Al-Mg-Si系铝合金成分设计 文献综述
Al-Mg-Si系铝合金成分设计文献综述
Al-Mg-Si系铝合金成分设计文献综述Al-Mg-Si系铝合金成分设计摘要：本文通过对Al-Mg-Si系铝合金成分设计相关文献的查阅，深入对铝合金中合金元素元素对微观组织性能影响、Al-Mg-Si系铝合金热处理及析出相研究现状，以及铝合金成分设计进行总结探讨。
关键字：Al-Mg-Si系铝合金，析出相，成分设计引言为避免合金设计过程中的盲目性和复杂性，以及对复杂工程结构材料的长期研究和反复使用验证过程中，研究者们开发了多种实用设计方法如元素当量法、与电子理论相关的方法以及使用Thermo-Calc 软件计算相图对铝合金成分设计进行优化设计等方法[1-3],并用来进行合金的开发与制备。
本文先对Al-Mg-Si系铝合金中合金元素在成分设计中的影响和作用做总结，继而通过元素在热处理过程中沉淀析出相的生成规律做简要概述，最后对合金元素进行调整来优化合金组织及性能。
合金元素影响Mg元素。
镁对铝的强化是明显的，每增加1％镁，抗拉强度大约升高34MPa[4]。
M.S. Salleh[5]等研究者对Al-Si-Cu合金触变成形研究中，发现一定量（1.2wt%）Mg元素的加入可以细化α-Al及共晶硅组织，并在T6热处理下，触变合金力学性能显著改善。
Si元素。
改善合金流动性的主要元素。
从共晶到过共晶都能得到最好的流动性。
但析出Si易形成硬点，使切削性变差，一般将温度保持在共晶点以下。
此外，Si可改善抗拉强度、硬度、切削性及高温强度。
在Al-Mg-Si合金中，Si不是杂质而是作为主要合金元素加入，它与Mg形成主要强化相Mg2S i(β)相，其平衡重量比为Mg2Si=1.73, 当Mg含量过剩时，Mg2Si在固溶体中的溶解度会降低，影响其强化效果；而当Si含量过剩，合金虽稍有晶间腐蚀倾向，但合金的强度较高[6]。
何立子[7]通过实验研究得出，Si含量增加，合金时效硬化和强度提高，并认为是由于时效强化相β”的析出密度增加所致。
AlMgSi系合金的基本特点
一．A l-M g-S i系合金的基本特点：6063铝合金的化学成份在GB/T5237-93标准中为0．2-0．6％的硅、0．45-0．9％的镁、铁的最高限量为0. 35％，其余杂质元素(Cu、Mn、Zr、Cr 等)均小于0．1％。
这个成份范围很宽，它还有很大选择余地。
6063铝合金是属铝-镁-硅系列可热处理强化型铝合金，在AL-Mg-Si组成的三元系中，没有三元化合物，只有两个二元化合物Mg2Si和Mg2Al3，以α(Al)-Mg2Si伪二元截面为分界，构成两个三元系，α(Al)-Mg2Si-(Si)和α(Al)-Mg2Si-Mg2Al3，如图一、田二所示：在Al-Mg-Si系合金中，主要强化相是Mg2Si，合金在淬火时，固溶于基体中的Mg2Si越多，时效后的合金强度就越高，反之，则越低，如图2所示，在α(Al)-Mg2Si伪二元相图上，共晶温度为595℃，Mg2Si的最大溶解度是1．85％，在500℃时为1. 05％，由此可见，温度对Mg2Si在Al中的固溶度影响很大，淬火温度越高，时效后的强度越高，反之，淬火温度越低，时效后的强度就越低。
有些铝型材厂生产的型材化学成份合格，强度却达不到要求，原因就是铝捧加热温度不够或外热内冷，造成型材淬火温度太低所致。
在Al-Mg-Si合金系列中，强化相Mg2Si的镁硅重量比为1．73，如果合金中有过剩的镁(即Mg：Si＞1. 73)，镁会降低Mg2Si在铝中的固溶度，从而降低Mg2Si在合金中的强化效果。
如果合金中存在过剩的硅，即Mg：Si＜1．73，则硅对Mg2Si在铝中的固溶度没有影响，由此可见，要得到较高强度的合金，必须Mg：Si＜1．73。
二．合金成份的选择1．合金元素含量的选择6063合金成份有一个很宽的范围，具体成份除了要考虑机械性能、加工性能外，还要考虑表面处理性能，即型材如何进行表面处理和要得到什么样的表面。
例如，要生产磨砂料，Mg/Si应小一些为好，一般选择在Mg/Si=1-1．3范围，这是因为有较多相对过剩的Si，有利于型材得到砂状表面；若生产光亮材、着色材和电泳涂漆材，Mg/Si在1．5-1．7范围为好，这是因为有较少过剩硅，型材抗蚀性好，容易得到光亮的表面。
Al_Mg_Si合金的价电子结构分析
文章编号: 1672-6146(2003)04-0009-03Al-Mg-Si合金的价电子结构分析3高英俊 李云雯(广西大学物理学院 广西南宁 530004)摘 要: 用经验电子理论(EET)对Al-Mg-S i合金中主要成分(如α-Al、镁、硅,以及强化相(β-Mg2S i)的价电子结构进行计算,计算结果表明各成分晶胞最强键上的共价电子对数与其密度、熔点、硬度、电负性有对应关系;Mg、S i原子上次强键的共价电子分布有利于β相的形成.关键词: Al-Mg-S i合金;Mg2S i;价电子结构中图分类号:TG111.1 文献标识码:AAl-Mg-Si合金由于具有优良的屈服强度、伸长率、电阻率、冲击韧性、耐腐蚀等性能[1-2],在航空航天、汽车、电子工业等领域得到广泛应用[3].随着对航空航天材料性能要求的提高,从微观结构层次对含Si的铝合金进行改性研究和开发具有高性能的铝合金材料,已成为当前材料科学家对Al-Mg合金关注的重点[4].基于价键理论和能带理论建立的固体电子理论(EET)[5],提供了一个处理复杂体系价电子结构的计算方法———键距差(BLD)法,并成功地用于合金的电子结构计算与合金相变研究,使得研究合金的宏观性能可以追溯到合金原子的价电子结构层次,为合金改性设计提供了深层次的理论指导[6-7].本文则是运用EET理论对Al-Mg-Si合金的若干相的价电子结构进行计算,为设计和开发性能更好的Al-Mg-Si合金提供电子层次的键信息.1 模型铝晶胞为面心立方晶体结构,晶胞内含有4个Al原子,晶格常数为a=0.40496nm,晶胞结构如图1(a)所示;镁的晶体结构为六角密集结构,一个镁晶胞中含有4个镁原子,构成一个六面体结构,如图1(b)所示,镁晶胞的晶格常数为a=0.32094nm,c =0.52056nm.硅晶胞的空间结构为金刚石结构,一个硅晶胞中含有8个硅原子,构成一个四面体,如图1(c)所示,硅晶胞的晶格常数为a=0.54307nm. 由文献[8]知Al-Mg-Si合金中主要的析出相收稿日期:2003-09-203基金项目:国家自然科学基金项目[50061001],广西科学基金项目桂科配[0135006]、桂科自[0007020]、桂科基[0342004-1],广西“十百千人才工程”项目[2001207].第一作者:高英俊(1962-)男教授,材料学博士研究方向合金的微观结构与物理性能为Mg2Si相—β相,它在合金中起着强化的作用.一个Mg2Si晶胞中含有12个原子,为CaF2型结构,晶格常数为a=0.639nm,如图2所示.由于成分存在范围很窄,与α-Al基呈伪共晶关系,它的生成过程[8]可用如下表达式表示:S olute clusters(溶解团)→G PⅠZ ones(spherical,球状)→G PⅡ→Z ones/β″(针状)→β′(棒状)→β(面第15卷第4期湖南文理学院学报(自然科学版)V ol.15N o.4 2003年12月Journal of H unan U niversity of Arts and Science(N atural Science Edition)Dec.2003心立方).上述变化过程在Al-Mg-Si合金中,最终生成的相是β相,本文重点是对Mg2Si晶胞的键结构进行分析.2 计算方法与结果表1 纯Al晶胞的电子结构T ab.1 The electronic structure of Al键名D Al-Al IαD nα nm D′nα nm nαn A120.286350.286330.20857n B60.404960.404940.00445注:σ=4;a=0.40496nm;β=0.710;n c=2.5296;R Al(1)=0.1190nm;ΔD nα=0.000017nm表2 纯Mg晶胞的电子结构T ab.2 The electronic structure of Mg键名D Mg-Mg IαD nα nm D′nα nm nαn A60.319500.319590.11025n B60.320940.321030.10521n C60.452860.452950.00145n D20.520560.520650.00016n E60.555890.555980.00005注:σ=3,β=0.710;n c=1.3022;R Mg(1)=0.12580nm;ΔDnα=0.00009nm表3 纯S i晶胞的电子结构T ab.3 The electronic structure of S i键名D Si-Si IαD nα nm D′nα nm nαn A40.235160.234910.97105n B120.384010.383760.00778n C120.450290.450040.00091n D240.470310.470060.00047n E60.543070.542820.00004注:σ=6;β=0.710;n c=4;R Si(1)=0.1170nm;ΔD nα=0.00025nm.表4 Mg2S i的电子结构T ab.4 The electronic structure of Mg2S i键名IαD nα nm D′nα nm nαD Mg-Si(n A)160.276690.272110.32466D Mg-Mg(n B)120.319500.314920.08804D Si-Si(n C)120.451840.447260.00027D Mg-Mg(n D)240.451840.447260.00055D Mg-Si(n E)480.528310.525250.00002注:β=0.600;ΔD nα=0.004580nm;σ=3;R Mg(1)=0.12580nm;n c= 1.3022;σ=4;R Si(1)=0.1170nm;n c=3.664. 按照EET[5]理论,原子的共价电子是分布在连接最近邻、次近邻,以及s近邻原子的键上.各键上共价电子对数(即键级n s)由下列键距公式表示:D(n s)=R A+R B-βlg n s(1)这里R是单键半径,β按文献[5]中的取值选取,晶胞内的共价电子数可以写成下述方程:k1n A c+k2n B c=6s I s n s(2)式中k1、k2分别为晶胞中A、B原子的个数,n A c、n B c 分别为A、B原子的共价电子数.I s为n s键级的等同键数,各等同键数的选取可依照文献[5]的作法来确定.由于各晶胞的结构已确定,晶格常数已有实验结果,因此,运用键距差(BLD)方法[5]建立n A方程,参见文献[5,9]的求解步骤,联立(1)、(2)等方程组,逐个计算各晶胞中原子的价电子结构.计算结果如表1至4所示.3 分析和讨论从表1至表4给出的计算结果可见,铝晶胞的最强键上分布的电子对数为n A=0.20857,镁晶胞的最强键上分布的共价电子对数为n A=0.110251,硅晶胞的最强键上分布的共价电子对数为n A =0.97105,而Mg2Si晶胞的最强键上分布的共价电子对数为:n A=0.32799,介于镁与硅的最强键之间.从物理特性上看,硅的熔点为1414℃,密度为2.32g/cm3;镁的熔点为649℃,密度为1.74g/cm3;铝的熔点为660.3℃,密度为2.7g/cm3,而Mg2Si晶体具有较高的熔点(1085℃)、较低的密度(1.9g/ cm3)和热膨胀系数(7.5×10-6K-1)[11].显然Mg2Si 的密度、熔点也介于镁与硅的密度、熔点之间,与本文计算得到的最强共价键上分布的电子对数的情况相对应.其次,电负性是表征元素的原子在分子内吸引电子的能力,电负性越大,吸引电子的能力也就越强.硅的电负性为1.90,镁为1.31,铝为1.61,由表1至表4可见Al、Mg和Si的电负性与其最强键分布的电子对数成正比关系,电负性越大,最强键分布的电子对数越多.再次,发现最强共价键分布的电子对数也与其硬度成正比的关系:最强键分布的共价电子对数越多,硬度越大,铝的莫氏硬度为2.9,镁的莫氏硬度为2.0;硅的莫氏硬度为7.0.Mg2Si的莫氏硬度4.6介于Mg和Si的莫氏硬度之间.文献[11]的实验中:在β″相形成前期,晶胞中仍含有铝原子,在时效过程中,铝逐渐被硅所代替,因为最终生成的Mg2Si最强键上分布的共价电子对数比铝要相对多;Mg和Si的百分比含量比Al相对少得多,但这两种元素的次强键(Mg的次强共价键上分布的电子对数为n B=0.1052,Si的次强键上分布的共价电子对数为n B=0.0078)比铝(次强键上分布的电子对数为n B=0.004453)要大,因此形成01 湖南文理学院学报(自然科学版)2003年Mg 2Si 相后,结构更为稳定,其空间结构为十六面体,均匀分布在合金中.4 结论(1)各成分的熔点和密度与其对应晶胞最强键上的电子对数成正比关系,即最强键上的电子对数多,则其熔点、硬度和密度也相应地高.(2)晶胞中原子的电负性和晶胞的硬度也与其所对应的晶胞最强键上电子对数成正比关系.(3)在形成Mg 2Si 相时,Mg 和Si 原子的次强键上分布的共价电子对数起了一定的作用.参 考 文 献1 Ф.H.科瓦索夫主编.韩秉诚译.工业铝合金[M].北京:冶金工业出版社,1987:50-64.2 L.F.M ondolfo.S tructrue and Properties of Aluminum Alloy[M].London :Butterw orth &C o (Publishers )Ltd ,1976:566.3 R Chen ,Z Hang.M icrostructure of Al -Mg -S i Alloy[J ].Mater.Sci.Eng.,2000,A280:146.4 K Matsude ,Y Uetuni ,T Sato.Metastable phase in an Al -Mg -S i alloy[J ].Metal.Mater.T rans.,2001,A 32:1293.5 张瑞林.固体与分子经验电子理论[M].长春:吉林科学技术出版社,1993,1-90.6 刘志林.合金价电子结构与成分设计[M].长春:吉林科学技术出版社,1990,1-29.7 刘志林,孙振国,李志林.余氏理论和程氏理论在合金研究中的应用[J ].自然科学进展,1998,8(2):150.8 C D Mariora ,S J Andersen.Atomic M odel for G P -Z onesIn Al -Mg -S i Alloy[J ].Acta Mater.,2001,(49):321.9 高英俊,钟夏平,刘慧,等.微量Sc 对Al -Mg 合金晶粒细化影响的电子结构分析[J ].中国有色金属学报,2002,12(S2):132.10 Carbonneau Y,C outure A ,Van Neste.The observation ofa new ternary AlMgS i phase in Mg -S i alloys[J ].Metal.Mater.T rans.,1998,A 29:1759.11 A K Cupta ,D J Uloyd.Precipitation hardening processesin an Al -Mg -S i alloy [J ].Mater.Sci.Eng.,2001,A301:140.ANALYSIS OF VALENCE E LECTR ONIC STRUCTURES OF Al -Mg -Si ALLOYG AO Y ing -jun LI Y un -wen(Physics college of G uangxi University ,Nanning ,G uangxi 530004) Abstract Based on the em pirical electron theory (EET )thevalence electron structure of α-Al ,Mg ,S i and equilibrium (β-Mg 2S i )phase in Al -Mg -S i alloy was calculated.The calculated results show that there are represent the correspondence between the co -valence electrons which distribute in the strongest bonds with the density ,melting point ,hardness and electronegativity ,and the co -valence electrons which distribute in the second neighbor -bonds of Magnesium and S ilicon are of benefit to the appearance of βphase. K ey w ords Al -Mg -S i alloy ;Mg 2S i ;the valence electronstructure(责任编校:江 河) 我刊被评为湖南省一级期刊由湖南省科技厅、湖南省新闻出版局共同组织的2002年度湖南省科技期刊审读和等级评定工作日前结束。
《高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响》范文
《高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，铝合金因其轻质、高强度和良好的加工性能而得到广泛应用。
其中，Al-Mg-Si合金凭借其优良的机械性能和耐腐蚀性，在汽车、航空航天及电子封装等领域发挥着重要作用。
时效处理是提高铝合金性能的关键工艺之一，而外界因素如高压环境对合金的时效行为具有显著影响。
本文着重探讨高压环境对Al-Mg-Si合金时效行为的影响，旨在为合金的优化设计和工艺控制提供理论依据。
二、Al-Mg-Si合金概述Al-Mg-Si合金是一种典型的可热处理强化铝合金，主要由铝、镁和硅元素组成。
该合金具有较高的强度、良好的加工性能和抗腐蚀性，广泛应用于各个工业领域。
合金的时效处理是通过在特定温度下进行人工时效，使合金中的强化相析出，从而提高其机械性能。
三、高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响（一）影响机制高压环境对Al-Mg-Si合金的时效行为具有明显的影响。
在高压条件下，合金中的原子排列更加紧密，原子间的相互作用力增强，导致合金的析出行为和相变过程发生变化。
具体而言，高压可以加速合金中的溶质原子扩散，促进强化相的形核和长大，从而提高合金的硬度、强度和抗腐蚀性。
（二）实验研究为了研究高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响，我们进行了系列实验。
通过在不同压力条件下对合金进行人工时效处理，观察合金的显微组织变化和力学性能变化。
实验结果表明，随着压力的增加，合金的硬度、强度和延伸率均有所提高。
这表明高压环境确实能够改善Al-Mg-Si合金的时效行为。
（三）理论分析从理论角度来看，高压环境下合金的原子间距减小，原子间的相互作用力增强，这使得溶质原子的扩散速率加快，强化相的形核和长大过程得以加速。
此外，高压还能抑制合金中的位错运动和晶界滑动，从而提高合金的抗变形能力。
这些因素共同作用，使得Al-Mg-Si合金在高压环境下的时效行为得到改善。
四、结论与展望本文研究了高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响，得出以下结论：1. 高压环境能够改善Al-Mg-Si合金的时效行为，提高合金的硬度、强度和抗腐蚀性。
高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究
高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究概述：随着电子设备的不断发展和高功率元件的广泛使用，导热材料作为热管理的重要组成部分，对于提高电子设备的稳定性和可靠性起着关键作用。
目前，铝合金由于其优异的导热性能和良好的机械性能成为导热材料的主要选择。
而Al-Mg-Si合金作为一种优良的导热材料，其导热性能和力学性能可以通过调控合金微观结构得到进一步提高。
本文将详细介绍高性能导热Al-Mg-Si合金的制备方法以及其性能研究的相关内容。
一、高性能导热Al-Mg-Si合金的制备方法：1. 原料准备：制备高性能导热Al-Mg-Si合金的关键是选择合适的原料。
通常选用纯度较高的Al、Mg和Si作为原料，同时控制其中杂质含量，以保证合金的纯净度和稳定性。
2. 熔炼制备：将准备好的原料按一定比例投入熔炼炉中进行熔炼。
熔炼时需要严格控制熔炼温度、熔炼时间和熔炼气氛，以确保合金成分均匀和杂质含量的控制。
3. 静态淬火处理：熔炼得到的合金均匀化后，采用静态淬火处理来调控合金的微观结构。
静态淬火处理主要是将合金高温保温一段时间后迅速冷却，通过控制保温温度和时间以及冷却速率，可以使合金中的Mg2Si相均匀细小分布，从而提高导热性能。
4. 热处理：经过静态淬火处理的合金需要进行再热处理，以进一步优化其导热性能。
热处理条件的选择需要通过试验确定，包括热处理温度、时间和冷却速率等。
二、高性能导热Al-Mg-Si合金的性能研究：高性能导热Al-Mg-Si合金的性能研究主要包括导热性能、力学性能和微观结构等方面。
1. 导热性能：导热性能是评价导热材料性能的重要指标之一。
研究表明，高性能导热Al-Mg-Si合金的导热性能主要取决于合金中Mg2Si相的分布。
当Mg2Si相均匀细小时，将导致合金的导热性能大幅提高。
通过调控合金制备过程中的工艺参数，可以进一步提高合金的导热性能。
2. 力学性能：除了导热性能，高性能导热Al-Mg-Si合金的力学性能也是需要考虑的。
《高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响》范文
《高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，铝合金因其轻质、高强度和良好的加工性能，在航空、汽车、电子等领域得到了广泛应用。
Al-Mg-Si合金作为一种典型的铝合金，其性能的优化一直是研究的热点。
其中，合金的时效行为是决定其力学性能和物理性能的关键因素之一。
近年来，高压技术被广泛应用于合金的时效处理过程中，以改善合金的微观结构和性能。
本文旨在探讨高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响。
二、Al-Mg-Si合金的基本性质与背景Al-Mg-Si合金主要由铝（Al）、镁（Mg）和硅（Si）等元素组成，具有较高的强度和良好的耐腐蚀性。
其中，Mg和Si元素的加入能够显著提高合金的力学性能和抗腐蚀性。
然而，合金的性能往往受到时效处理的影响，因此，研究其时效行为具有重要意义。
三、高压对Al-Mg-Si合金时效行为的影响1. 实验方法本实验采用高压时效处理技术，对Al-Mg-Si合金进行不同压力条件下的时效处理。
通过金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等手段，观察和分析合金的微观结构变化，并对其力学性能进行测试。
2. 高压对合金微观结构的影响实验结果表明，在高压作用下，Al-Mg-Si合金的晶粒尺寸得到细化，晶界更加清晰。
同时，合金中的第二相粒子分布更加均匀，这有利于提高合金的力学性能。
此外，高压处理还能够促进合金中固溶原子的扩散和析出过程，从而加速时效硬化的进程。
3. 高压对合金力学性能的影响随着压力的增加，Al-Mg-Si合金的硬度、抗拉强度和延伸率均得到显著提高。
这主要归因于高压处理导致的晶粒细化、第二相粒子均匀分布以及固溶原子的有效析出。
此外，高压还能够改善合金的耐腐蚀性能，提高其在恶劣环境下的使用寿命。
四、讨论与机制分析1. 高压对合金时效硬化的促进作用高压能够加速固溶原子的扩散和析出过程，使得更多的Mg 和Si元素以第二相的形式析出，从而提高合金的硬度。
同时，高压还能够抑制晶粒长大和第二相粒子的粗化过程，使得合金的微观结构更加稳定。
《Ca-Mn添加及轧制变形-热处理对Al-Mg-Si合金强度和导电性的影响》范文
《Ca-Mn添加及轧制变形-热处理对Al-Mg-Si合金强度和导电性的影响》篇一Ca-Mn添加及轧制变形-热处理对Al-Mg-Si合金强度和导电性的影响Ca/Mn添加及轧制变形与热处理对Al-Mg-Si合金强度和导电性的影响一、引言铝及其合金在工程领域和电子产品制造中得到了广泛的应用，特别是在导电、机械强度以及抗腐蚀性方面有着突出的优势。
铝合金Al-Mg-Si系列的强度和导电性受到元素组成、热处理、轧制变形等因素的影响。
本篇论文主要研究Ca/Mn添加、轧制变形以及热处理对Al-Mg-Si合金强度和导电性的影响。
二、Ca/Mn添加的影响Ca和Mn元素的添加对Al-Mg-Si合金的微观结构和性能有着显著的影响。
Ca元素的加入可以细化晶粒，提高合金的强度和耐腐蚀性；而Mn元素的添加则能提高合金的塑性变形能力。
通过适量的Ca/Mn添加，可以优化合金的力学性能和物理性能。
三、轧制变形的影响轧制变形是改变合金性能的重要工艺手段。
在轧制过程中，合金的晶粒结构、晶界状态以及内部应力分布都会发生改变，从而影响合金的强度和导电性。
适当的轧制变形能够提高合金的致密度和强度，同时也能保持其良好的导电性。
四、热处理的影响热处理是改善铝合金性能的重要手段。
通过适当的热处理工艺，可以调整合金的微观结构，优化其力学性能和物理性能。
在Al-Mg-Si合金中，热处理可以改变合金的相组成和晶粒大小，从而提高其强度和导电性。
五、Ca/Mn添加、轧制变形与热处理的综合影响综合来看，Ca/Mn添加、轧制变形以及热处理对Al-Mg-Si合金的性能有着显著的协同效应。
在适当的Ca/Mn添加下，通过合理的轧制变形和热处理工艺，可以显著提高Al-Mg-Si合金的强度和导电性。
在具体的工艺参数和条件下，这些工艺参数之间需要相互协调和优化，以达到最佳的合金性能。
六、结论本文研究了Ca/Mn添加、轧制变形以及热处理对Al-Mg-Si 合金强度和导电性的影响。
Al-Mg-Si系铝合金的成分设计.ashx
同理，得到伸长率与Ｍｇｚ Ｓｉ质量分数的关系：
艿一１０．９８·Ｗ咖·２７
（５）
由图５可见，当№Ｓｉ质量分数在ｏ．４％～１．４％
内时，伸长率随Ｍ＆Ｓｉ质量分数的增加而下降。 将Ｔｈｅｒｍｏ．Ｃａｌｃ软件计算得出的Ａ１一Ｍｇ－Ｓｉ系
合金相图与试验得出的抗拉强度、伸长率数据结合， 由图６、图７进一步可见，抗拉强度值随Ｍｇｚ Ｓｉ含量
Ｔｈｅｍ伊Ｃａｌｃ软件［１０］，根据双亚点阵模型和最小自
由能计算原理，结合热力学数据库，计算出Ａｌ＿Ｍｇ＿ Ｓｉ系铝合金相图，得到固溶温度与ＭｇｚＳｉ含量的关 系图，并与试验数据对比，找到固溶温度、Ｍｇ。Ｓｉ含 量与陛能之间的关系，并用于成分设计。
２相图计算
２．１亚点阵模型 Ｈｉｌｌｅｒ等‘２１通过设定亚点阵模型来处理化学计
蝠
４
】．３９
Ｏ．８８
Ｏ．７９
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９７．７３
４试验结果与分析
试验合金的抗拉强度与Ｍ＆Ｓｉ质量分数的对
应关系见图４。经ｏｒｉｇｉｎ软件拟和，得到抗拉强度
与ＭｇｚＳｉ质量分数的关系：
巩一３２３．８０·Ｗ。＿４８
（４）
由图４可见，当Ｍ９２Ｓｉ质量分数在ｏ．４％～
１．４％内时，合金的抗拉强度随ＭｇｚＳｉ质量分数的 增加而上升。
ｄｉａｇｒ锄ｏｆ Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｐｈａｓｅ
ＡＨⅥ驴Ｓｉ ａ１１０ｙｓ ｗａｓ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ｂｙ Ｔｈｅｍｌｏ—Ｃａｌｃ ｐｒｏｇｒａｍ，ａｎｄ ｆｕｎｃｔｉｏｎ ｏｆ
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al_mg_si铝合金成分
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铝镁硅合金（Al-Mg-Si合金）是一种常用的铝合金材料，具有优异的力学性能和耐腐蚀性，广泛应用于航空航天、汽车、电子产品等领域。
铝合金是由铝和其他元素组成的合金，其中添加了镁和硅这两种常用的合金元素，可以显著改善合金的性能。
铝合金的基本成分是铝（Al），它是一种轻质金属，密度低、强度高、良好的导热性和导电性，是一种广泛应用的结构材料。
而加入镁（Mg）可以显著提高合金的强度和硬度，同时提高耐腐蚀性能。
另外，硅（Si）的加入可以细化晶粒、增强合金的抗疲劳性能和耐热性能。
铝镁硅合金具有许多优良的性能，如高强度、良好的耐热性、耐腐蚀性、塑性和韧性等。
这些性能使得该合金在航空航天领域得到广泛应用，如飞机机身、发动机零部件和结构件等。
同时，铝镁硅合金也被广泛应用于汽车制造领域，如汽车车身结构、车轮、发动机零部件等，因为它具有优异的强度和轻质化特性，可以减轻车辆自重，提高燃油经济性。
此外，铝镁硅合金还被广泛应用于电子产品领域，如智能手机、平板电脑、笔记本电脑等。
由于该合金具有良好的导电性和散热性能，可以有效降低设备工作温度，延长使用寿命。
同时，铝镁硅合金还被用于船舶制造、火车车辆和建筑领域，可以提高产品的耐腐蚀性和使用寿命。
总的来说，铝镁硅合金作为一种优异的铝合金材料，具有广泛的应用前景。
未来随着科技的进步和材料工艺的不断改进，铝镁硅合金将会在更多领域得到应用，为各行业带来更多的创新和发展。
高强韧压铸Al-Mg-Si-Mn合金的微观组织及力学性能
第23卷第3期中国有色金属学报 2013年3月 V ol.23 No.3 The Chinese Journal of Nonferrous Metals Mar. 2013 文章编号：10040609(2013)03061607高强韧压铸 AlMgSiMn合金的微观组织及力学性能胡祖麒，万 里，吴 晗，刘学强，邹 广，吴树森(华中科技大学 材料成形与模具国家重点实验室，武汉 430074)摘 要：对压铸AlMg x Si2Mn(x=5.7~7.2)合金的微观组织进行分析，测试力学性能以及疲劳性能，研究镁含量对合 金组织和力学性能的影响。
结果表明：随着Mg含量的提高，合金屈服强度和布氏硬度分别提高了10.4%和9%， 伸长率从8.3%降低至4.5%， 抗拉强度则没有明显变化。
疲劳寿命随着Mg含量的提高而提高， 疲劳极限从57MPa 上升至 75 MPa。
合金的微观组织主要由 α(Al)和 Mg2Si 相组成，Fe 相则以颗粒状的 Al3Fe 和不规则形状的 Al15(Fe,Mn)3Si2 存在于晶界。
Mn元素的加入也降低合金的粘模倾向。
关键词：高压压铸；铝镁合金；疲劳性能；微观组织中图分类号：TG249.2 文献标志码：AMicrostructure and mechanical properties of high strength andtoughness die casting AlMgSiMn alloysHU Zuqi, W AN Li, WU Han, LIU Xueqiang,ZOU Guang, WU Shusen(State Key Laboratory of Materials Processing and Die &Mould Technology,Huazhong University of Science and Technology, Wuhan 430074, China)Abstract:Microstructure observation, tensile test and fatigue tests were conducted to investigate the effect of magnesium content on microstructure and mechanical properties of die casting AlMg x Si2 Mn (x=5.7−7.2) alloys. The results indicate that with magnesium content (mass fraction) increasing from 5.7% to 7.2%, the yield strength and brinell hardness increase by 10.4% and 9%, respectively. The elongation decreases from 8.3% to 4.5% and the ultimate tensile strength is stable.The fatigue life of alloys increases with enhanced magnesium contents and the fatigue limit increases from 57MPa to 75MPa.The microstructure of those alloys consists ofα(Al) matrix and Mg2Si. Meanwhile, Al3Fe and Al15(Fe,Mn)3Si2 compounds distribute around grain boundaries.The addition of Mn reduces the die sticking tendency.Key words:high pressures die casting; AlMg alloys; fatigue property; microstructure压铸作为生产效率高、尺寸精度和力学性能优良 的铸造方法，在汽车、机电、通讯等行业得到了越来 越多的应用，如汽车动力零件中的铝合金缸体、铝合 金油底壳、副车架以及通讯腔体等部件均可采用压铸 方法制造 [1−3] 。
Al-Mg-Si系铝合金的成分设计
Al-Mg-Si系铝合金的成分设计
李晶;金曼;费玥;邵光杰
【期刊名称】《机械工程材料》
【年(卷),期】2006(030)009
【摘要】采用Thermo-Calc软件计算了Al-Mg-Si系相图,得到了固溶温度与
Mg2Si含量的关系曲线.以优化Al-Mg-Si系铝合金成分为目的,选取不同镁、硅含量的合金进行拉伸试验,得到了Mg2Si含量与抗拉强度的关系曲线.根据固溶温度、Mg2Si含量及抗拉强度三者之间的关系以及铝合金对强度性能的要求,可以计算镁、硅含量,并可参照固溶温度、Mg2Si含量及伸长率的关系设计出满足一定要求的
Al-Mg-Si系铝合金的成分.
【总页数】4页(P35-38)
【作者】李晶;金曼;费玥;邵光杰
【作者单位】上海大学材料科学与工程学院,上海,200072;上海大学材料科学与工
程学院,上海,200072;上海大学材料科学与工程学院,上海,200072;上海大学材料科
学与工程学院,上海,200072
【正文语种】中文
【中图分类】TG146.2
【相关文献】
1.Al-Mg-Si系铝合金汽车车身板的研究进展 [J], 付锦;戚文军;李亚江;黎小辉
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Al-Mg-Si系铝合金成分设计摘要：本文通过对Al-Mg-Si系铝合金成分设计相关文献的查阅，深入对铝合金中合金元素元素对微观组织性能影响、Al-Mg-Si系铝合金热处理及析出相研究现状，以及铝合金成分设计进行总结探讨。
关键字：Al-Mg-Si系铝合金，析出相，成分设计引言为避免合金设计过程中的盲目性和复杂性，以及对复杂工程结构材料的长期研究和反复使用验证过程中，研究者们开发了多种实用设计方法如元素当量法、与电子理论相关的方法以及使用Thermo-Calc软件计算相图对铝合金成分设计进行优化设计等方法[1-3],并用来进行合金的开发与制备。
本文先对Al-Mg-Si系铝合金中合金元素在成分设计中的影响和作用做总结，继而通过元素在热处理过程中沉淀析出相的生成规律做简要概述，最后对合金元素进行调整来优化合金组织及性能。
合金元素影响Mg元素。
镁对铝的强化是明显的，每增加1％镁，抗拉强度大约升高34MPa[4]。
M.S. Salleh[5]等研究者对Al-Si-Cu合金触变成形研究中，发现一定量（1.2wt%）Mg元素的加入可以细化α-Al及共晶硅组织，并在T6热处理下，触变合金力学性能显著改善。
Si元素。
改善合金流动性的主要元素。
从共晶到过共晶都能得到最好的流动性。
但析出Si易形成硬点，使切削性变差，一般将温度保持在共晶点以下。
此外，Si可改善抗拉强度、硬度、切削性及高温强度。
在Al-Mg-Si合金中，Si不是杂质而是作为主要合金元素加入，它与Mg形成主要强化相Mg2Si(β)相，其平衡重量比为Mg2Si=1.73, 当Mg含量过剩时，Mg2Si在固溶体中的溶解度会降低，影响其强化效果；而当Si含量过剩，合金虽稍有晶间腐蚀倾向，但合金的强度较高[6]。
何立子[7]通过实验研究得出，Si含量增加，合金时效硬化和强度提高，并认为是由于时效强化相β”的析出密度增加所致。
Cu元素。
Cu在铝合金中具有明显的时效强化效果，铜含量在4％~6.8％时强化效果最好，所以大部分硬铝合金的含铜量处于这个范围。
在Al-Mg-Si系铝合金中，Cu主要影响合金强度、耐蚀性以及焊接性。
并对Cu合金化作用包括析出序列、析出相结构进行较深的研究。
Mn元素。
Mn能阻止铝合金再结晶过程，提高再结晶温度，并能显著细化再结晶晶粒。
再结晶晶粒的细化主要是通过MnAl6化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍作用。
MnAl6的另一作用是能溶解杂质铁，形成（Fe、Mn）Al6，减小铁的有害影响。
在研究Mn对Al-Mg-Si-Cu铝合金组织和性能影响中。
何立子[7]等人发现Mn含量增加，合金的时效硬化性降低，当Mn质量分数超过0.35%时，继续添加Mn将同时增加合金中粗大夹杂相和细小弥散相的数量。
不利于合金性能。
Fe元素。
杂质元素Fe一般在合金中和Al3Si形成AlFeSi金属间化合物，如果处理不当，这些金属间化合物会对合金的挤压性能有害。
Al-Mg-Si系铝合金热处理研究国内许多研究者对Al-Mg-Si系铝合金热处理制度进行了研究，中南大学马政等人[8]研究了一种新型Al-Mg-Si-Cu合金热处理工艺参数对其力学性能的影响。
指出合金最佳热处理制度为520℃×（40~120）min固溶，160℃×10h时效，时效延迟时间应控制在3h之内。
常州大学李海等人[9]采用DSC研究了Al-Mg-Si和Al-Mg-Si-Cu铝合金连续升温时效析出行为，结果表明Cu显著地提高了Al-Mg-Si合金的时效硬化效果和速率，这与Cu的添加降低了析出激活能密切相关。
现在对Al-Mg-Si中沉淀强化相做简要概述。
Al-Mg-Si合金沉淀序列以及沉淀相。
一般认为其主要析出序列为：过饱和固溶体(SSSS) 团簇/GP区亚稳的β”相亚稳的β’相平衡β相当少量的Cu元素或者过剩的Si元素被加入到Al-Mg-Si系合金中去以后，其时效析出序列又可被描述为: SSSS 团簇/GP区亚稳的β”相亚稳的β’+Ul+U2+B’/Q’相平衡的β+Q相。
其中，团簇和GP区是球形，它们和Al 基体完全共格，并在后续时效析过程中，可以作为β”的形核位置，β”通常被认为是这个系列合金的最主要强化相。
β’、Ul、U2和B’/Q’相则出现在β”相之后，它们一般具有棒状或者板状形貌。
这些相几乎和β’相同时从Al基体中析出。
常州大学李海[6]等研究者对Al-Mg-Si铝合金和Al-Mg-Si-Cu铝合金原子团簇中各个相激活能进行计算，指出Cu的添加降低析出激活能，而致Al-Mg-Si-Cu合金的时效硬度明显高于Al-Mg-Si合金。
湖南大学研究者[10]对Al-Mg-Si-Cu合金欠时效、峰值时效及过时效状态下原子团簇的观察并进行疲劳试验，发现峰值时效状态下存在β”相并认为β”相仍然可能是最主要的强化相。
铝合金强化机制[6]。
共格应变场强化。
一般认为，由于析出相的结构和点阵参数与基体不同，在其周围就会产生不均匀畸变区，从而形成共格应变场。
根据析出相与基体之间的几何关系，可将它们的界面分为：完全共格界面，半共格界面，非共格界面以及具有较小错配的完全共格界面。
在Al-Mg-Si-Cu合金中，团簇和GP基本上是和Al基体完全共格；β”相仅仅在沿其b轴方向和Al基体共格；β和Q相则与Al基体非共格；至于β’、U1、U2和Q’相，仍旧不清楚它们与Al基体之间的共格关系。
位错切过析出相颗粒强化。
若析出相颗粒位于位错的滑移面上，且析出相不太硬时，位错线可以切过析出相而强行通过，当位错切过析出相颗粒时，不仅需要克服析出相颗粒所造成的应力场，而且由于析出相颗粒被切成两部分，增加了表面能，并改变了析出相内部原子之间的关系，引起系统能量升高，产生合金强化。
位错绕过析出相颗粒强化。
随着析出相颗粒不断长大,在滑移面上运动着的位错若遇到坚硬不可变形的第二相粒子时，将受到粒子的阻挡而弯曲,随着外应力的增大，位错线受阻部分的弯曲加剧，以致围绕着粒子的位错线在左右两边相遇时,正负号位错彼此抵消，形成了包围着粒子的位错环而被留下来，而位错线的其余部分则可继续向前移动。
根据这些强化机制，人们虽然认为β”相做为Al-Mg-Si-Cu合金的主要强化相，但对其微观强化机制仍不清楚；而β’相和Q’相的出现往往导致了合金硬度的降低，对其微观原因也不清楚。
铝合金成分设计。
对于铝合金来说。
各种合金的基本成分都已定型，但是，对于已定型的合金，又都有一个成分的调整和控制问题。
具体包括三个部分：主要合金组元及其配比。
例如Al-Cu-Mg-Si系中的LD10合金，Mg:Si>1.73，过剩的Mg能大大削弱Mg2Si的固溶度，又如Al-Zn-Mg-Cu系中LC4合金，Zn:Mg 比对合金铸造过程中的裂纹倾向性影响明显[11]。
杂质及其配比。
例如Al-Mg系中的高Mg型的合金，杂质Na含量在0.001%就会导致合金发生“Na脆”现象。
铝合金中常见的杂质是Fe和Si，不仅它的含量的多少对合金的组织和性能带来影响，它们的配比关系影响更加重要，特别是对合金的铸造工艺性能(如裂纹的倾向性)尤其明显。
例如L Y12合金，该合金主要时效强化相是A12CuMg(S)应控制Fe>Si，其目的是出现Fe3Si2Al12(α)相和(FeMn)A16相，也不让其生成Mg2Si 相。
最后一个是微量元素。
例如Al-Mg合金中加入0.0001~0.005%的Be，即可明显改善合金熔体表面氧化膜的保护作用。
降低Mg的烧损和铸造形成裂纹的倾向性。
Mg可以延长G、P区形成的时间；Ag可以加速G、P区的形成，并使中间相均匀分布。
小结合金设计是一个复杂的系统过程，其中从主元素、微量元素的选择配比，到合金熔炼、浇铸工艺的选择到最后的热处理，每一环节都影响最终组织及合金力学性能。
本文对铝合金中合金元素控制影响以及其在热处理中沉淀相的总结，从合金元素选定和热处理过程中沉淀相形成探讨了Al-Mg-Si系铝合金成分设计中应该考虑的方面。
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