何 衛(wèi)，王利民，李辛庚，宗立君，林玉輝，李成棟*

(1.南瑞集團(tuán)有限公司(國(guó)網(wǎng)電力科學(xué)研究院有限公司),江蘇 南京 211106;2.武漢南瑞電力工程技術(shù)裝備有限公司,湖北 武漢 430415;3.國(guó)網(wǎng)山東省電力公司電力科學(xué)研究院,山東 濟(jì)南 250002;4.青島科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,山東 青島 266042)

由于鋁合金中的過(guò)共晶鋁硅合金具有高強(qiáng)度(比共晶或亞共晶鋁硅合金高20%～40%),耐磨性好(比共晶或亞共晶鋁硅合金高25%～40%)、熱膨脹系數(shù)小、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn),一直受到廣泛關(guān)注[1-3]。過(guò)共晶鋁硅合金的性能優(yōu)化一直是各國(guó)研究學(xué)者重要的研究課題。

過(guò)共晶鋁硅合金的微觀組織中存在著復(fù)雜形貌的初晶硅和共晶硅。初晶硅通常呈現(xiàn)五瓣星形狀、板片狀和八面體狀,共晶硅通常呈現(xiàn)長(zhǎng)針狀,它們嚴(yán)重割裂了過(guò)共晶鋁硅合金的基體[4-5]。當(dāng)硅的尖端及棱角部位在受到外力作用時(shí),容易造成應(yīng)力集中,導(dǎo)致合金的力學(xué)性能大幅度降低,尤其是合金的塑性、韌性及耐磨性等受其影響顯著。這就導(dǎo)致過(guò)共晶鋁硅合金制造的各種零部件在使用及加工過(guò)程中,會(huì)加速機(jī)械的磨損,降低機(jī)械使用壽命。為了滿足工業(yè)需求,通常要對(duì)過(guò)共晶鋁硅合金組織進(jìn)行細(xì)化[6-7]。變質(zhì)處理是目前工業(yè)最常用的細(xì)化過(guò)共晶鋁硅合金的方法。王光磊等[8]通過(guò)熔體反應(yīng)的方法在Al-20Si中加入SiO2粉末制備原位Al2O3/Al-20Si復(fù)合材料,發(fā)現(xiàn)原位反應(yīng)生成Al2O3可使合金中的初晶硅細(xì)化,且隨著SiO2的添加量增加,原位反應(yīng)生成的Al2O3增多,初晶硅的晶粒尺寸從160～180μm減小到40～65μm,復(fù)合材料的硬度從HB 60.19提高到HB 86.69,抗拉強(qiáng)度從102 MPa增加到148 MPa。分析認(rèn)為一方面由于Si和Al2O3之間具有約3%的小晶格失配,Al2O3可以作為初晶硅良好的異質(zhì)形核核心[9]。另一方面當(dāng)Si顆粒成核并在凝固過(guò)程中開(kāi)始生長(zhǎng)時(shí),生長(zhǎng)界面前的Si原子擴(kuò)散到固體中,而Al原子則被向前推動(dòng)。同時(shí),導(dǎo)致Al2O3顆粒、Si顆粒被液相推動(dòng),降低Si生長(zhǎng)速度,從而細(xì)化初晶硅組織[10-11]。

本研究通過(guò)在過(guò)共晶鋁硅合金Al-24Si合金熔體加入Cu O粉末原位反應(yīng)生成Al2O3細(xì)化合金中初晶硅組織,同時(shí)生成的Al2Cu型化合物作為增強(qiáng)相強(qiáng)化合金。由于反應(yīng)生成的Al2O3會(huì)阻礙熱處理過(guò)程中第二相的擴(kuò)散,本課題設(shè)計(jì)了一種新的熱處理工藝,對(duì)變質(zhì)后的過(guò)共晶鋁硅合金熱處理,使合金中的共晶硅球化趨近于短棒狀或粒狀且分布更加均勻,進(jìn)一步提高合金的力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 實(shí)驗(yàn)設(shè)備

井式電阻加熱爐,“魯龍”SG2-3-12型,山東龍口電爐總廠,主要作用為Al-24Si合金的熔煉;箱式電阻加熱爐,“魯龍”SG2-5-12型,山東龍口電爐總廠,主要作用為模具的預(yù)熱以及Cu O粉末的烘干;金相試樣磨拋機(jī),“磨威”MPD-1型,上海光相制樣設(shè)備有限公司,主要作用為變質(zhì)以及熱處理后Al-24Si合金試樣的拋光;電子天平,BS224型,北京賽多斯儀器有限公司,主要作用為Cu O粉末的稱量;雙目倒置金相顯微鏡,“江南”XJP-200型,北京時(shí)代之峰科技有限公司,主要作用為對(duì)變質(zhì)及熱處理后的Al-24Si合金試樣的觀察;維氏硬度計(jì),310 HVS-5型,萊州華銀實(shí)驗(yàn)儀器有限公司,主要作用為對(duì)變質(zhì)及熱處理后的Al-24Si合金的硬度測(cè)試。

1.2 鋁合金變質(zhì)過(guò)程

在箱式電阻加熱爐中放入45＃鋼模具、Al-24Si合金以及稱量好的Cu O粉末隨爐加熱到200℃并保溫2 h。Al-24Si合金變質(zhì)過(guò)程如圖1所示,在井式電阻加熱爐中過(guò)熱到900℃,保溫15 min后,撇去浮渣,然后降溫至700℃加入烘好的氧化銅粉末,保溫15 min后,攪拌,撇去浮渣,升溫至900℃,保溫15 min,降至800℃澆注到45＃鋼模具中,取樣,在金相顯微鏡下觀察分析。

圖1 Al-24Si合金變質(zhì)過(guò)程示意圖Fig.1 Modification process of Al-24Si alloy

1.3 變質(zhì)后鋁合金的熱處理過(guò)程

對(duì)變質(zhì)后的鋁合金進(jìn)行熱處理如圖2所示,將變質(zhì)后的Al-24Si在箱式電阻加熱爐中520℃下分別固溶6、8、10 h,取出后水淬20～30 s,再在箱式電阻加熱爐中150℃下時(shí)效8 h。分別對(duì)固溶后、時(shí)效后的樣品進(jìn)行金相觀察和硬度分析。

圖2 Al-24Si合金熱處理過(guò)程示意圖Fig.2 Heat treatment process of Al-24Si alloy

2 結(jié)果與討論

2.1 CuO的添加量對(duì)Al-24Si合金中微觀組織的影響

Al-24Si合金熔體加入Cu O粉末原位反應(yīng)生成了Al2O3,同時(shí)生成了Al2Cu型化合物。對(duì)其生成的第二相進(jìn)行EDS分析如圖3(a)、(b)所示。從圖3(a)中看出白亮小顆粒的第二相主要由Al、O、Si組成,但Si含量較小,且這種白亮小顆粒主要分布在Si相的周圍,經(jīng)證實(shí)[12],這種白亮小顆粒是原位反應(yīng)生成的Al2O3。對(duì)圖3(b)中白亮魚(yú)骨狀的第二相進(jìn)行區(qū)域面掃描,分析中看出這種魚(yú)骨狀的第二相主要是由Al、Cu組成,且原子比例接近2∶1,經(jīng)證實(shí)[12]這種較大的魚(yú)骨狀的第二相為反應(yīng)生成的Al2Cu型化合物。

圖3 變質(zhì)后合金第二相能譜分析Fig.3 Energy spectrum analysis of the second phase of the modified alloy

圖4為添加不同含量Cu O的Al-24Si合金的微觀組織,圖5為不同Cu O添加量的Al-24Si合金的初晶硅平均尺寸。圖4(a)為未經(jīng)變質(zhì)處理的Al-24Si合金微觀組織,從圖4(a)中可以看出,未經(jīng)變質(zhì)處理的合金的初晶硅呈現(xiàn)粗大的五瓣星狀和板片狀。圖5中可見(jiàn)未經(jīng)變質(zhì)處理的初晶硅晶粒的平均尺寸達(dá)到100.35μm。圖4(b)為添加0.3%Cu O變質(zhì)處理的Al-24Si合金,從中可以看出初晶硅明顯細(xì)化。此外,共晶硅數(shù)量顯著增多,長(zhǎng)度縮短。結(jié)合圖5可知其初晶硅平均晶粒尺寸減小到40.52 μm。圖4(c)為添加0.5%Cu O變質(zhì)處理的過(guò)共晶鋁硅合金,初晶硅得到進(jìn)一步細(xì)化,初晶硅晶粒平均尺寸減小到35.85μm。圖4(d)為添加0.7%Cu O變質(zhì)處理的過(guò)共晶鋁硅合金,初晶硅開(kāi)始增大,晶粒平均尺寸增大到45.19μm。結(jié)合圖4和圖5,Al-24Si合金的晶粒平均尺寸隨著Cu O的添加量的增加呈現(xiàn)先變小后增大的趨勢(shì),當(dāng)Cu O的添加量為0.5%時(shí),合金晶粒細(xì)化效果最顯著,晶粒平均尺寸達(dá)到35.85μm。隨著Cu O的添加量增加,晶粒平均尺寸變大,主要是因?yàn)檫^(guò)量的氧化銅加入使生成的Al2O3團(tuán)聚長(zhǎng)大,其異質(zhì)形核核心和抑制作用減弱,合金中Si形核長(zhǎng)大,細(xì)化效果變差。

圖4 不同含量CuO對(duì)Al-24Si合金微觀組織的影響Fig.4 Effect of Cu O content on microstructure of Al-24Si alloy

圖5 不同CuO添加量的Al-24Si合金初晶硅平均尺寸Fig.5 Average size of primary silicon in Al-24Si alloy with different Cu O content

2.2 熱處理對(duì)Al-24Si合金中組織和性能的影響

從圖5中還可知,當(dāng)Cu O的添加量為0.5%時(shí),Al-24Si合金晶粒細(xì)化效果最顯著。為進(jìn)一步提高Al-24Si合金的性能,對(duì)Cu O的添加量為0.5%的Al-24Si合金進(jìn)行熱處理。圖6(a)為添加0.5%Cu O變質(zhì)后未經(jīng)熱處理的Al-24Si合金的微觀組織,圖6(a)中共晶硅組織呈現(xiàn)細(xì)長(zhǎng)的針狀。圖6(b)為變質(zhì)處理后520℃固溶6 h的Al-24Si合金的微觀組織,共晶硅組織已經(jīng)開(kāi)始發(fā)生明顯的球化趨于短棒狀和粒狀。圖6(c)為變質(zhì)處理后520℃固溶8 h的Al-24Si合金的微觀組織,從中能夠看出共晶硅組織得到進(jìn)一步球化,晶粒尺寸更加細(xì)小。圖6(d)為變質(zhì)處理后520℃下固溶10 h后的共晶硅組織,共晶硅組織與固溶8 h時(shí)基本無(wú)變化。綜上所述,固溶熱處理可使過(guò)共晶鋁硅合金中共晶硅明顯球化,且隨著固溶時(shí)間的增長(zhǎng),其細(xì)化效果越來(lái)越顯著,當(dāng)固溶達(dá)到飽和后共晶硅組織形貌已無(wú)變化,全部呈現(xiàn)為粒狀或者短棒狀。

圖6 不同固溶時(shí)間對(duì)Al-24Si合金微觀組織的影響Fig.6 Effect of different solution time on microstructure of Al-24Si alloy

圖7為不同固溶時(shí)間下的Al-24Si合金的維氏硬度曲線。從圖7看出,硬度曲線呈現(xiàn)先大幅度下降后上升的趨勢(shì)且最終與固溶處理前相比硬度有所下降。這是因?yàn)樵诠倘艹跗?由于強(qiáng)化相的溶解,合金中硅相強(qiáng)化作用減弱,合金的硬度下降。隨著固溶時(shí)間的增長(zhǎng),合金中的溶質(zhì)原子逐漸溶入基體中,基體達(dá)到飽和,阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),固溶強(qiáng)化效果增強(qiáng),硬度開(kāi)始略有增加[13]。

圖7 不同固溶時(shí)間的Al-24Si合金硬度曲線Fig.7 Hardness curve of Al-24Si alloy with different solution time

圖8為不同熱處理工藝狀態(tài)下變質(zhì)處理后Al-24Si合金共晶硅組織形貌。圖8(a)為520℃固溶6 h,150℃下時(shí)效8 h的共晶硅組織;圖8(b)為520℃固溶8 h,150℃下時(shí)效8 h的共晶硅組織;圖8(c)為520℃固溶10 h,150℃下時(shí)效8 h的共晶硅組織。從圖8可見(jiàn),時(shí)效處理后過(guò)共晶鋁硅合金中的第二相從飽和的固溶體中開(kāi)始析出,形成細(xì)小的彌散相,共晶硅形狀主要以短棒狀為主,有少量球狀。過(guò)共晶鋁硅合金中的析出相在合金發(fā)生塑性變形時(shí)阻礙晶體內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而使合金得到強(qiáng)化[14]。

圖8 時(shí)效處理對(duì)Al-24Si合金微觀組織的影響Fig.8 Effect of aging treatment on microstructure of Al-24Si alloy

圖9為不同固溶時(shí)間的Al-24Si合金時(shí)效后的維氏硬度曲線。

圖9 不同固溶時(shí)間的Al-24Si時(shí)效后維氏硬度曲線Fig.9 Vickers hardness curve of Al-24Si aged at different solution time

從圖9看出,固溶6 h時(shí)效8 h后合金的硬度與熱處理前相比降低,因?yàn)闀r(shí)效時(shí)間較短,析出相較少,硬度提升較低;固溶8 h時(shí)效8 h后合金的硬度最高,為維氏硬度HV 77.1,增幅為1.3%;固溶10 h時(shí)效8 h后合金的硬度可能由于固溶10 h,固溶時(shí)間過(guò)長(zhǎng),合金內(nèi)晶粒長(zhǎng)大,抵消部分時(shí)效強(qiáng)化效果。

3 結(jié) 論

1)添加微量的Cu O與Al-24Si合金原位反應(yīng)生成Al2O3可以明顯細(xì)化過(guò)共晶鋁硅合金中的初晶硅。當(dāng)CuO的添加量為0.5%時(shí),晶粒細(xì)化效果最佳,晶粒平均尺寸達(dá)到35.85μm。

2)經(jīng)過(guò)熱處理后的Al-24Si合金中的共晶硅發(fā)生明顯球化,共晶硅組織尺寸減小,呈現(xiàn)短棒狀和粒狀。固溶處理后的合金硬度下降,硬度最大降幅為6.4%。經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后合金相比于熱處理前硬度提高,硬度最大增幅為1.3%。Al-24Si合金最佳的熱處理工藝為520℃下固溶8 h,150℃下時(shí)效處理8 h,維氏硬度HV 77.1。