超聲振動下Sr對A380合金組織性能的影響

雷吉平, 余劍武, 李承波, 陳健美, 羅 紅

(1. 湖南大學 機械與運載工程學院, 湖南 長沙 410082; 2. 湖南涉外經(jīng)濟學院 機械工程學院, 湖南 長沙 410205; 3. 中南大學 材料科學與工程學院, 湖南 長沙 410083)

Al-Si-Cu系合金具有優(yōu)良的鑄造性能,如收縮率低、流動性好和熱裂傾向性小等特性,廣泛用做汽車化油器、汽缸體、缸蓋、機車減震器、引擎齒輪箱、齒輪箱等零部件.因鑄造Al-Si合金中存在粗大、長針狀或板狀的共晶Si相,使合金的強度和塑性明顯降低,因此一般都要進行變質(zhì)處理,通過改變共晶Si相的形貌和分布,促進合金綜合性能得到改善提高.而今,通過實踐應(yīng)用驗證,能細化共晶Si相的變質(zhì)劑有Na,Sr,Te,Sb,Ba和RE[1-2].對于亞共晶Al-Si合金,國內(nèi)采用較多的是Na鹽做變質(zhì)劑,但其具有變質(zhì)工藝過程復雜、對人體有害和對環(huán)境易產(chǎn)生污染等缺點而不受歡迎.Sr對鋁硅合金的共晶Si有很好的變質(zhì)作用,少量的Sr加入就可以使粗大針片狀Si相開始細化,共晶Si相變?yōu)槎贪魻?試樣斷口晶粒粗大、平整,繼續(xù)增加Sr加入量,Al-Si合金共晶組織發(fā)生突變,共晶硅成纖維狀.

國外已采用 Sr 變質(zhì)取代Na鹽.由于Sr具有吸收率高,在合金中保留時間長且性能穩(wěn)定,可以以中間合金的形式加入,以及無煙霧等優(yōu)點,因而Sr逐漸取代Na成為Al-Si合金中共晶Si的主要變質(zhì)元素[3].20世紀80 年代,美國、日本等國成功采用 Sr 及其化合物用作變質(zhì)劑,在鑄造鋁合金工業(yè)上得到廣泛應(yīng)用.

近年來,國內(nèi)也采用 Sr 及其化合物作為變質(zhì)劑進行相關(guān)試驗研究和生產(chǎn)實踐.文獻[4]研究表明:當加入不同質(zhì)量分數(shù)的Sr時,合金微觀組織中的α-Al相和共晶Si相均明顯細化,初生樹枝狀α-Al相幾乎全被破碎,晶核數(shù)量明顯增多,尺寸變?yōu)榧毿?形貌成為近似球狀,而共晶Si相則呈纖維狀.而超聲振動引入熔體細化晶粒的研究在20世紀20～30年代就已開始.文獻[5]研究了導入超聲振動使Al-Si-Cu合金的產(chǎn)生了小球狀α-Al和點碎狀共晶Si相,降低了針孔度,進一步促進抗拉強度和延伸率的提高.文獻[6]在7085鋁合金凝固過程中施加超聲外場的研究中發(fā)現(xiàn),超聲外場能促使晶粒從樹枝晶形態(tài)向等軸晶形態(tài)轉(zhuǎn)變,分布更加均勻,顯著細化鑄錠晶粒.文獻[7]研究發(fā)現(xiàn)超聲細化晶粒的效果最佳持續(xù)施振時間為100 s.但是關(guān)于在超聲振動作用下添加Sr對鑄造A380鋁合金變質(zhì)行為的研究鮮有報道.

為此,本研究以鑄造A380鋁合金為研究對象,在金屬型鑄造條件下,分析在超聲振動作用下不同質(zhì)量分數(shù)的Sr對A380鋁合金微觀結(jié)構(gòu)特性和力學性能的影響,并探討其作用機理.

1 試驗材料及方法

試驗材料為A380鋁合金,其成分為Al-9.25%Si-3.12%Cu-0.58%Fe(其中的數(shù)值為質(zhì)量分數(shù)),采用工業(yè)純鋁(質(zhì)量分數(shù)99.88%)、硅(質(zhì)量分數(shù)99.98%)、銅(質(zhì)量分數(shù)99.98%)、Al-8Fe和Al-10Sr中間合金熔煉配制而成,在合金中添加Sr的質(zhì)量分數(shù)分別為0.05%,0.10%,0.15%,0.20%和0.25%,熔煉設(shè)備為100 kg熔鋁爐.在750 ℃進行熔煉,對熔體合金進行排氣、精煉、扒渣,降溫到720 ℃,靜置20 min,冷卻到640 ℃;分為二份,一份直接澆注到已預熱到500 ℃的標準鋼模中,一份施加高強超聲振動，攪拌100 s后,澆注到已預熱到500 ℃的標準鋼模中,鑄造試樣的規(guī)格為Φ15 mm×180 mm,在室溫冷卻后取出試樣.超聲波電源系統(tǒng)采用最大功率為1 000 W,頻率為33～36 kHz數(shù)顯自動調(diào)頻超聲波發(fā)生器(型號為USC-351C);超聲振動系統(tǒng)還包含PZT壓電陶瓷換能器和變幅桿及鈦合金工具頭.

試樣取樣加工成Φ10 mm的標準拉伸試樣,在KKQL-300微機控制萬能材料試驗機上進行室溫拉伸,拉伸速率為0.5 mm·min-1,測試合金的抗拉強度和伸長率.采用HVS-1000數(shù)顯顯微硬度儀測量試樣硬度.試樣經(jīng)磨制、拋光和腐蝕后,在LeicaDwIL LED金相顯微鏡下進行組織觀察;采用Bruker D8X射線衍射儀對試樣進行X射線衍射,根據(jù)其衍射圖譜,分析試樣相的成分;在EVO MAI10ZEISS型掃描電鏡上進行能譜儀檢測試樣相的組成元素、試樣拉伸斷口形貌;從標準試棒中截取2 mm以內(nèi)厚度的試樣,用500#,800#和5 000#金相砂紙研磨試樣到70～100 μm,采用電解雙噴后在透射顯微電子電鏡(Tecnai G2FA20)上進行納米組織觀察.

2 試驗結(jié)果

2.1 力學性能

2.1.1 硬度

圖1為在有、無超聲振動作用下Sr質(zhì)量分數(shù)對A380鋁合金硬度的影響.由圖1可知:隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,硬度先增加后降低,在Sr質(zhì)量分數(shù)為0.15%時硬度值最大;未添加Sr和無超聲振動的合金的初始硬度為88 BHN；添加0.15%Sr時,有、無超聲振動作用下合金硬度分別增加至108,106 BHN,分別提高22.7%,20.5%,而后隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,硬度開始下降.

圖1 有、無超聲振動作用下Sr質(zhì)量分數(shù)對A380鋁合金硬度的影響

2.1.2 拉伸性能

圖2為在有、無超聲振動作用下Sr質(zhì)量分數(shù)對A380鋁合金拉伸性能的影響.

圖2 有、無超聲振動作用下Sr質(zhì)量分數(shù)對A380鋁合金拉伸性能的影響

由圖2可知:隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,抗拉強度(σb)、屈服強度(σ0.2)和伸長率(EL)等3個性能指標先提高后降低,在Sr質(zhì)量分數(shù)為0.15%時最佳.與未添加Sr且無超聲振動的合金相比,添加Sr和無論有無超聲振動作用下的合金抗拉強度、屈服強度和伸長率等3個性能指標都得到提高.在A380合金添加0.15%Sr時改善最佳,未添加Sr且無超聲振動的A380合金鑄態(tài)下抗拉強度、屈服強度和伸長率等3個性能指標分別達到210 MPa,143 MPa和2.23%;當w(Sr)=0.15%,無超聲振動時,A380合金鑄態(tài)下3個性能指標分別為305 MPa,219 MPa,3.78%;當w(Sr)=0.15%,且有超聲振動時,3個性能指標分別為318 MPa,227 MPa和3.99%;與未添加Sr且無超聲振動情況相比,當w(Sr)=0.15%時,在無超聲振動的情況下,抗拉強度、屈服強度和伸長率等3個性能指標分別提高了45.2%,53.1%,62.2%；在有超聲振動的情況下，抗拉強度、屈服強度和伸長率等3個性能指標分別提高了51.4%,58.7%,71.2%.而后隨著w(Sr)增加,抗拉強度、屈服強度和伸長率等3個性能指標都開始下降.

2.1.3 斷口形貌

圖3為在超聲振動作用下添加不同質(zhì)量分數(shù)Sr的A380合金的斷口形貌.由圖3可知:A380鋁合金斷口表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂性質(zhì)和類似解理特性;圖3a顯示,超聲振動下,未添加Sr的合金斷口表面脆性沿晶斷裂;圖3b,c的合金斷口表面也是脆性沿晶斷裂,由于Sr的添加和超聲振動的作用還存在不少的小韌窩,顯示混合型斷裂.

2.2 顯微組織分析

圖4為在有超聲振動作用或無超聲振動作用下,添加不同質(zhì)量分數(shù)的Sr的A380鋁合金微觀組織的照片.合金中未添加Sr與無超聲振動時,如圖4a所示,其晶粒粗大,可以看到粗大發(fā)達的初生α相和樹枝狀第二相,共晶Si相和中間化合物相呈長針狀、片狀和團塊狀晶粒,晶粒的大小不均勻,晶間分布著近乎連續(xù)的第二相和少量晶內(nèi)第二相,晶界處存在較多的非平衡共晶組織;隨Sr質(zhì)量分數(shù)的增加和超聲振動的導入,如圖4b,e,f所示,初生α相形態(tài)有所變圓,大的樹枝狀晶數(shù)量減少,共晶Si相和中間化合物相呈短針狀、小片狀和小團塊狀,數(shù)量有所增多;圖4c,g為Sr質(zhì)量分數(shù)為0.15%時的初生α相,其形態(tài)比較圓潤,呈球化態(tài),大的樹枝狀晶幾乎消失,長片狀共晶Si和中間化合物變?yōu)槿湎x狀和點狀,晶粒明顯細化,分布較均勻,此時合金形貌最佳;圖4g晶粒細化效果好于圖4c,這是引入超聲振動的效果;圖4d,h初生α相的形態(tài)又變粗,大的樹枝狀晶又產(chǎn)生了,長片狀共晶Si相和中間化合物相也出現(xiàn)了,晶粒有所粗化,且分布不均, 晶粒兩極分化現(xiàn)象,晶界寬大,且出現(xiàn)明顯第二相,相鄰晶粒間出現(xiàn)搭接、長大、團聚現(xiàn)象,晶粒邊界尖銳,晶粒大小不一，且尖銳的晶界會引起應(yīng)力集中,不利于強度提高[8].

圖4 有、無超聲振動下添加不同質(zhì)量分數(shù)Sr的A380鋁合金微觀組織

為了能夠定量地比較不同質(zhì)量分數(shù)Sr的A380合金初生α相的大小,采用Image-Pro Plus 6.0 軟件對微觀組織進行計算分析,得到初生α相平均晶粒尺寸和形狀因子為

(1)

F=4πA/P2,

(2)

式中:A為晶粒面積;P為晶粒周長.合金平均晶粒尺寸D越小,合金形狀因子F越接近1,表明合金晶粒越圓整.通過對不同質(zhì)量分數(shù)Sr的A380合金微觀組織中初生α相的分析,其平均尺寸和形狀因子如圖5所示.

圖5 超聲振動下Sr對晶粒尺寸與形狀因子的影響

由圖5可知,隨著合金中添加Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,合金晶粒尺寸先變小后長大.合金中未添加Sr時,晶粒尺寸最大,約為86 μm;當Sr的質(zhì)量分數(shù)為0.15% 時,晶粒尺寸最小,約為42 μm,當Sr質(zhì)量分數(shù)增加至0.25%時,晶粒尺寸有所增加,為68 μm,晶粒間黏結(jié)且有棱角,出現(xiàn)惡化趨勢.圖5也說明了隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,初生α-Al晶粒的形狀因子先增大后減小,由0.38增加到0.71,然后又減小到0.65.說明隨著Sr質(zhì)量分數(shù)增加,初生α-Al相形狀由樹枝狀變得越來越圓整.綜上,隨著Sr與超聲振動的加入,A380合金的初生α-Al相的晶粒尺寸逐漸減小,形狀也變得越來越圓整.

圖6為不同工藝的A380鋁合金XRD結(jié)果.合金中不添加Sr且無超聲振動和添加Sr且有超聲振動作用下的相基本一致,均為Al,Si,CuAl2和Al3FeSi2.圖7為A380鋁合金的SEM照片,對應(yīng)的能譜分析結(jié)果如表1所示.

圖6 不同工藝的A380鋁合金XRD結(jié)果

圖7 A380鋁合金的SEM照片

未添加Sr且無超聲振動的合金組織中α-Al相粗大,共晶Si和Al3FeSi2相呈現(xiàn)出粗大的針片狀和針狀,當其受力時,共晶Si相和Al3FeSi2相尖銳棱角處應(yīng)力集中程度大,畸變能比較高,易在該處產(chǎn)生微裂紋并擴展,合金的強度和塑性較低,此時組織性能較差.添加Sr和超聲振動后,α-Al相晶粒變小且呈球狀,粗針狀、長片狀Si相和Al3FeSi2相變?yōu)榧毿?、點狀及短棒狀,尖銳的棱角因融斷變得較為圓潤;CuAl2相變化不大.而超聲的空化作用和聲流作用將粗針片狀Si相和Al3FeSi2相打碎,使Sr很快較均勻擴散到各個相中,加上Sr對Fe,Si元素的吸附力,很快形成新的形核,達到細化晶粒作用,當Sr質(zhì)量分數(shù)為0.15%時形貌最佳,晶界處化合物分布均勻[9].

圖8為超聲振動作用下添加Sr的質(zhì)量分數(shù)為0.15%的合金TEM和STEM照片.由圖8a的TEM圖像可知,晶內(nèi)存在一些細小點狀粒子,從所對應(yīng)的<001>衍射斑點可以看出,這些相的斑點處于鋁基體斑點之間的1/2位置處,由此可以看出這些相與基體有很好的共格關(guān)系,可以判斷這種相是Al-Sr相,如圖8b所示.從圖8c的STEM照片可以看出,晶內(nèi)存在白色的球形粒子,從圖8d可以看出,這種相里面還有Cu，Sr和Si元素,應(yīng)該是Al-Sr相中溶入Cu和Si原子.

圖8 w(Sr)=0.15%時合金TEM和STEM照片

3 分析與討論

Sr對A380合金的變質(zhì)效果是使合金晶粒尺寸細化,促進合金相的形態(tài)發(fā)生改變,各相組成分布更加均勻.Sr是典型的“吸附”類變質(zhì)元素,在Al-Si共晶生長過程中,Sr吸附在共晶硅的生長界面上,從而“毒化”了部分共晶硅生長面{111}上的“內(nèi)生臺階”,增大了過冷度,提高了孿晶、層錯等生長缺陷的產(chǎn)生機率，孿晶行為更易發(fā)生,硅相在更多方向上生長,使得硅相產(chǎn)生彎折、分叉,硅相形態(tài)向纖維化轉(zhuǎn)變,成為點狀或短簇狀[10].

當Sr添加到A380合金中,Sr與Al-Si相熔合成Al2Si2Sr金屬化合物,且在晶間集聚,使二次枝晶間距變小,使熔體中毒成核;同時,抑制了共晶鋁相的形核與生長.隨著Sr質(zhì)量分數(shù)從0增加到0.15%,A380熔體二次枝晶間距逐漸變小,導致合金組織結(jié)構(gòu)細化,含α-Al相由粗大變?yōu)榧毿A潤的球狀,Si相及金屬中間化合物由長片狀、粗針狀變?yōu)榧毱瑺?、纖維狀、點狀等,且均勻分布.如圖4a-c,力學性能也逐漸提高,如圖1,2所示.隨著Sr的質(zhì)量分數(shù)從0.15%增加到0.25%,因Sr在熔體晶界富集產(chǎn)生Al2Si2Sr金屬化合物過量,在固液界面影響原發(fā)性過冷,使二次枝晶間距變大,同時在Sr作用下含F(xiàn)e等金屬中間化合物體積分數(shù)變小,硬的質(zhì)點變少,α-Al相開始改形變粗、變大，呈板狀、塊狀,Si相及金屬中間化合物也部分呈現(xiàn)長片狀、粗針狀等,且分布不均勻[11],如圖4d所示,合金力學性能開始下降,如圖1,2所示.

隨著超聲振動的導入A380鋁合金,超聲波的空化效應(yīng)一方面產(chǎn)生聲空化作用,激活惰性異質(zhì)顆粒為活性晶核,使它們變得非?；钴S,并參與形核;另一方面產(chǎn)生的高壓沖擊波將本已被Sr細化的α-Al相、共晶Si相和含F(xiàn)e金屬中間化合物等相破碎分散,形成大量形核,同時,高壓沖擊波增加溶體有效過冷度,增大結(jié)晶驅(qū)動力,促進了溶體的形核,最終提高總體形核率,實現(xiàn)鑄錠的晶粒細化.超聲振動中的超聲波引起的聲流作用,一方面聲流的攪拌加速Sr的擴散,Si,Al3FeSi2相在枝晶根部的富集速度與程度加劇,促進其根部頸縮;另一方面在二次枝晶根部的頸縮處,聲流攪拌會造成溶體溫度的波動及能量的起伏,使枝晶根部區(qū)域的合金重新熔化,從而促進其溶斷,晶粒進一步細化,如圖4e-g,合金晶粒尺寸大小、合金相形貌形態(tài)及相的分布狀況均好于圖4a-c,力學性能也隨Sr質(zhì)量分數(shù)的增加而有所提高,如圖1,2所示.當添加0.15%Sr時,合金形貌最佳,綜合性能最好,隨著Sr增加和超聲攪拌的聲流熱效應(yīng),使α-Al相、Si、Al3FeSi2相均有所變大,且分布不均勻,導致晶間結(jié)合力下降,形態(tài)從針狀或盤狀變?yōu)槎提槧罨蚨噙呅伟鍫頪12-13],如圖4h所示,導致合金的力學性能下降，如圖1，2所示.

4 結(jié) 論

1) 隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加與超聲振動的導入,晶粒尺寸先減小后增加,初生α-Al晶粒的形狀因子先增大后減小;當Sr 質(zhì)量分數(shù)為0.15%時,其晶粒尺寸最小,約為42 μm,形狀因子最大,為0.71,當Sr 的質(zhì)量分數(shù)繼續(xù)增加,晶粒尺寸有所增加,形狀因子有所減小.

2) 隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,強度和硬度均先增加后降低.添加0.15%Sr的A380合金性能最佳.與未添加Sr且無超聲振動情況相比,當w(Sr)=0.15%時,在無超聲振動情況下,抗拉強度(σb)、屈服強度(σ0.2)、伸長率(EL)和硬度等4個指標分別提高了45.2%,53.1%,62.2%和20.5%；有超聲振動下4個指標分別提高51.4%,58.7%,71.2%和22.7%.而后隨著Sr質(zhì)量分數(shù)的增加,強度和硬度均開始有所降低.

3) 加入Sr與超聲振動變質(zhì)可以使A380合金的組織細化.當Sr質(zhì)量分數(shù)為0.15%時,對A380合金組織細化效果最理想;Sr對A380合金中共晶Si相的形態(tài)有強烈的變質(zhì)作用,加入0.15%的Sr可以使共晶Si相由粗大針片狀變?yōu)槿湎x狀、點狀和纖維狀.

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