第 2 期 范宋杰等 :A356 铝合金显微结构及拉伸断口分析
25
2 试验材料和方法
该合金成分如表 1 所示 。该材料经 T6 温度热处 理 ,包括固溶处理和人工时效两个阶段 ,在 538 ℃固
试验材料是由美国通用汽车公司提供的商用铸 溶处理 5h 后淬火 ,在 138 ℃时效 4h 后空冷 。
26
金属功能材料 2007 年
α2Al 结晶与共晶硅相凝固时间不同 ,初生α( Al) 结 晶后 ,少量气孔残留在晶界上 ,当共晶反应后留在 α2Al 与共晶硅相的界面 。图 2 ( b) 是共晶硅颗粒的 放大图 ,点元素分析证明是硅的富集区 ,且硅含量很 高 ,图中原来长条状的共晶硅相被打断 ,使硅颗粒得 到细化 ,这是由于 Sr 元素变质处理的结果 。图 2 (d) 是铝基体中的气孔 ,形状如同“苍蝇脚”,具有缩 孔的特点 。大量气孔的存在会极大地恶化合金的机
纹[8] ,而基体中也存在细小的脆性相 ,由于基体较 软 ,一部分会产生韧窝 (晶界中也会产生) ,一部分则 以有利的晶面开裂 ,形成准解离面 ,这些裂纹互相连 接导致最后的断裂 ,因此形成了复杂的断口形貌[9] 。
图 3 拉伸断口形貌( SEM) Fig. 3 The morphology of tensile fracture surface
6. 6
0. 36
0. 09
0. 19
< 0. 005
< 0. 01
余量
在该试样上切一块小试样 ,切割成适当尺寸 ,磨 平抛光后 ,使用腐蚀液为浓度为 0. 5 %(质量) 的 H F 溶液 ,腐蚀 8s 左右 ,在大型卧式光学金相相机上 (莱 卡2446) 拍摄金相照片 ,放大倍数为 ×50 , ×100 ; 用 场发射扫描电镜观察制取的金相试样的表面形貌 , 使用二次电子 ( SEI) 和背散射电子 (B EI) 拍摄 ,做点 元素分析 ,分析析出相和第二相粒子的成分 ,分布和 形貌 ; 从拉伸断裂试样上截取断口 , 高度大约为 5mm 左右 ,切割时用薄膜保护断口不被污染 ,切下 后浸于丙酮溶液中 , 使用超声波清洗 , 处理后做 SEM 试验 ,拍摄断口的表面形貌 ,观察断口特征 。
图 2 场扫描电镜照片 Fig. 2 The photographs of FE2SEM
3. 2 拉伸断口分析 图 3 是本试样的扫描电镜拉伸断口照片 。从拉
伸断口的扫描电镜照片来看 ,断口表面形貌为脆性 断裂和塑性断裂的混合断口 。图 3 (a ,c) 中可以发 现 ,断口表面具有一定的韧窝 ,但是韧窝比较浅和 小 ,铝基体是面心立方结构 ,因此基本上不存在解离 断裂 ,时效铝合金的拉伸断裂形式一般分为三种 ,即 滑移带开裂 、沿晶开裂和韧窝型开裂[6] ,在本试样中 发现其断口表面有很多较为平坦的为准解离面 ,这
些准解理面则在断口表面大量分布 ,可以清楚地看 到河流状花纹 ,因此以准解离断裂为主要方式[7] ,在 图 3 左部可能是沿晶界开裂的痕迹 ,可以推断该试 样以脆性断裂起主要作用 。图 3 ( b) 是准解理面的 放大图 ,可以清楚地看到台阶 ,在准解理面边缘可以 发现细小的裂纹 。图 3 ( d) 则具有类似沿晶断口的 形貌 ,而且存在极少数小的韧窝 ,在基体表面还分布 了少量氧化物颗粒 。
参考文献 :
〔1〕Ejiofor J U , Reddy R G. Effect s of porous carbon on sintered Al2Si2Mg mat rix co mposites[J ] . Journal of Materials Engineer2 ing and Performance , 1997 , 6 (6) , 785.
Fe 0 0 15. 80
图 1 A356 合金的金相照片 Fig. 1 The metallographs of A356 alloys
第一 、二点均为共晶硅相上取的点 ,是硅的富集 区 ,典型的亚共晶非平衡凝固组织 ,第三点中有 Mg 、Fe 存在 ,是富铁相及沉淀的 Mg2 Si 相 。在图 2 (a) 中可以观察到针状富铁相 ,长度大约为 100μm 左右 ,而且多数分布在共晶硅及与基体界面处 ,这些 富铁相是熔炼和铸造使用的工具 (钢或铸铁) 带入铝 中而产生的 ,它们割裂了金属基体的连续性 ,使力学
基金资助 :国家自然科学基金资助项目 (50371063) ;美国通用汽车公司资助项目 ( RP - 07 - 159) ;教育部“新世纪优秀人才支 持计划”(NCET - 05 - 0388) 。
作者简介 :范宋杰 (1982 - ) ,男 ,浙江奉化人 ,同济大学材料学硕士 。 E2Mail :0520060005 @smail. tongji. edu. cn ,电话 : (0) 13564916507
铝合金经时效强化 ,在初生相基体内会析出大
第 2 期 范宋杰等 :A356 ,长条状共晶硅相性质硬而脆 ,且与 基体变形差别很大 ,在拉伸时在共晶硅特别是端部 尖锐处会产生较大的应力集中而产生裂纹 ,拉伸时 这些微裂纹长大 ,临近的微裂纹连接成为较大的裂