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1、河北工业大学硕士学位论文A356合金熔体处理中添加Al-Sr和Al-Ti-B的行为及相互作用研 究姓名：范学义申请学位级别：硕士专业：材料加工工程指导教师：林晓娉20090201河北工业大学硕士学位论文 iA356 合金熔体处理中添加 Al-Sr、Al-Ti-B 的行为 A356 合金熔体处理中添加 Al-Sr、Al-Ti-B 的行为 及相互作用研究 及相互作用研究 摘 要摘 要 本文利用示差扫描热量分析(DSC)、扫描电镜(SEM)、X 射线衍射分析(XRD)等测试手段，通过对显微组织、力学性能及显微疏松等的分析，系统研究了 A356 熔体处理中添加Al-Sr、Al-Ti-B 的行为及其对
2、A356 组织和性能的影响，并初探稀土的助熔作用。试验研究表明： DSC分析发现， 添加Al-10Sr和Al-4Ti-1B熔体处理后-Al析出温度升高15-17， -Al凝固范围减小 1.1-1.6；共晶反应温度下降 1.1-1.8，共晶反应延长 1.9-2.2。这表明：细化过程是通过添加大量异质形核核心促进初晶铝形核长大的过程。变质不属于热力学范畴，变质元素 Sr 通过阻碍共晶体的形核及生长而达到改变共晶硅形貌的目的。 单纯添加Al-10Sr熔体处理，共晶硅由片状改变为细小的纤维状，并且-Al二次枝晶间距仅为 19.6m，抗拉强度(Rm)达 228MPa、屈服强度(Rp0.2)177MPa、
3、伸长率(A)8.9%、布氏硬度(HBW)73；而单纯添加Al-4Ti-1B熔体处理后，-Al二次枝晶间距仅为 17.3m，对共晶硅的形态改善有限，抗拉强度(Rm)203MPa、屈服强度(Rp0.2)159MPa、伸长率(A)6.9%、布氏硬度(HBW)67。 这表明， Si相的形态对A356 合金力学性能影响最大， 变质效力是限制A356合金其力学性能发挥的首要因素。 A356 合金经经Al-10Sr和Al-4Ti-1B联合熔体处理后(Ti=0.09%-0.10%、 Sr=0.03%)流动性较母材提高 17.36。T6 处理后Al枝晶细化，二次枝晶间距仅为 16.8m，共晶硅圆整；抗拉强度达(
4、Rm)269MPa、屈服强度(Rp0.2)203MPa、伸长率(A)12.5%、硬度(HBW)92。伴随重熔，细化变质效果逐渐衰退，熔体质量下降，以致力学性能和流动性下降，随熔次数增加， 抗拉强度(Rm)每次下降 20-35MPa， 伸长率(A)下降 2%， 屈服强度(Rp0.2)下降 10-15MPa，四次重熔后，抗拉强度(Rm)比母材高 8MPa, 硬度(HBW)66，伸长率比母材下降 0.6。试验发现固溶后快淬可减小变质衰退带来的影响。 稀土元素(Ce,Y)作为变质剂添加到 A356 熔体中， 将形成一系列的三元相， 而三元相改变了熔体中各相生核及长大的过程，实现了对共晶体的细化，但是却
5、阻碍固溶保温过程 Si原子的扩散，需快淬用以改善其组织。稀土元素 Ce 作为助熔剂加入熔体中，能够起到去氧除氢的效果，净化熔体，优化熔体处理后的显微组织和性能。但是添加过程应考虑稀土元素与熔体处理材料的相互作用。 关键词：关键词：细化，变质，熔体处理，A356 合金 A356 合金熔体处理中添加 Al-Sr 和 Al-Ti-B 的行为及相互作用研究 iiTHE BEHAVIOUS AND INTERACTION OF ADDED Al-Sr eutectic reaction temperature decreased 1.1-1.8, eutectic reaction decreased
6、1.9-2.2. This shows that: refinement process is by adding a large number of heterogeneous nucleation of the core to promote the early-shaped aluminum crystal nucleation and growth process. Modification do not belong to the scope of thermodynamics, metamorphic Sr elements were hindered eutectiferous
7、nucleation and growth, the process of modification is a total of modifier atoms impede the process of eutectiferous growth. Simply add the Al-10Sr melt, eutectic silicon changes from flake to a small fibrous, and secondary -Al dendrite spacing only 19.6m, tensile strength(Rm)228MPa, yield strength (
8、Rp0.2)177MPa, elongation(A)8.9%, Brinell hardness(HBW)73; and simply add the Al-4Ti-1B melt, -Al secondary dendrite spacing only 17.3m, little chang on eeutectic silicon, tensile strength(Rm)203MPa, yield strength(Rp0.2)159MPa, elongation(A)6.9%, Brinell hardness (HBW)67. This indicates that, Si pha
9、se morphology are greatest influence effect to mechanical properties of A356 alloy, modification effect was the limit primary factor to the mechanical properties of A356 alloy. Al-10Sr (b) Sr modified Al-Si alloy A356 合金熔体处理中添加 Al-Sr 和 Al-Ti-B 的行为及相互作用研究 虽然对于变质机理的研究已有了很大进展， 但是由于人们研究与探索的角度不同， 变质机理至今仍
10、然是众说纷纭。总的来说，Al-Si合金的变质机理可以分为两类：一类是从影响硅相形核的角度出发，认为变质剂可以提供异质结晶核心而使硅相细化，这一说法主要立论于P变质过程的分析，C.R.Ho10在Al-Si合金凝固前用探针测到了AlP的存在，以及在初晶硅中心发现有AlP，这都为P的异质形核提供了有力的证据，但是这一理论适用范围有限不能推广；另一类从晶体生长的角度出发，变质后由于生长机制的改变，共晶硅的生长速率受到抑制，固液界面是平滑的，硅相的超前量为零，变质使硅相由小平面生长方式转变为非小平面(粗糙界面)生长11。对于各种变质剂或变质元素抑制硅晶体生长的机制，已有了许多研究成果，国内外两种较公认的
11、变质机理即：孪晶凹谷机制(TPRE)、界面台阶机制，另外杂质诱导孪晶机制也日益受到学术界的认同。 .孪晶凹谷机制(如图 1.7 所示)：这是基于共晶生长中硅片的结晶生长前沿往往是孪晶凹谷。变质后， 铝液中变质剂原子选择性地吸附而后富集在孪晶凹谷处， 阻滞了硅原子向孪晶凹谷处长上去的速度，使生长受到抑制，晶体生长被迫改变方向，导致硅晶体生长形态发生变化。同时也促使硅晶体发生高度分枝；文献12认为，钠原子并非全封锁整个凹谷，而是优先吸附在凹谷内的缺陷处，如位错、层错等，使原来的片状被分割生长， 使硅晶体由片状变成等轴断面的弯曲纤维状。 硅晶体生长机制的变化导致其形态的改变。硅与铝的共晶结晶属于“小
12、平面/非小平面”共生，硅相具有微观光滑界面，是结晶的领先相，生长速度比铝相快，硅晶体生长的各向异性导致其产生不规则形态，如分散的针片状。变质处理后，硅相的生长速度受阻滞失去领先作用，共生性质接近“非小平面/非小平面”生长，形成互相协调的较规则的棒状(纤维状)硅晶体。 图 1.7 Si 孪晶凹谷机制生长示意图 Fig1.7 Schematic representation of a silicon crystal growing by the TPRE growth mechanism.但是， 1987 年Dowling8发表文章对Shamsuzzoha等所提供的TPRE 机制的证据提出质疑。
13、他们发现Na变质和Sr变质的共晶Si纤维是高度分枝的，在分枝中存在大量的非常薄(只有几个原子厚) 的孪晶和堆积层错(Stacking Fault)。1993 年Shamsuzzoha 9通过HREM 发现Si 纤维中偶然存在小面生长尖端，由111 面形成 141凹角沟槽，为TPRE 机制提供强有力的证据。 .界面台阶机制(如图 1.8 所示)：这种理论认为，未变质铝硅合金生长着的硅晶体表面上生成孪晶6 河北工业大学硕士学位论文 的几率较小。而在硅晶体生长前沿液固界面处存在很多界面台阶13，这些台阶易于接纳合金液中硅原子，使硅晶体沿着晶向择优生长而成片状。变质后，变质剂原子优先吸附于该界面台阶处
14、，钝化了界面台阶生长源，使它很难再接纳硅原子。同时变质剂原子在硅晶体表面诱发出高密度的孪晶，而由孪晶凹谷取代界面台阶来接纳硅原子，成为硅晶体的生长源。根据晶格理论计算，变质剂元素与硅二者原子半径之比等于 1.648 时5，最易诱发成孪晶。 l12rc ; l22rc图 1.8 Si 以界面台阶机制生长示意图 Fig1.8 Schematic representation of a silicon crystal growing by the layer growth mechanism.杂质诱导孪晶理论：Jenkinson 12等人先后在未变质片状硅晶体上观察到少量孪晶，在锶变质后的纤维状硅中
15、发现多个111 面系的孪晶，而在淬冷纤维状硅中没有发现孪晶。这一发现突出了孪晶在变质中的作用。LU和Hellawell5认为，片状硅主要以台阶生长机制生长，而不是孪晶凹谷( TPRE)，计算也表明台阶生长机制所需要的过冷度小于孪晶凹谷生长机制所需过冷度。1987 年，在台阶生长机制的基础上，LU和Hellawell14提出了有关共晶硅变质的杂质诱导孪晶理论。该理论认为：变质元素吸附在硅的生长台阶上， 阻碍硅以台阶生长机制长成片状； 而且变质元素的原子在硅相表面的吸附改变了硅原子的堆积次序，从而在硅晶体中造成大量孪晶的产生，共晶硅相转而以孪晶凹谷机制生长。计算结果表明，为诱导孪晶的产生，变质剂的
16、原子与硅原子的半径比应为 1.65 (1.54-1.85)5。研究发现，在钠和锶变质的铝硅合金中的确有变质原子钠和锶在硅相表面的富集15；又发现钠或锶变质后得到的纤维状硅中存在大量111面的孪晶及层错，且发现这些孪晶并非变形孪晶14,16。对共晶固液界面的观察发现，变质原子的加入的确明显降低了共晶硅的生长速度15。变质前，大量共晶硅片明显领先于共晶铝，而变质后，只有少量纤维状共晶硅稍微领先共晶铝。有研究发现，钠变质后，共晶硅滞后于共晶铝相17。研究发现，变质后共晶团内铝相由多晶结构变为单晶结构18-20，这可能是共晶领先相发生变化的结果。这些研究结果为杂质诱导孪晶理论提供了有利的证据。因此杂质诱导孪晶理论为大多数人所接受。 迄今为止，亚共晶铝硅合金的变质元素有钠、锶、碲、钡、锑、钾、稀土、硼、硫等。其中，应用较多的是含钠和锶的变质剂，应用技术已相当成熟。但是，变质机理方面还需要进行大量的研究工作，以提出更有说服力的论据。 7A356 合金熔体处
