等通道轉(zhuǎn)角擠壓對(duì)鋁硅合金的硅形態(tài)及力學(xué)性能的影響

鄭宇希，馬愛斌, 2，江靜華, 2，宋 丹, 2

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等通道轉(zhuǎn)角擠壓對(duì)鋁硅合金的硅形態(tài)及力學(xué)性能的影響

鄭宇希1，馬愛斌1, 2，江靜華1, 2，宋 丹1, 2

(1. 河海大學(xué)力學(xué)與材料學(xué)院，南京 210098；2. 河海大學(xué)宿遷研究院, 宿遷 223800)

采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝(ECAP)對(duì)兩種鑄造鋁硅合金(ZL101和ZL102)進(jìn)行不同道次的加工，研究晶粒細(xì)化及硅形態(tài)對(duì)合金力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：多道次ECAP能有效細(xì)化針狀共晶硅相并改善其在鋁基體中分布的均勻性，具有尺寸細(xì)小、分布彌散且棱角鈍化共晶硅的鋁硅合金具有更優(yōu)的力學(xué)性能；鑄態(tài)合金ECAP加工后強(qiáng)度和韌性均獲提高，固溶+16道次ECAP加工后ZL102合金的伸長率和抗拉強(qiáng)度約為鑄態(tài)的5.04倍和1.39倍；隨擠壓道次的增加，兩種合金的斷裂方式均由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變；固溶后擠壓可獲得優(yōu)良的強(qiáng)韌組合，滿足制造行業(yè)需要。

鋁硅合金；等通道轉(zhuǎn)角擠壓；晶粒細(xì)化；共晶硅；力學(xué)性能

鑄造鋁硅合金具有流動(dòng)性好、熱裂傾向小、熱傳導(dǎo)性好、熱膨脹系數(shù)小等一系列的優(yōu)點(diǎn)，是汽車、造船、航空、航天及其他制造行業(yè)的重要結(jié)構(gòu)材料[1]。目前工業(yè)中應(yīng)用較多的ZL101和ZL102合金均為亞共晶鋁硅合金，其鑄態(tài)組織為共晶體((Al)+Si)和初生(Al)基體相。Si是Al-Si系合金中的第二相，在沒有經(jīng)過變質(zhì)處理或細(xì)化時(shí)，一般在共晶體中呈粗大的片狀，甚至是粗大的多角板狀，對(duì)合金的基體起到了嚴(yán)重割裂效果，致使合金的力學(xué)性能特別是塑韌性下 降[2?3]。因此，采用先進(jìn)工藝細(xì)化鋁硅合金中的硅相和基體組織，控制硅相的分布、形狀和大小，以提高合金綜合力學(xué)性能是材料研究者近年來研究的重點(diǎn)。

目前，鋁硅合金改變共晶硅形貌的主要方法有振動(dòng)變質(zhì)法、溫度處理法以及化學(xué)變質(zhì)劑法等，工業(yè)上主要采用加入變質(zhì)劑的方法來實(shí)現(xiàn)對(duì)硅相的細(xì)化[4?6]。其中Na、Sr的變質(zhì)效果最好。金屬鈉(Na)[7]對(duì)Al-Si共晶合金的共晶組織有很好的變質(zhì)作用，但存在Na極易燒損，變質(zhì)有效時(shí)間短，吸收率低，并且含量難預(yù)測(cè)等問題。借助先進(jìn)的大塑性變形工藝--——等通道轉(zhuǎn)角擠壓(ECAP)，可有效細(xì)化鋁合金的晶粒，并改善其力學(xué)性能[8?9]。細(xì)晶粒金屬中裂紋不易萌生(應(yīng)力集中少)，也不容易傳播(晶界曲折多)，因而在斷裂過程中吸收了更多的能量，表現(xiàn)出較高的韌性，所以ECAP工藝是一種既提高材料的強(qiáng)度，又提高材料塑性和韌性的方法。利用ECAP技術(shù)實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化是提高金屬強(qiáng)度和塑性的有效手段，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于制備優(yōu)質(zhì)無裂紋超細(xì)晶金屬材料[10?11]。但是，用ECAP技術(shù)細(xì)化多相合金晶粒的同時(shí)，第二相含量對(duì)基體細(xì)化效果及其分布特征的改變對(duì)合金力學(xué)行為的影響機(jī)制還有待研究。同時(shí)，固溶和時(shí)效處理是鋁合金的常用熱處理方法。鋁硅二元合金在進(jìn)行固溶處理過程中，硅顆粒的形態(tài)、尺寸和分布會(huì)發(fā)生很大程度的變化，過剩的硅原子會(huì)在固溶過程中溶入鋁基體并在淬火處理后形成過飽和固溶體[12]；在時(shí)效過程中，溶入鋁基體的硅原子會(huì)在鋁基體中聚集，形核并生長成硅的沉淀 相[13]。因此，固溶和時(shí)效處理亦能有效改變鋁硅合金中硅相的形狀、大小和分布，可提高鋁硅合金的斷裂韌性和屈服強(qiáng)度[14]。前期試驗(yàn)還發(fā)現(xiàn)，在ECAP前進(jìn)行固溶處理可減少擠壓過程中的開裂現(xiàn)象。

因此，本文作者對(duì)不同ECAP加工道次ZL101、ZL102合金的組織演變和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，并結(jié)合固溶和時(shí)效處理進(jìn)行分析對(duì)比，旨在為該類合金力學(xué)性能的提升及其加工工藝的改進(jìn)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)用原材料為市購ZL101和ZL102合金，兩種鋁硅合金的化學(xué)成分如表1所列。

利用自制ECAP模具對(duì)鑄態(tài)鋁硅合金進(jìn)行多道次ECAP加工，擠壓過程如圖1所示。先將鑄態(tài)合金依照模具尺寸切割成19.5 mm×19.5 mm×40 mm的塊狀試樣，根據(jù)原理圖1，將試樣和滑塊放入模具中，再將模具放入爐膛中加熱至300 ℃后保溫30 min進(jìn)行擠壓，擠壓道次為4、8、12道次。每擠壓一道次后，模具沿圖1所示方向旋轉(zhuǎn)90°，再進(jìn)行下一道次的擠壓，擠壓過程中每4道次進(jìn)行一次保溫以保證擠壓溫度均在(300±5) ℃范圍內(nèi)。擠壓過程中所需要的壓力是靠擠壓機(jī)的送油量大小來提供的。因此，擠壓速率可通過送油閥門的圈數(shù)來控制。在300 ℃的擠壓溫度下為保證擠壓順利進(jìn)行，選用的擠壓速率為2r=12.67 mm/min。試驗(yàn)中，應(yīng)將模具和滑塊清理干凈，并在待擠壓試樣和滑塊表面涂覆固體潤滑劑以減少擠壓過程中試樣與模具內(nèi)壁的摩擦力。為消除擠壓過程中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，ECAP后試樣均進(jìn)行了去應(yīng)力退火處理(即300 ℃下保溫1 h后隨爐冷卻)。

對(duì)ZL101和ZL102合金進(jìn)行固溶+16道次、固溶?時(shí)效處理以作對(duì)比。固溶工藝均為535 ℃下保溫6 h后水淬，ZL101合金時(shí)效工藝為155 ℃下保溫6 h后空冷，ZL102合金時(shí)效工藝為175 ℃下保溫3 h后空冷。

將各試樣加工成如圖2所示的柱狀拉伸試樣，在Instron3367型雙立柱臺(tái)式電子試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，以獲取各試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長率等力學(xué)性能參數(shù)。拉伸速率設(shè)為0.5 mm/min，為避免拉伸實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的偶然性，每種試樣做4組拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸前用砂紙打磨其表面以降低表面粗糙度并使其兩端面平行。對(duì)于ECAP試樣，其軸線應(yīng)與受擠壓方向平行。

表1 ZL101、ZL102合金的化學(xué)成分

圖1 ECAP加工過程示意圖

圖2 拉伸試樣示意圖

采用Olympus?BX51M型金相顯微鏡(Optical Microscope, OM)觀察各試樣的顯微組織、初生硅的大小、形狀及分布情況，金相侵蝕劑為體積分?jǐn)?shù)為1%的HF水溶液，侵蝕時(shí)間為10~15 s；采用日立S3400N型的掃描電子顯微鏡(Scanning electric microscope, SEM)對(duì)拉伸試樣的斷口形貌進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 ECAP及固溶?時(shí)效對(duì)鑄態(tài)鋁硅合金顯微組織的影響

圖3對(duì)比了鑄態(tài)ZL101、ZL102合金經(jīng)ECAP加工前后的顯微組織。由圖3(a)可知，鑄態(tài)ZL101合金組織中，灰色的初生(Al)基體上不均勻地分布著大量共晶硅，大部分共晶硅呈針片狀，僅有少數(shù)呈短棒狀和粒狀，初生(Al)呈樹枝狀。ZL101鑄態(tài)合金的力學(xué)性能不太理想，主要?dú)w因于顯微組織中共晶硅的形態(tài)特征。由圖3(b)可知，鑄態(tài)ZL102合金中，初生(Al)基體上不均勻分布的共晶硅亦大都呈針片狀，有少數(shù)呈多角板狀，具有較鋒利的棱角，僅極少數(shù)呈短棒狀甚至粒狀。

由圖3(c)~(d)可知，ZL101和ZL102合金經(jīng)4道次ECAP加工后，擠壓面出現(xiàn)細(xì)微的擠壓流紋，但整體組織特征仍與鑄態(tài)組織相似。由圖3(e)~(f)可知，ZL101和ZL102合金經(jīng)12道次加工后，針狀、棒狀、多角板狀的共晶硅被機(jī)械剪碎至粒狀，已基本彌散均勻地分布在(Al)基體上。對(duì)比ZL101和ZL102顯微組織可以發(fā)現(xiàn)：鑄態(tài)下ZL101合金組織中的共晶硅尺寸比ZL102合金組織中的共晶硅尺寸小，故經(jīng)過ECAP加工使組織均勻細(xì)化后，ZL101合金組織中的粒狀共晶硅更加細(xì)小，而后者組織分布更均勻。

圖3 不同ECAP道次后鋁硅合金顯微組織形貌圖

圖4所示為固溶態(tài)ZL101和ZL102合金經(jīng)ECAP或時(shí)效處理前后的金相組織。兩種合金經(jīng)固溶處理后，共晶硅在基體上呈較為彌散的分布狀態(tài)，且尺寸發(fā)生不同程度的變大，其形狀由針狀變?yōu)闊o規(guī)的多邊形狀，有鋒利棱角，尺寸和形態(tài)分布不均勻。16道次ECAP加工和時(shí)效處理后，共晶硅得到顯著的細(xì)化效果，其分布變得更加彌散，且使固溶態(tài)下尺寸和形狀分布不均勻的情況得到了改善。與ECAP加工后試樣的組織相比，經(jīng)時(shí)效后試樣組織中有更為細(xì)小的共晶硅彌散分布于基體中，且多數(shù)呈粒狀，也有少數(shù)球狀和無規(guī)則狀，故時(shí)效處理對(duì)共晶硅尺寸的細(xì)化和棱角的鈍化效果更好。

圖4 固溶態(tài)ZL101和ZL102合金經(jīng)ECAP或時(shí)效處理前后的顯微組織圖

2.2 ECAP及固溶?時(shí)效對(duì)鑄態(tài)鋁硅合金力學(xué)性能的影響

圖5所示為兩種合金經(jīng)不同加工處理后試樣的拉伸力學(xué)性能。鋁硅共晶是一種硬、脆組織，尤其是粗大的共晶硅片對(duì)基體的割裂作用和應(yīng)力集中效應(yīng)都將極大的惡化鋁硅合金鑄件的力學(xué)性能[2]。鑄態(tài)下，由于合金中存在大量嚴(yán)重割裂基體的針片狀、多角板狀共晶硅導(dǎo)致產(chǎn)生應(yīng)力集中，在拉伸過程中極易產(chǎn)生裂紋源，因此未經(jīng)加工的鑄態(tài)鋁硅合金的抗拉強(qiáng)度低、塑性差[15]。鑄態(tài)ZL101和ZL102合金的抗拉強(qiáng)度分別為226 MPa和150 MPa，伸長率分別為5.24%和5.18%。

由圖5(a)和(c)可知，隨著擠壓道次的增加，兩種合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長率均呈上升趨勢(shì)。12道次擠壓后，ZL101和ZL102合金的抗拉強(qiáng)度分別達(dá)277.2 MPa和237.5 MPa，約為鑄態(tài)的1.23倍和1.58倍；ZL101和ZL102合金的伸長率分別為17.3%和24.2%，約為鑄態(tài)的3.30倍和4.67倍。兩種合金經(jīng)最初4道次加工后伸長率即得到顯著的提升。

由圖5(b)和(d)可知，與固溶+時(shí)效處理的試樣相比，固溶+16道次合金的屈服強(qiáng)度和伸長率均更高。對(duì)ZL101合金：固溶+時(shí)效和固溶+16道次試樣的抗拉強(qiáng)度分別為304 MPa和265.7 MPa，約為鑄態(tài)的1.35倍和1.18倍；固溶+時(shí)效和固溶+16道次試樣的伸長率分別為9.78%和17.76%，約為鑄態(tài)的1.87倍和3.39倍。對(duì)ZL102合金：固溶+時(shí)效和固溶+16道次試樣的抗拉強(qiáng)度分別為174.4 MPa和209.5 MPa，約為鑄態(tài)的1.16倍和1.39倍；固溶+時(shí)效和固溶+16道次試樣的伸長率分別為9.82%和26.1%，約為鑄態(tài)的1.90倍和5.04倍。

圖6對(duì)比了兩種合金在相同加工狀態(tài)下的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率。由圖6可知，兩種鑄態(tài)合金的強(qiáng)度和伸長率均隨著擠壓道次的增加而增加，變化規(guī)律基本相同。兩種合金經(jīng)固溶+16道次ECAP加工后抗拉強(qiáng)度略有降低，而伸長率更大；固溶時(shí)效處理后兩種合金的屈服強(qiáng)度較鑄態(tài)合金有所提高，但不及固溶+16道次ECAP加工試樣提高明顯，且后者塑性更佳。

圖5 ZL101和ZL102合金經(jīng)不同加工后的拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖6 不同加工狀態(tài)下ZL101和ZL102合金力學(xué)性能的對(duì)比

ZL101合金與ZL102合金的Si含量分別為6.5%~ 7.0%和10%~13%，均為亞共晶鋁硅合金，且ZL102合金的硅含量稍高。由圖6可知，ZL101合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度比ZL102合金的更高，而伸長率低于ZL102。這是由于鑄態(tài)ZL102合金中含有更為粗大且棱角鋒利的共晶硅相，對(duì)基體的割裂作用以及棱角處引起的應(yīng)力集中更加嚴(yán)重，在受力時(shí)易形成裂紋源，裂紋源的形成可以使釘扎的位錯(cuò)得到松弛，降低了ECAP的加工硬化效果，這就使得擠壓態(tài)ZL102的強(qiáng)度降低，但其塑韌性卻更優(yōu)。而ZL101合金中的針狀共晶硅相更加細(xì)小，故經(jīng)ECAP后，ZL101合金中彌散分布于(Al) 基體上的共晶硅顆粒之間的位錯(cuò)滑移距離更短，在共晶硅顆粒界面處的位錯(cuò)塞積群長度減小，且減少了應(yīng)力集中，延緩裂紋的形成，故ZL101合金的強(qiáng)度更高。

2.3 拉伸斷口形貌分析

圖7所示為不同加工狀態(tài)下ZL101合金的拉伸試樣斷口形貌。由圖7(a)可知，鑄態(tài)ZL101合金拉伸斷口中僅存在少數(shù)卵形韌窩，韌窩很淺且直徑較大，斷口上存在較多撕裂棱，微觀上看屬于準(zhǔn)解理斷裂；由圖7(b)可知，合金經(jīng)12道次ECAP加工后，拉伸試樣斷口中可看到大片互相連接，尺寸不均勻且較深的撕裂韌窩，屬于韌性斷裂；由圖7(c)可知，固溶+16道次處理后合金的拉伸試樣斷口有直徑大且深的韌窩，屬于韌性斷裂；由圖7(d)可知，經(jīng)固溶時(shí)效處理后合金的拉伸試樣斷口中韌窩數(shù)量明顯減少，出現(xiàn)解理斷裂區(qū)，材料韌性下降。

圖8所示為不同加工狀態(tài)下ZL102合金的拉伸試樣斷口形貌。由圖8(a)可知，鑄態(tài)ZL102合金拉伸試樣的斷面由一系列解理面構(gòu)成，高度不同的解理面相交形成了眾多的解理臺(tái)階，幾乎沒有韌窩，斷裂方式屬于典型的解理斷裂；由圖8(b)可知，經(jīng)12道次ECAP加工后ZL102合金的拉伸試樣，其斷面由大量相互連接的拉長韌窩和卵形韌窩構(gòu)成，韌窩較深，尺寸小且較均勻，屬于韌性斷裂；由圖8(c)可知，固溶+16道次處理后合金試樣的拉伸斷口有直徑大且深的韌窩，屬于韌性斷裂；由圖8(d)可知，經(jīng)固溶+時(shí)效處理后合金的拉伸斷面存在解理面和解理臺(tái)階，還有部分撕裂棱，斷裂方式以解理斷裂為主，材料韌性下降。ZL102合金經(jīng)固溶+時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度提高不大，這與該試樣本身存在的孔洞、疏松等鑄造缺陷密切相關(guān)。

圖7 不同加工狀態(tài)下ZL101合金拉伸試樣斷口的SEM像

圖 8 不同加工狀態(tài)下ZL102合金拉伸試樣斷口的SEM像

綜上所述，兩種鑄態(tài)合金隨著ECAP道次增加，合金組織變得越來越均勻，試樣拉伸斷口的韌窩變深且數(shù)量增加，韌窩尺寸變小，合金的斷裂方式由解理斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。因此，ECAP加工后材料韌性得到提高；固溶+16道次ECAP加工和固溶+時(shí)效處理均能提高合金的韌性，且前者提高效果更明顯。

2.4 硅形態(tài)對(duì)鋁硅合金力學(xué)性能的影響

由圖3(a)~(b)可知，鑄態(tài)下ZL101和ZL102合金中的共晶硅相分布很不均勻，多數(shù)共晶硅的相間距很大，位錯(cuò)滑移距離長，共晶硅界面處的位錯(cuò)塞積群長度大，該處的應(yīng)力集中嚴(yán)重，易產(chǎn)生裂紋源，降低了合金的力學(xué)性能。ECAP加工和固溶+ECAP等工藝加工過程中發(fā)生了不同程度的層錯(cuò)、位錯(cuò)增殖、動(dòng)態(tài)回復(fù)以及應(yīng)力松弛等[11]，使得共晶硅在基體上的分布變得彌散均勻，共晶硅界面處的位錯(cuò)塞積群長度減少，應(yīng)力集中減小，延緩裂紋的萌生，故共晶硅在(Al)基體上彌散分布有益于提高鋁硅合金的力學(xué)性能。

KIM等[16]對(duì)Al-Si-Mg合金進(jìn)行ECAP加工后發(fā)現(xiàn)，該合金經(jīng)6道次擠壓后晶粒細(xì)化至2~3 μm，經(jīng)10道次擠壓后組織更加均勻，基體中的共晶硅被打碎，且基體不斷被細(xì)化，綜合力學(xué)性能顯著提高。NIINOMI等[17]的研究也表明，鋁硅合金的力學(xué)性能與共晶硅的形貌、尺寸和分布以及鋁基體的枝晶尺寸密切相關(guān)。鑄態(tài)ZL101和ZL102合金組織中的共晶硅多呈粗大針片狀、部分呈多角板狀，會(huì)對(duì)(Al)基體的連續(xù)性產(chǎn)生嚴(yán)重的割裂作用[15]，在合金承載時(shí)易產(chǎn)生應(yīng)力集中，萌生裂紋源，降低材料的拉伸力學(xué)性能，故鑄態(tài)下的兩種合金強(qiáng)度和塑性均不高。采用ECAP技術(shù)能有效的細(xì)化晶粒，使材料的力學(xué)性能得到較大提高，這主要是由于材料發(fā)生了細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化[18]。

ECAP加工后能有效提高ZL101和ZL102合金的力學(xué)性能，主要?dú)w因于ECAP能有效細(xì)化共晶硅，改善共晶硅的形貌，使得共晶硅的形狀在擠壓后變?yōu)轭w粒狀或球狀，且棱角在鑄態(tài)共晶硅的基礎(chǔ)上發(fā)生不同程度的鈍化。一方面減少了應(yīng)力集中，延緩了裂紋的形成；另一方面顆粒狀的共晶硅可釘扎位錯(cuò)，提高ECAP的強(qiáng)化效果，使合金強(qiáng)度提高。同時(shí)，ECAP加工和固溶+ECAP等處理后，由于共晶硅尺寸變小，位錯(cuò)滑移距離縮短，在硅顆粒界面處的位錯(cuò)塞積群變短，從而降低界面處的應(yīng)力集中，降低了裂紋萌生的幾率，這也是ZL101合金強(qiáng)度高于ZL102合金的原因之一。并且，細(xì)小的共晶硅粒也比較容易協(xié)同基體的塑性變形，再加上晶界對(duì)裂紋的擴(kuò)張也有一定的阻礙作用，晶粒細(xì)化使得晶界數(shù)量增多，使裂紋擴(kuò)展困 難[19?20]。因此，具有尺寸細(xì)小、形貌圓鈍化共晶硅顆粒的鋁硅合金其力學(xué)性能更優(yōu)。

3 結(jié)論

1) ECAP能有效地細(xì)化ZL101和ZL102合金的組織，共晶硅的細(xì)化程度隨著ECAP道次的增加而增大，并由針片狀變?yōu)榱钋依饨氢g化。共晶硅的細(xì)化、形貌鈍化及其在基體上的均勻分布有利于提高合金的力學(xué)性能。

2) ECAP加工顯著改善了鑄態(tài)鋁硅合金的塑性。擠壓12道次后，ZL101合金伸長率達(dá)17.3%(約為鑄態(tài)的3.3倍)，ZL102合金伸長率達(dá)24.2%(約為鑄態(tài)的4.67倍)。塑性提升主要發(fā)生在前4道次ECAP加工，隨擠壓道次增加，伸長率的增幅較小。

3) ECAP能有效提高鑄態(tài)鋁硅合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。擠壓12道次后，ZL101合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)277.2 MPa(約為鑄態(tài)的1.23倍)，ZL102合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)237.5 MPa(約為鑄態(tài)的1.58倍)。

4) ECAP加工提高了鋁硅合金的韌性。隨著ECAP道次增加，合金的斷裂方式由解理斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。

5) 固溶后進(jìn)行ECAP可獲得優(yōu)良的強(qiáng)韌組合，固溶+16道次ECAP加工后ZL102合金的伸長率和抗拉強(qiáng)度分別為26.1%和209.5 MPa，約為鑄態(tài)的5.04倍和1.39倍。

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(編輯 王 超)

Effect of equal-channel angular pressingon Si particles morphology and mechanical properties of Al-Si alloys

ZHENG Yu-xi1, MA Ai-bin1, 2, JIANG Jing-hua1, 2, SONG Dan1, 2

(1. School of Mechanics and Materials, Hohai University, Nanjing 210098, China;2.Suqian Institute, Hohai University, Suqian 223800, China)

Two casting Al-Si alloys(ZL101 and ZL102) were processed by multi-pass equal-channel angular pressing (ECAP) for grain refinement, and the effects of morphology change of Si particles on their mechanical behaviors were studied. The results show that ECAP could effectively reduce the size of needle-like eutectic silicon and homogeneously disperse it in the Al matrix. The alloy with small and obtuse silicon particles dispersed in the Al matrix has better mechanical behaviors. ECAP can simultaneously improve the strength and plasticity of the as-cast alloys. The elongation and the tensile strength of the ZL102 alloy after solution-treatment plus 16 ECAP passes are 5.04 and 1.39 times as much as those of the as-cast sample, respectively. With the increase of the pressing pass, the fracture mechanism of two alloys changes from brittle fracture to ductile fracture. The combination of solution treatment and ECAP can obtain excellent strength and plasticity of the Al-Si alloys, which can meet the needs of manufacturing industry.

Al-Si alloy; equal-channel angular pressing; grain refinement; eutectic silicon; mechanical behavior

Project(BK20131373) supported by the Natural Science Foundation of Jiangsu Province, China

2015-09-29; Accepted date:2016-04-08

MA Ai-bin; Tel: +86-25-83787239; E-mail: aibin-ma@hhu.edu.cn

1004-0609(2016)-12-2506-10

TG146.2

A

江蘇省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(BK20131373)

2015-09-29；

2016-04-08

馬愛斌，教授，博士；電話：025-83787239；E-mail: aibin-ma@hhu.edu.cn