發(fā)布時間：2020-11-04 11:36

　　 A356作為Al-Si鑄造合金的典型材料,被廣泛應(yīng)用于汽車摩托車輪轂、發(fā)動機(jī)缸體和大型航空航天薄壁結(jié)構(gòu)件等重要零件的制造。Fe作為A356鋁合金中的不可避免的雜質(zhì)元素,會在合金中形成富鐵相,嚴(yán)重影響鋁合金的力學(xué)性能,因此在實際生產(chǎn)中會應(yīng)用一些工藝措施降低合金中的Fe含量。然而,國外對A356合金中Fe含量的控制標(biāo)準(zhǔn)高于國內(nèi)標(biāo)準(zhǔn),因此研究A356鋁合金中富鐵相演變規(guī)律,對改善其綜合力學(xué)性能、提高其服役能力及安全性能、降低A356合金實際生產(chǎn)成本具有重要的理論及實際意義。本文制備不同F(xiàn)e含量A356鑄造合金,采用掃描電鏡(SEM)、定量金相統(tǒng)計分析、能譜分析(EDS)、X射線衍射(XRD)、(高分辨)透射電鏡顯微(TEM)等多種分析表征方法,并結(jié)合力學(xué)拉伸實驗,研究了A356合金中富鐵相隨Fe含量變化的演變規(guī)律及其對合金拉伸性能的影響,探討了稀土釹(Nd)對合金中富鐵相微觀調(diào)控作用規(guī)律及拉伸性能影響,基于熱力學(xué)原理分析了合金中富鐵相的生長和演變機(jī)理。主要結(jié)論如下:(1)隨著Fe含量由0.1 wt.%升高到0.2 wt.%,A356合金中主要富鐵相先是由獨立生長的粗大漢字狀π-AlSiMgFe相轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀?AlFeSi相;當(dāng)Fe含量進(jìn)而升高到0.3 wt.%時,合金中的富鐵相發(fā)展為漢字狀π-AlSiMgFe相在粗大針狀β-AlFeSi相表面生長。π-AlSiMgFe相和β-AlFeSi相的三維深腐蝕形貌分別為多層類海草狀和不規(guī)則多邊形片狀。合金中β-AlFeSi相在Fe含量為0.2 wt.%合金中主要以形核為主;當(dāng)Fe含量提升至0.3 wt.%時,β-AlFeSi相在合金中充分生長可能促進(jìn)π-AlSiMgFe相的形成,因此β-AlFeSi相含量隨Fe含量的升高而增加,而π-AlSiMgFe相含量先降低后升高。隨著Fe含量升高,合金力學(xué)性能逐漸降低,并且合金中π-AlSiMgFe相含量變化會影響合金力學(xué)性能下降幅度。β-AlFeSi相表面的π-AlSiMgFe相在拉伸應(yīng)力狀態(tài)下能產(chǎn)生并誘導(dǎo)裂紋向β-AlFeSi相內(nèi)部擴(kuò)展,降低β-AlFeSi相對合金基體的割裂作用。(2)Nd添加對A356-0.3Fe合金中β-AlFeSi相含量沒有明顯影響,但π-AlSiMgFe相含量先升高后降低,并在0.03Nd合金中達(dá)到最大值。隨著Nd添加量的增加,富Nd顆粒形貌逐漸變得粗大,并在β-AlFeSi相表面聚集生長。另外,Nd添加會影響合金凝固行為,促進(jìn)合金中π-AlSiMgFe相的形成。經(jīng)T6熱處理后,粗大富Nd顆粒會發(fā)生破碎、球化,并且π-AlSiMgFe相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?AlFeSi相,導(dǎo)致熱處理態(tài)合金中的β-AlFeSi相含量有所升高。結(jié)合拉伸實驗,鑄態(tài)合金抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度隨稀土Nd添加量的增加而小幅波動,但伸長率隨稀土Nd添加量的增加先升高后降低;經(jīng)T6熱處理后,合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與鑄態(tài)合金相比顯著提高,但伸長率明顯低于鑄態(tài)伸長率,并且拉伸性能隨稀土Nd添加量的增加先升高后降低。最終,確定了A356-0.3Fe合金中Nd最佳加入量為0.03 wt.%,并且該成分合金力學(xué)性能提升到與A356-0.2Fe合金力學(xué)性能相當(dāng)。(3)β-AlFeSi相在A356-0.3Fe合金中出現(xiàn)相互連接交織,并且π-AlSiMgFe相主要分布在β-AlFeSi相的相互連接交織區(qū)域和片層中心區(qū)域。合金中π-AlSiMgFe相的顯微硬度(71.1 HV)介于β-AlFeSi相(97.3 HV)和合金基體(50.4 HV)之間。此外,π-AlSiMgFe相與β-AlFeSi相的晶體學(xué)位相關(guān)系為[1?10]_(β-AlFeSi)∥[12?10]_(π-AlSiMgFe),并且界面為一個寬度約0.4 nm的非晶過渡區(qū)域。在微觀尺度上,包晶反應(yīng)界面為平坦光滑的界面。隨著凝固進(jìn)程的發(fā)生,合金中β-AlFeSi相生長和交織阻礙了殘余熔體中溶質(zhì)擴(kuò)散,導(dǎo)致β-AlFeSi相表面產(chǎn)生微觀缺陷和溶質(zhì)富集,產(chǎn)生的成分過冷提高了β-AlFeSi相表面四元包晶反應(yīng)的過冷度,進(jìn)而提高了該反應(yīng)的吉布斯自由能,促進(jìn)π-AlSiMgFe相在β-AlFeSi相表面形成與生長。
【學(xué)位單位】：重慶大學(xué)
【學(xué)位級別】：博士
【學(xué)位年份】：2018
【中圖分類】：TG146.21
【部分圖文】：

圖 1.1 Al-Si-Mg 三元相圖：(a)液相線投影圖，(b)固相線投影圖，(c)固溶線投影圖[9]ig. 1.1 Al-Si-Mg ternary phase diagram: (a) Liquidus projection, (b) Solidus projection, (c) Solvprojection在實際情況下，熔融的鋁液中不可避免的引入 Fe 雜質(zhì)元素。根據(jù) Al-Fe-Si相圖，如圖 1.2 所示。對于亞共晶鋁硅合金來說，合金的平衡結(jié)晶凝固過程為先，熔體中結(jié)晶出 -Al，然后發(fā)生共晶反應(yīng)：L → -Al ＋ Al3Fe；當(dāng)溫度降28 °C 時，殘余熔體與初生 Al3Fe 發(fā)生包晶反應(yīng)：L + Al3Fe → -Al ＋ -Fe；度繼續(xù)降到 612 °C 時，殘余熔體與初生 -Fe 發(fā)生包晶反應(yīng)：L + -Fe → -Al -Fe，溫度進(jìn)一步降為 575 °C 時，發(fā)生最終三元共晶反應(yīng) L → -Al ＋ Si + β-F

1.2 Al-Si-Fe 三元相圖：(a)液相線投影圖[9]，(b)鋁角固態(tài)相區(qū)分布[10]，(c)550 °C 等溫截面[1]，(d)0.5 wt.%Fe 鋁角相圖[1]，(e)0.7 wt.%Fe 鋁角相圖[11]Fig. 1.2 Al-Si-Fe ternary phase diagram: (a) Liquidus projection, (b) Al corner of the phaseistribution in the solid, (c) Isothermal section at 550 °C, (d) 0.5 wt.%Fe vertical section, (e) 0.7Fe vertical section由于合金中 Fe 的出現(xiàn)，使得合金的結(jié)晶過程和相組成變得更加復(fù)雜，根據(jù)資料和金相試驗表明，亞共晶鋁硅合金 ZL101 中存在的含 Fe 雜質(zhì)相，除常見-Fe (Al12Fe3Si)、β-Fe (Al9Fe2Si2)以外，還存在一種四元相 Al8Mg3FeSi6，它由包反應(yīng) L + β-Fe → -Al + Si + Al8Mg3FeSi6和共晶反應(yīng) L → -Al + Si + Mg2Sl8Mg3FeSi6形成[12]。.2.2 合金元素在 A356 合金中的作用表 1.1 列出了常用的 356 系合金的化學(xué)元素成分。由此可知，A356 鑄造鋁除了 Al、Si 主要元素外，還有 Mg、Fe、Cu、Mn、Zn、Ti，以及其他微量元素

1 緒 論高冷卻速度的常溫組織中。π-AlSiMgFe 相一般在有 Mg 存在的 Al-Si 合金中出現(xiàn)，其形貌通常為塊狀或漢字狀[36]。在 A356 合金凝固過程中，567 °C 時 β-AlFeSi 相與液相發(fā)生四元包晶反應(yīng) L + β-AlFeSi → -Al ＋ Si + π-AlSiMgFe；554 °C 時發(fā)生四元共晶反應(yīng) L → -Al + Si + Mg2Si + π-AlSiMgFe[10, 12]。Mn 在合金中能誘導(dǎo)β-AlFeSi 相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨螋~骨狀的 -Al(Mn,Fe)Si 相，降低 β-AlFeSi 相對基體的不利影響。這是因為 Mn 能擴(kuò)大 -Al(Mn,Fe)Si 相反應(yīng)溫度區(qū)間，從而發(fā)生 L +β-AlFeSi → -Al ＋ Si + -Al(Mn,Fe)Si 轉(zhuǎn)變[20]。
【參考文獻(xiàn)】

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本文編號：2870045