兩種工程用鋁合金的強(qiáng)化技術(shù)研究.pdf

1、鋁合金在工業(yè)上的大范圍使用雖然較晚，但已發(fā)展成為除鋼鐵外的第二大金屬材料，其發(fā)展速度可見一斑。在汽車的輕量化方面，鋁合金的應(yīng)用起著很大作用，利用鑄造鋁合金代替原有的鋼鐵材料，不僅可以減輕汽車的總體質(zhì)量，還可以節(jié)省能耗，減少污染。在變形鋁合金方面，鋁板、鋁帶、鋁管等鋁材料也廣泛應(yīng)用在建筑、包裝、機(jī)械等方面。目前，由于鋁合金的強(qiáng)度較低，嚴(yán)重限制了其發(fā)展，因此，開發(fā)出新成分、新工藝的高強(qiáng)度鋁合金已成為目前研究的重中之重。本論文一部分以鑄造Al

2、-Si合金為對象，研究可提高其強(qiáng)度的強(qiáng)化手段；另一部分依據(jù)“高性能鋁單板材料的研制”項(xiàng)目，研究可提高Al-Mn合金強(qiáng)度，并保持其良好塑性的強(qiáng)化手段。
　　本文利用拉伸試驗(yàn)、金相顯微鏡、偏光顯微鏡、掃描電鏡及能譜分析、X射線衍射、電化學(xué)腐蝕、熱分析等手段來研究合金化、細(xì)化變質(zhì)、熱速處理以及熔體復(fù)合處理對Al-Si及Al-Mn合金的影響。
　　確定Al-Si合金基體成分為：Al-9Si-0.5Mg。利用差示掃描量熱分析（DSC）

3、，發(fā)現(xiàn)合金在855~885℃范圍出現(xiàn)熔體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。根據(jù)此溫度范圍確定Al-9Si-0.5Mg合金的熱速處理溫度為830℃~990℃。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，隨著熱速處理時(shí)熔體溫度的改變，合金的力學(xué)性能及微觀組織也發(fā)生改變。當(dāng)合金熔體溫度達(dá)到930℃并保溫20min后，加入冷料時(shí)熔體溫度快速降到澆注溫度（760℃）并保溫10min時(shí)，合金的力學(xué)性能達(dá)到最好，它的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、硬度以及伸長率與常規(guī)熔煉工藝下相比分別提高了24.3％、37.7%、

4、82.9%、21.8%。合金的中α-Al晶粒由粗大的枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罨虻容S狀晶粒，共晶Si則由長針狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，可見熱速處理可使合金的微觀組織得到明顯細(xì)化。
　　在 Al-9Si-0.5Mg合金中加入稀土 Y也可使合金的力學(xué)性能得到一定提高，在加入0.2%Y后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率、硬度均達(dá)到最大值，比未添加Y時(shí)分別提高了12.8%、17.2%、31.9%、9.6%。Y在加入合金后會(huì)吸附在 Si生長臺(tái)階上，改變Si的生

5、長方式，使共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀。此外，加入Y后，還可以提高合金的耐腐蝕性。通過對新制備出的 Al-3Ti-3B-1Y中間合金進(jìn)行 XRD、SEM、EDS分析可知在Al-3Ti-3B-1Y中存在著 TiB2、AlB2、TiAl3和 Ti4Al43Y6相，作為中間合金加入到 Al-Si合金中后，各相所起到的形核作用其機(jī)理略有不同。當(dāng)加入3%Al-3Ti-3B-1Y后，合金的晶粒得到明顯細(xì)化，α-Al由于形核核心的增多所生成的晶粒也較細(xì)小，共

6、晶 Si同樣轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，同時(shí)合金的力學(xué)性能得到提高，其抗拉強(qiáng)度提高了19.3%；屈服強(qiáng)度提高了28.3%；伸長率提高了65.1%；硬度提高了20.5%。
　　熱速處理可從工藝上改善Al-Si合金性能，細(xì)化變質(zhì)處理通過加入外加形核劑來改善 Al-Si合金性能，因此將兩者復(fù)合，即采用熔體復(fù)合處理的方法來強(qiáng)化 Al-Si合金。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，最佳的熔體復(fù)合處理工藝為：首先對 Al-9Si-0.5Mg合金在熔體溫度為930℃時(shí)進(jìn)行熱速處理

7、，待合金溫度降到澆注溫度760℃時(shí)，加入3%Al-3Ti-3B-1Y中間合金，保溫后澆注。通過對不同強(qiáng)化方式的綜合比較后發(fā)現(xiàn)，合金在經(jīng)過熔體復(fù)合處理后，其綜合力學(xué)性能最佳。此時(shí)，Al-9Si-0.5Mg合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、硬度、伸長率與未處理的合金相比分別提高了31.2%、22.6%、25.6%和80.5%。α-Al晶粒與共晶Si也得到了較好的細(xì)化。
　　在Al-1.2Mn合金中加入稀土Y以及Al-5Ti-1B中間合金都可使

8、Al-1.2Mn合金的晶粒得到不同給程度的細(xì)化，尤其是加入Al-5Ti-1B中間合金后，Al-1.2Mn的晶粒由粗大枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^小的等軸狀晶粒，合金中第二相粒子也變小，形貌改變，粗大骨骼狀第二相減少。同時(shí)Al-1.2Mn的強(qiáng)度得到稍許提升，但伸長率提高較大，合金塑性較好。
　　在加入Mg、Si后，Al-1.2Mn合金的強(qiáng)度提高幅度很大，但伸長率急劇降低，合金的塑性變差。當(dāng)Si加入量較高時(shí)，會(huì)與Fe形成骨骼狀α-Al12(FeM

9、n)3Si相，影響合金性能，必須嚴(yán)格控制Mg、Si加入量。為提高合金的塑性，在Mg、Si強(qiáng)化后的Al-1.2Mn合金中加入Al-5Ti-1B中間合金后，合金的強(qiáng)度繼續(xù)提高，伸長率略有降低，但仍可保持在20%以上，此時(shí)制備出的合金在具有高強(qiáng)度的同時(shí)保持了良好的塑性。Mg、Si及Al-5Ti-1B的最佳加入量分別為0.5%、0.3%和2%，此時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到156MPa、屈服強(qiáng)度達(dá)到64MPa、硬度達(dá)到了52HB，分別提高了35.6%、