Mg及Mn元素對Al-Si合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

黃曉鋒，馮 凱，謝 銳

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819)

Mg及Mn元素對Al-Si合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

黃曉鋒1，馮 凱1，謝 銳2

(1. 蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2. 東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，沈陽 110819)

采用光學(xué)顯微鏡等手段對Mg和Mn復(fù)合變質(zhì)處理后的過共晶Al-Si合金顯微組織及形貌進(jìn)行觀察。結(jié)果表明：隨著Si含量的增加，Al-Si合金中有粗大的不規(guī)則板條狀的初生硅和長條狀的共晶硅生成，且隨Si含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢，布氏硬度則逐漸增加；在Al-20Si合金中添加0.9%Mg后，合金中的初生硅和共晶硅得到明顯細(xì)化，合金的力學(xué)性能提高；0.9Mg-xMn的加入可同時變質(zhì)Al-20Si合金的初生硅和共晶硅，初生硅的形狀由星形和不規(guī)則形狀變?yōu)閴K狀，共晶硅由長針狀變成球狀或短棒狀；0.9Mg-0.5Mn復(fù)合加入后，合金的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到了210 MPa，較Al-20Si和Al-20Si-0.9Mg合金分別提高64%和37%；熱處理以后的抗拉強(qiáng)度達(dá)到345 MPa，較鑄態(tài)的提高64%。

鋁硅合金；Mg；Mn；顯微組織；力學(xué)性能

Abstract:By means of optical micrograph and other instruments, the microstructures and shapes of transcocrystallized Al-Si alloy treated by Mg and Mn complex modifications were studied. The results indicate that the mass coarse and irregular lath-shaped primary silicon and slim strip eutectic silicon phase are found with the Si content increasing. In addition, the tensile strength decreases gradually when the Si content increasing. However, the hardness increases. The primary and eutectic silicon phases are refined when adding 0.9% Mg to Al-20Si alloy, and the mechanical properties are remarkably improved. SEM and OM results show that 0.9Mg-xMn can effectively refine the primary and eutectic silicon in alloy. The morphology of primary silicon after modification is transformed from pentalpha and irregular shape to block.A majority of eutectic silicon is changed from acicular or lamellar morphology to small short rod. By adding 0.9%Mg and 0.5% Mn elements, the tensile strength reaches 210 MPa, which increases by 64% and 37% relative to those of Al-20Si and Al-20Si-0.9Mg alloys, respectively, and the heat treatment tensile strength reaches 345 MPa, increases by 64%relative to that of the as-cast alloy.

Key words:Al-Si alloy; Mg; Mn; microstructure; mechanical property

高硅鋁合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐磨性能優(yōu)異和優(yōu)良耐腐蝕性等優(yōu)點(diǎn)，在汽車、電子、航空工業(yè)領(lǐng)域具有很大的應(yīng)用潛力，逐漸受到人們的高度重視[1?2]。過共晶鋁硅合金中初生硅和共晶硅的形貌、尺寸和分布直接影響到合金材料的力學(xué)性能，初生硅和共晶硅的尺寸較大且棱角鋒利時，會直接降低其使用性能，特別是塑韌性較差。目前，鋁硅合金改變共晶硅形貌的主要方法有振動變質(zhì)法，溫度處理變質(zhì)法以及化學(xué)變質(zhì)劑法等[3?6]。變質(zhì)劑法中鈉是應(yīng)用最早的元素，其變質(zhì)能力最強(qiáng)，主要以鈉鹽的形式加入，成本低，到 20世紀(jì) 70年代一直是應(yīng)用最廣的變質(zhì)元素。由于鈉易蒸發(fā)易氧化，且隨保溫時間的延長，鈉含量迅速降低，造成鈉的有效變質(zhì)期較短。鈉還能明顯降低枝晶間合金液的流動性，降低補(bǔ)縮能力，導(dǎo)致孔洞增加[7]。20 世紀(jì)60 年代，研究者發(fā)現(xiàn)鍶的變質(zhì)作用后，鍶逐漸取代鈉，成為鋁硅合金的主要變質(zhì)元素。與鈉相比，鍶可以方便地以中間合金的形式加入，吸收率高且穩(wěn)定，在保溫過程中的氧化燒損速度慢，變質(zhì)有效期長。但也有研究報(bào)道[8]，凝固速度很低時，鍶起不到阻礙硅生長的作用，導(dǎo)致硅相粗化。鈉、鍶變質(zhì)劑的氧化燒損較快，存在變質(zhì)衰退問題；加劇合金液的吸氣傾向，鑄件易產(chǎn)生孔洞，鑄件致密性低，影響鑄件質(zhì)量。采用銻變質(zhì)，可獲得細(xì)片狀共晶硅，形態(tài)介于片狀與纖維狀之間；鑄件吸氣傾向小，合金鑄造性能好，鑄件致密，力學(xué)性能好；銻變質(zhì)的鋁硅合金鑄件的切削加工性明顯提高[9]。采用以上變質(zhì)元素存在的主要問題在于盡管共晶硅得到明顯細(xì)化，但對粗大的塊狀初生硅形貌改善不理想[10]。本文作者在研究高硅鋁合金組織變化的基礎(chǔ)上引入Mg元素，形成的Mg2Si相消耗了部分Si元素，有利于初生硅的細(xì)化。但是，單獨(dú)加入Mg元素并不能有效的同時細(xì)化初生硅與共晶硅。過度族元素Mn有利于改善該系合金的性能。在均勻化過程中會析出含Mn 的彌散相顆粒具有高密度和高熱穩(wěn)定性，能夠抑制合金后續(xù)變形加工中的再結(jié)晶過程，細(xì)化再結(jié)晶晶粒，同時也會成為時效強(qiáng)化相的形核核心，對合金的力學(xué)性能和加工性能有重大的影響[10?11]。雖然，Al-Mn合金研究很多，但是在過共晶鋁合金中添加Mn元素后的組織變化研究尚不深入。本文作者在Al-20Si-0.9Mg 合金中添加 0.3%、0.5%、0.7%Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù))元素，對合金在鑄態(tài)以及熱處理后 Si相形貌及力學(xué)性能的變化趨勢進(jìn)行了分析。

1 實(shí)驗(yàn)

熔煉7組不同成分的實(shí)驗(yàn)合金如表1所列。原料采用純鋁 Al (99.99%)、純鎂(99.99%)、Al-30%Si和Al-10%Mn中間合金。實(shí)驗(yàn)合金在SG2?7.5kW坩堝電阻爐中熔煉。坩堝和澆勺等澆注工具在使用前預(yù)熱至200 ℃左右，表面刷一定厚度的涂料，烘干待用。刷好涂料的坩堝預(yù)熱至暗紅后，加入在烘箱中預(yù)熱至250 ℃且表面打磨光亮已除去氧化皮的鋁錠。鋁錠熔化后，于700 ℃加入中間合金，溫度達(dá)到710 ℃時精煉除渣并攪拌后，緩慢降溫，700 ℃下靜置10～15 min后澆鑄于金屬型模具內(nèi)。在鑄錠同一位置取樣機(jī)加工成測量力學(xué)性能、硬度和觀察金相的試樣。拉伸試樣標(biāo)距尺寸為16 mm×3 mm×2 mm。

表1 實(shí)驗(yàn)合金成分Table 1 Composition of experiment alloys

力學(xué)性能采用WDW?100D型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定合金的抗拉強(qiáng)度，拉伸速度為 1 mm/min，結(jié)果取5個試樣平均值。硬度試樣在萬能硬度機(jī)上測定合金的布氏硬度，結(jié)果取6個點(diǎn)平均值。金相試樣使用0.5%HF(質(zhì)量分?jǐn)?shù))溶液腐蝕，最后在金相顯微鏡上觀察合金的金相組織。斷口形貌采用JSM?6700F掃描電鏡分析，利用D/Max?2400型粉末X射線衍射儀進(jìn)行相分析，采用Cu靶，電壓40 kV，電流 100 mA，掃描速度為 15 (°)/min，掃描范圍為20°～100°，熱處理工藝為T6熱處理，即固溶+人工時效處理，固溶工藝為545 ℃保溫13 h后水淬，時效工藝為170 ℃時效8 h空冷。

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄態(tài)顯微組織

圖1所示為鑄態(tài)合金的顯微組織。從圖1(a)可以看出：亞共晶的鋁硅合金是由白色的α(Al)基體及在其中均勻分布的細(xì)針狀共晶相組成。隨著硅含量的增加，當(dāng)Si含量達(dá)到20%時(見圖1(b))，合金微觀組織中出現(xiàn)了大塊板狀的初生硅組織，針狀共晶硅數(shù)量明顯增加且為粗大的長針狀。比較圖1(c)和(b)可知，初生硅數(shù)量增多，大量較為細(xì)小的針狀共晶硅出現(xiàn)，分布在α(Al)基體與初生硅之間。

圖1 鑄態(tài)合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast alloys:(a) Al-10Si; (b) Al-20Si; (c) Al-30Si;(d) Al-20Si-0.9Mg; (e) Al-20Si-0.9Mg-0.3Mn; (f) Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn; (g) Al-20Si-0.9Mg-0.7Mn

由圖1(d)可見，Al-20Si合金基體中添加0.9%Mg元素后，與不加入Mg元素相比，初生硅尺寸明顯減小，共晶硅細(xì)化由長針狀變?yōu)槎提槧睿簿Ч杈鶆蚍植荚讦?Al)基體和初生硅的晶界上。與 Al-20Si-0.9Mg(見圖1(c))相比，加入0.3%Mn后(見圖1(e))，共晶硅形貌變化顯著，由粗針狀變?yōu)榧?xì)針狀，隨著Mn含量的增加，初生硅數(shù)量減少，尺寸減小，共晶硅變?yōu)楦鼮槎绦〉尼槧睿渲屑尤?.5%Mn合金的共晶硅最為細(xì)小(見圖1(f))。

2.2 熱處理態(tài)顯微組織

對 Al-20Si-0.9Mg-xMn(x為 0.3%、0.5%、0.7%)合金熱處理后的組織進(jìn)行了觀察，并進(jìn)行了抗拉強(qiáng)度檢測，熱處理后合金的組織如圖2所示。

圖2所示為Al-20Si-0.9Mg-xMn合金熱處理顯微組織。由圖2可看出，經(jīng)熱處理之后，合金的共晶相沿著晶界逐漸固溶于α(Al)基體中，表現(xiàn)為短棒狀和彌散的點(diǎn)狀。不加Mn元素和加入0.3%Mn的合金熱處理后，部分共晶相仍然為長條狀存在。加入 0.5%Mn元素的合金熱處理后，顆粒狀初生硅消失，點(diǎn)狀的共晶相分布在枝晶間和晶界處，當(dāng)加入0.7%Mn時，共晶硅的數(shù)量明顯增加，且其顆粒尺寸也稍有長大。

2.3 合金的力學(xué)性能

圖3所示為實(shí)驗(yàn)合金的力學(xué)性能。Si含量在10%～30%時，合金中大量嚴(yán)重割裂基體的粗大初生硅以及針狀共晶硅的存在都導(dǎo)致應(yīng)力集中的產(chǎn)生，在拉伸的過程中極易產(chǎn)生裂紋源。因此，單純的二元高硅合金抗拉強(qiáng)度低、塑性差。根據(jù)圖3(a)數(shù)據(jù)可知，隨著Si含量的增加，Al-Si合金的抗拉強(qiáng)度逐漸降低。Si含量為30%時，達(dá)到最小值，為95 MPa。在Al-20Si中加入0.9%Mg以后，粗大的初生硅數(shù)量減少，尺寸減小，抗拉強(qiáng)度提高到 153 MPa，較加入前(Al-20Si的為128 MPa)明顯提高。0.9Mg-0.5Mn復(fù)合加入后，合金的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到了 210 MPa，較Al-20Si(128 MPa)和 Al-20Si-0.9Mg(153 MPa)合金分別提高64%和37%。硬度的變化則隨著Si含量的增加而增加，其中二元合金中 Al-30Si的硬度最高，Al-20Si-0.9Mg合金的硬度與Al-30Si接近。

圖2 Al-20Si-0.9Mg-xMn合金熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of Al-20Si-0.9Mg-xMn alloys after heat treatment: (a) Al-20Si-0.9Mg; (b) Al-20Si-0.9Mg-0.3Mn; (c)Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn; (d) Al-20Si-0.9Mg-0.7Mn

圖3 實(shí)驗(yàn)合金的力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties of experiment alloys: (a) Al-10Si; (b) Al-20; (c) Al-30Si; (d) Al-20Si-0.9Mg; (e) Al-20Si-0.9Mg-0.3Mn; (f) Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn; (g) Al-20Si-0.9Mg-0.7Mn

圖3(b)所示為Al-20Si-0.9Mg-xMn合金的力學(xué)性能變化(包含了熱處理后的抗拉強(qiáng)度檢測數(shù)據(jù))。由于Mn元素與Mg元素的復(fù)合加入(見圖1)，初生硅減小，共晶硅呈短棒狀，尤其是熱處理后(見圖2)，共晶硅在加入0.5%Mn時，完全變成顆粒狀，這將明顯延緩脆性相的斷裂趨勢，在Mg-20Si-0.9Mg合金的基礎(chǔ)上添加Mn元素后，且隨著Mn含量的增加，鑄態(tài)下合金的抗拉強(qiáng)度及硬度都是逐漸增加的，在0.5%Mn時達(dá)到峰值，隨著Mn含量的進(jìn)一步增加，各數(shù)值呈下降趨勢?？估瓘?qiáng)度在熱處理前后變化顯著。其中，當(dāng)Mn含量為0.5%時，熱處理后的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了峰值(為345 MPa)，相對于鑄態(tài)Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn的提高了64%，較熱處理態(tài)的Al-20Si-0.9Mg(為256 MPa)的提高了34%。

圖4 鑄態(tài)合金的拉伸斷口形貌Fig.4 Micrographs of tensile fracture surface of as-cast alloys: (a) Al-20Si; (b) Al-20Si-0.9Mg; (c) Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn

圖4所示為Al-20Si、Al-20Si-0.9Mg及Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn的鑄態(tài)拉伸斷口形貌(10%Si及30%Si鑄態(tài)拉伸斷口與20%Si相似)。從圖4(a)可見，Si含量較高時，合金斷口存在較多的初生硅斷面，在其內(nèi)部以及邊界處容易造成應(yīng)力集中，有利于裂紋的擴(kuò)展，合金的塑性區(qū)較少，表現(xiàn)為解理斷裂。添加Mg元素(見圖4(b))后，斷口中的初生硅斷面變小，合金在宏觀上表現(xiàn)仍為解理斷裂。復(fù)合加入Mn元素(見圖4(c))后，斷口形貌發(fā)生了較大改變，初生硅斷面積明顯減小，撕裂棱增多，從微觀上觀察有不同形態(tài)的韌窩存在，復(fù)合添加合金元素后的拉伸斷口呈現(xiàn)混合斷裂特征。

圖5所示為Al-20Si-0.9Mg-xMn合金熱處理后的拉伸斷口形貌。圖5(a)所示為Al-20Si-0.9Mg的拉伸斷口，存在脆性的解理面和解理臺階，由于合金中脆性的初生硅、共晶硅以及Mg2Si相在拉伸過程中不能起到協(xié)調(diào)應(yīng)力場的作用，容易形成應(yīng)力集中，在解理面以及初生硅尖角處萌生微裂紋，使得應(yīng)力得到釋放，從而加速合金的斷裂，對比圖4(b)與圖5(a)可知，熱處理后的斷口河流花樣更為明顯。由圖5(b)、(c)及(d)可知，加入Mn元素后，熱處理后的拉伸斷口具有明顯的韌性斷裂特征，出現(xiàn)了韌窩，解理性斷區(qū)減少。盡管 Mg-Mn復(fù)合加入后尚未完全消除初生硅的存在，但尚存的初生硅明顯細(xì)化且尖角鈍化，對基體的割裂作用明顯減弱。在試棒斷裂過程中，裂紋在基體中運(yùn)動時繞過初生硅，這將使合金的塑性得到明顯提高。當(dāng)添加Mn元素后，合金拉伸斷口呈現(xiàn)大量的不同大小、不同深淺的韌窩，改善了合金的力學(xué)性能。其中，圖5(c)所示合金(0.5%Mn)斷口中的韌窩明顯要比另外兩種成分(0.3%Mn及0.7%Mn)的數(shù)量多，細(xì)小且分布的更加均勻，因此，Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn合金的抗拉強(qiáng)度最高。

圖5 Al-20Si-0.9Mg-xMn合金熱處理后拉伸斷口Fig.5 Micrographs of tensile fracture surface of Al-20Si-0.9Mg-xMn alloys after heat treatment: (a) Al-20Si-0.9Mg; (b)Al-20Si-0.9Mg-0.3Mn; (c) Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn; (d) Al-20Si-0.9Mg-0.7Mn

2.4 討論

2.4.1 Mn元素對鑄態(tài)組織的影響

圖6所示為Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn合金的XRD譜。由圖 6可知，合金中主要由α(Al)、Si、Al3.21Si0.47及Mg2Si相組成。圖7所示為Al-20Si-0.9Mg-xMn合金的SEM像。結(jié)合圖7及EDS分析結(jié)果(見表2)可以看出，A為Si相，B為存在Mn元素富集的Mg2Si相，C為Al -Si 相，D為α(Al)相。

圖6 Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn合金的XRD譜Fig.6 XRD pattern of Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn alloy

圖7 Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn的SEM像Fig.7 SEM image of Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn alloy

表2 圖7中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果Table 2 EDS analysis results of points show in Fig.7

添加 Mn元素后合金組織發(fā)生細(xì)化主要原因是Mn原子與基體α(Al)都為立方結(jié)構(gòu)，相對于密排六方的Mg更容易固溶進(jìn)α(Al)基體中；同時，Mn與Al的原子半徑相差較大，當(dāng)Mn原子固溶進(jìn)α(Al)基體后引起較大的晶格畸變，從而抑制Mg原子在α(Al)基體中的固溶。未固溶的Mg原子與合金中的Si原子生成了Mg2Si相，消耗掉一部分Si原子減少了初生硅和共晶硅的數(shù)量，并且生成的Mg2Si相抑制了初生硅和共晶硅的長大。同時有研究顯示，Mn元素本身在鋁合金中有細(xì)化晶粒的作用[12?14]。合金中α(Al)基體中出現(xiàn)明顯的樹枝狀組織是由于添加Mn元素后，在合金凝固過程中在液固界面前沿形成了成分過冷區(qū)，在負(fù)的溫度梯度下，促進(jìn)樹枝晶生長的趨勢。

2.4.2 Mn元素對熱處理態(tài)組織的影響

圖8 Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn合金熱處理后的SEM像Fig.8 SEM image of Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn alloy after heat treatment

表3 圖8中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果Table 3 EDS analysis results of points shown in Fig.8

結(jié)合圖8和EDS分析結(jié)果(見表3)可以看出，經(jīng)過熱處理后，白色的短棒狀和顆粒狀(點(diǎn)A)中的Si含量很高，可以判定此為共晶硅；而黑色顆粒狀(點(diǎn)B)為初生硅，富有Mg和Mn元素；在共晶硅與初生硅之間的α(Al)表面有灰色的區(qū)域(點(diǎn)C)，通過EDS成分測定為α(Al)+Mg2Si，且富有一定的Mn元素。

在固溶處理過程中，Mn元素對Mg、Si固溶量的影響很大。當(dāng)Mn含量增加，鋁基體中的Si含量明顯減少，Mg的固溶量增加。同時，熱處理后，含 Mn相可作為Mg2Si相時效過程中的非均勻形核因素誘發(fā)其成核，從而加速M(fèi)g2Si相的析出[14]。

在熱處理過程中，Mn元素能夠促進(jìn)合金中長針狀第二相向顆粒狀含Mn的相轉(zhuǎn)變。研究發(fā)現(xiàn)[15]，Mn含量的增加將同時導(dǎo)致彌散相和粗大相的體積分?jǐn)?shù)，大量細(xì)小的析出相均勻分布在基體中，不僅可以起到彌散強(qiáng)化效果，提高合金的抗拉強(qiáng)度，同時，使合金的斷裂方式發(fā)生轉(zhuǎn)變。

添加Mn元素的Al-Si-Mg合金的強(qiáng)化作用主要來源于以下3個方面：一是含Mn的彌散相在拉伸變形過程中釘扎位錯，阻礙位錯的運(yùn)動，使位錯滑移分布均勻[15]，且所需的切應(yīng)力大大提高，同時阻礙亞晶界的遷移與合并，對形變組織中的亞結(jié)構(gòu)具有穩(wěn)定化作用，從而對合金產(chǎn)生顯著的亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化；二是含 Mn的初生硅在Al-Si-Mg合金中以彌散細(xì)小方式析出，其本身對合金也具有一定的彌散強(qiáng)化作用[16]；此外，含Mn彌散相質(zhì)點(diǎn)可促進(jìn) Al-Si-Mg合金中主要強(qiáng)化相Mg2Si在時效過程中的析出，這對合金具有顯著的時效強(qiáng)化作用。因此，含Mn的彌散相所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和彌散析出時效強(qiáng)化是Al-Si-Mg-Mn合金強(qiáng)度高的主要原因[17]。需要說明的是：根據(jù)本研究的檢測結(jié)果，在加入復(fù)合0.7%Mn以后，共晶硅的數(shù)量有增加的趨勢，其原因可能是由于盡管Mn元素的加入可以誘發(fā) Mg2Si形核并促進(jìn)其形成，但是，這種作用與Mg元素的加入量密切相關(guān)，一旦Mg的含量不足以保證Mg2Si形成，Mn減少基體中Si固溶的作用反而會促進(jìn)共晶硅的形成導(dǎo)致力學(xué)性能有所下降，圖1(g)及圖3(b)可證明這一點(diǎn)。

3 結(jié)論

1) Al-Si合金主要由α(Al)基體相、共晶硅及初生硅組成，隨著Si含量的增加，合金中有粗大的板條狀初生硅和長條狀共晶硅生成，合金的抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降趨勢，布氏硬度逐漸增加；Al-20Si合金中添加0.9%Mg后，合金中的初生硅和共晶硅均得到顯著細(xì)化，合金的抗拉強(qiáng)度明顯提高。

2) Al-20Si-0.9Mg合金加入Mn元素后，鑄態(tài)組織中的共晶硅以短棒狀和顆粒狀彌散分布在 α(Al)晶界和基體中，初生硅基本消失。

3) 復(fù)合加入0.9%Mg和0.5%Mn后，合金的組織得到細(xì)化，共晶硅均勻分布于α(Al)基體中，合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到210 MPa，較Al-20Si和Al-20Si-0.9Mg的分別提高64%和37%。Al-20Si-0.9Mg-0.5Mn熱處理后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到345 MPa，較鑄態(tài)的提高了64%。

REFERENCES

[1] 楊伏良, 易丹青, 劉 泓, 張 偉. 高硅鋁合金粉末的高溫空氣氧化預(yù)處理工藝[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2007, 17(7):1166?1171.YANG Fu-liang, YI Dan-qing, LIU Hong, ZHANG Wei.Pretreatment technology of high-silicon aluminum alloy powder in high temperature atmosphere oxidation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals Society, 2007, 17(7): 1166?1171.

[2] KIM T S, LEE B T, LEE C R, CHUN B S. Microstructure of rapidly solidified Al-20Si alloy powders[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 304: 617?620.

[3] LU De-hong, IANG Ye-hua, GUAN Gui-sheng, ZHOU Rong-feng, LI Zhen-hua, ZHOU Rong. Refinement of primary Si in hypereutectic Al-Si alloy by electromagnetic stirring[J].Journal of Materials Processing Technology, 2007, 189(1):13?18.

[4] 趙愛民, 毛衛(wèi)民, 甄子勝, 姜春梅, 鐘雪友. 冷卻速度對過共晶鋁硅合金凝固組織和耐磨性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2001, 11(5): 827?833.ZHAO Ai-min, MAO Wei-min, ZHEN Zi-sheng, JIANG Chun-mei, ZHONG Xue-you. Effects of cooling rate on solidification microstructures and wear resistance of hypereutectic Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals Society, 2001, 11(5): 827?833.

[5] 張金山, 許春香, 韓富銀. 復(fù)合變質(zhì)對過共晶高硅鋁合金組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2002, 12(S1):s107?s110.ZHANG Jin-shan, XU Chun-xiang, HAN Fu-yin. Effect of composite modifier on structures and properties of hypereutectic Al-Si alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals Society, 2002, 12(S1): s107?s110.

[6] 孫偉成, 張淑榮, 張濱茹, 蘇美君. 稀土 Al-Si合金的變質(zhì)機(jī)理研究[J]. 稀有金屬, 1992, 160(3): 189?195.SUN Wei-cheng, ZHANG Shu-rong, ZHANG Bin-ru, SU Mei-jun. Study on modification mechanism of Al-Si Alloy by rare earth[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 1992, 160(3):189?195.

[7] FUOCO R, CORREA E R. Effect of modification treatment on microporosity formation in 356 Al alloy, part Ⅰ: Interdendritic feeding evaluation[J]. AFS Transactions, 1996, 160(4):1151?1157.

[8] KIKYUNG S, HIDETOSHI F, HIDEO N, MAJED M, REUBEN P. Study on modification mechanism by Sr in Al2Si eutectic alloy[J]. Journal of Japan Institute of Light Metals, 1993, 43(9):484?489.

[9] KHAN S. Effect of antimony on the growth kinetics of high purity Al2Si alloys[J]. Scripta Materialia, 1998, 38(7):1083?1089.

[10] 孫淑紅, 張家濤, 彭著剛, 王 凱, 樊 剛. 復(fù)合變質(zhì)對過共晶鋁硅合金晶體形貌的影響[J]. 昆明理工大學(xué)學(xué)報(bào), 2005,30(1): 22?24.SUN Shu-hong, ZHANG Jia-tao, PENG Zhu-gang, WANG Kai,FAN Gang. Influences of complex modifications on the shape of silicon crystals of hypereutectic Al-Si alloy[J]. Journal of Kunming University of Science and Technology, 2005, 30(1):22?24.

[11] 劉 宏, 劉艷華, 趙 剛, 劉春明, 左 良. Mn對Al-Mg-Si-Cu鋁合金結(jié)晶相的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào),2004, 14(11): 1906?1910.LIU Hong, LIU Yan-hua, ZHAO Gang, LIU Chun-ming, ZUO Liang. Effects of Mn on constituents of Al-Mg-Si-Cu alloys[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals Society, 2004, 14(11):1906?1910.

[12] KIM W J, YEON J H, LEE J C. Superplastic deformation behavior of spray-deposited hyper-eutectic Al-25Si alloy[J].Journal of Alloys and Compounds, 2000, 308(1): 237?243.

[13] 黃曉鋒, 王渠東, 曾小勤, 朱燕萍, 盧 晨, 丁文江. 釹對Mg-5Al-1Si高溫蠕變及組織性能的影響[J]. 中國稀土學(xué)報(bào),2004, 22(3): 361?364.HANG Xiao-feng, WANG Qu-dong, ZENG Xiao-qin, ZHU Yan-ping, LU Chen, DING Wen-jiang. Effect of neodymium on microstructure and high temperature creep properties of Mg-5Al-1Si magnesium alloy[J]. Journal of the Chinese Rare Earth Society, 2004, 22(3): 361?364.

[14] LODGAARD L, RYUM N. Precipitation of dispersions containing Mn and/ or Cr in Al-Mg-Si alloys[J]. Matter Sci Eng A, 2000, 283(4): 144?152.

[15] DOWLING J M, MARTIN J W. The influence of Mn additions on the deformation behaviour of an Al-Mg-Si alloy[J]. Acta Metallurgica, 1976, 24(4): 1147?1153.

[16] 何立子, 陳彥博, 崔建忠, 張曉博, 胡壯麒. Mn和Zr對新型Al-Mg-Si-Cu合金組織與性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2004, 33(12): 1337?1340.HE Li-zi, CHEN Yan-bo, CUI Jian-zhong, ZHANG Xiao-bo,HU Zhuang-qi. Effect of Mn and Zr on microstructures and properties of new type Al-Mg-Si-Cu alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2004, 33(12): 1337?1340.

[17] 何立子, 陳彥博, 張海濤, 崔建忠. Mn和Si對Al-Mg-Si-Cu合金組織和性能的影響[J]. 東北大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2008,29(7): 992?995.HE Li-zi, CHEN Yan-bo, ZHANG Hai-tao, CUI Jian-zhong.Effect of Mn and Si on microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Si-Cu alloy[J]. Journal of Northeastern University:Natural Science, 2008, 29(7): 992?995.

(編輯 李艷紅)

Effects of Mg and Mn element on microstructure and mechanical properties of Al-Si alloy

HUANG Xiao-feng1, FENG Kai1, XIE Rui2
(1. State Key Laboratory of Gansu Advanced Non-ferrous Metal Materials, Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050, China;2. School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

TG146.2

A

1004-0609(2012)08-2196-09

國家高科技計(jì)劃資助項(xiàng)目(2010CB635106)；甘肅省高等學(xué)?；究蒲许?xiàng)目

2011-07-25；

2012-11-28

黃曉鋒，副教授，博士；電話：13609312769；E-mail: huangxf@lut.cn