Si相對鑄造Al-Si合金低溫拉伸斷裂行為的影響

馬廣輝，李潤霞，白彥華，李榮德

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Si相對鑄造Al-Si合金低溫拉伸斷裂行為的影響

馬廣輝，李潤霞，白彥華，李榮德

(沈陽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870)

對Al-1Si-0.3Mg和Al-7Si-0.3Mg合金在?80~20 ℃拉伸過程中的斷裂行為進(jìn)行研究。結(jié)果表明：隨著溫度的降低Al-1Si-0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長率均呈上升趨勢；Al-7Si-0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度上升，伸長率卻明顯下降；拉伸過程中Al-1Si-0.3Mg合金中位錯在晶界塞積，易使相鄰晶粒內(nèi)位錯源啟動，使合金具有較高的塑性；Al-7Si-0.3Mg合金的位錯在Si相邊界塞積，使相鄰晶粒內(nèi)位錯源難以啟動，從而造成合金具有較高的強(qiáng)度。

鋁硅合金；低溫；拉伸性能；位錯；硅相

鑄造Al-Si合金作為常用的結(jié)構(gòu)材料受到國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注[1?6]。大量研究表明，在Al-Si合金的塑性變形過程中，Si相發(fā)生斷裂形成微裂紋[1?2, 7?12]。JIEN等[11]研究發(fā)現(xiàn)[11]，Si相破裂只發(fā)生在Al-Si合金的塑性變形階段。DOGLIONE等[12]對A356合金研究發(fā)現(xiàn)，影響Si相斷裂的主要因素有：Si相的尺寸、長寬比和Si相的分布情況。CACERES等[13?14]認(rèn)為，在常溫條件下共晶Si相的斷裂數(shù)量跟形變量成正比，在拉伸過程中尺寸和長寬比較大的Si相最先發(fā)生斷裂，隨著合金的形變量不斷增加，尺寸較小的Si相也開始發(fā)生斷裂，當(dāng)斷開的Si相達(dá)到一定程度時拉伸試樣發(fā)生斷裂。

隨著國內(nèi)高速鐵路的迅速發(fā)展，越來越多的Al-Si合金鑄件(如枕梁)應(yīng)用于高速列車。由于我國北方天氣寒冷，這些Al-Si合金鑄件的長期在低溫環(huán)境中工作，因此Al-Si合金的低溫性能的研究十分重要。但是國內(nèi)外對鋁合金低溫性能的研究主要集中于變形鋁合金。劉瑛等[15?16]對2519、2219、及7039合金在77 K時的拉伸性能研究表明：這3種鋁合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率均有所提高。陳鼎等[17]對除了Al-Si合金之外的其他鋁合金的低溫力學(xué)性能進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，結(jié)果表明：這些鋁合金的強(qiáng)度和伸長率都有一定程度的提高。大量研究認(rèn)為，隨著溫度的降低變形鋁合金的強(qiáng)度增，加硬化指數(shù)升高，塑性變形趨于均勻化，從而合金的伸長率提高[18?21]。隨著Al-Si合金應(yīng)用范圍日益廣泛，其低溫性能開始受到人們的重視。RINCON等[22?23]對A319合金的研究發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的降低該合金的強(qiáng)度升高，而伸長率呈下降趨勢。GOKHALE等[24]在?50~120 ℃的溫度下對A356合金進(jìn)行拉伸測試發(fā)現(xiàn)，Si相破裂數(shù)量隨著溫度的降低而增加。OSAMU等[25?26]通過反復(fù)變形熱處理方法細(xì)化過共晶鋁硅合金中的初生Si相，使低溫伸長率顯著提高。關(guān)于鑄造Al-Si合金低溫性能發(fā)生變化的原因卻鮮有研究報(bào)道。本文作者通過對鑄造Al-1.0Si-0.3Mg和Al-7Si-0.3Mg合金在低溫條件下拉伸性能的分析，討論Si相對鑄造Al-Si合金低溫下強(qiáng)度和塑性的影響規(guī)律及原因。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料分別為Al-1Si-0.3Mg和Al-7Si-0.3Mg合金，其化學(xué)成分如表1所列。合金熔煉在電阻爐內(nèi)進(jìn)行，熔化溫度控制在730 ℃，隨后將Mg以中間合金的形式加入熔體中，采用AlSr5中間合金進(jìn)行變質(zhì)處理。通入氬氣進(jìn)行精煉攪拌后重力澆注成坯錠試樣后進(jìn)行T6熱處理。熱處理工藝為：在525 ℃下進(jìn)行8 h固溶處理，將試樣從爐中取出后立刻在水中淬火，然后在165 ℃下進(jìn)行6 h時效處理。

表1 合金的化學(xué)成分

按照GB/T 13239—2006標(biāo)準(zhǔn)制成拉伸試樣，其中部分試樣經(jīng)過拋光后進(jìn)行拉伸，然后觀察拉伸變形中的位錯滑移帶。拉伸實(shí)驗(yàn)分別在?80~20 ℃環(huán)境下進(jìn)行，拉伸試驗(yàn)機(jī)配備液氮冷卻低溫保溫箱，試樣在實(shí)驗(yàn)溫度下保溫15 min后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，速率為2mm/min。獲得的實(shí)驗(yàn)結(jié)果均為同條件下3個試樣測試值的平均值。

利用TM3030型掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌及位錯滑移帶分布。在斷口附近垂直于斷口方向取樣，經(jīng)過鑲嵌、研磨拋光后制成金相試樣。利用OLYMPUS-GX51型光學(xué)金相顯微鏡對試樣的斷口截面組織形貌進(jìn)行觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 低溫拉伸性能

圖1所示為Al-Si合金的低溫拉伸性能，其中抗拉強(qiáng)度(UTS)和屈服強(qiáng)度(YS)均為工程強(qiáng)度。從圖1(a)可以看出，當(dāng)拉伸溫度由20 ℃下降到?80 ℃時，Al-1Si- 0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度由120 MPa上升到136 MPa，屈服強(qiáng)度由60 MPa上升到68 MPa；而Al-7Si-0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度由272 MPa上升到311 MPa，屈服強(qiáng)度由233 MPa上升到253 MPa。從圖1(b)可以看出，當(dāng)拉伸溫度由20 ℃下降到?80 ℃時，Al-1Si-0.3Mg合金的伸長率有明顯升高，由27.9%升高到34.4%；而Al-7Si- 0.3Mg合金的伸長率略有降低由7.1%下降到5.8%。

圖1 Al-Si合金低溫拉伸性能

2.2 斷口組織及形貌

圖2所示為Al-Si合金不同溫度下拉伸斷口的組織形貌。從圖2中可以看出，Al-1Si-0.3Mg合金組織以初生(Al)為主，在初生(Al)晶粒晶界附近稀疏分布著細(xì)小Si相；而Al-7Si-0.3Mg合金的組織主要包括共晶組織和初生(Al)枝晶，Si相均為顆粒狀和短棒狀，拉伸試樣的斷面穿過斷裂的Si相沿著共晶區(qū)擴(kuò)展，并未撕裂初生(Al)枝晶。20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金斷口處為明顯的韌窩凹坑，在斷口附近的Si相顆處出現(xiàn)大量孔洞(見圖2(a))。Al-7Si-0.3Mg合金的斷口中初生(Al)枝晶發(fā)生較大塑性變形，斷裂的Si相附近鋁基體有明顯的撕裂特征，并在斷口外存在少量的破裂Si相和裂紋(見圖2(b))。?20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金斷口附近的孔洞數(shù)量減少(見圖2(c))。Al-7Si-0.3Mg合金斷口處有大面積的硅相發(fā)生解理斷裂，相鄰的斷裂硅相之間鋁基體開始出現(xiàn)解理平面特征(見圖2(d))。?60 ℃時該Al-1Si-0.3Mg合金的斷口上韌窩底部形貌趨于平緩，鋁基體中孔洞數(shù)量進(jìn)一步減少(見圖2(e))。Al-7Si-0.3Mg合金中相鄰的斷裂硅相之間鋁基體出現(xiàn)更大面積的解理平面，并且在斷口外出現(xiàn)大量破裂的Si相和裂紋(見圖2(f))。

圖2 Al-Si合金不同溫度下拉伸斷口截面形貌

圖3所示為Al-Si合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌，從圖3中可以看出，Al-1Si-0.3Mg合金是韌性斷裂，而Al-7Si-0.3Mg合金是混合型斷裂。20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金斷口中出現(xiàn)較多細(xì)小韌窩，并密集的分布在尺寸較大的韌窩周圍(見圖3(a))。Al-7Si-0.3Mg合金斷口形貌主要由韌窩和撕裂嶺組成，韌窩的底部是Si相解理斷裂產(chǎn)生的小平面(見圖3(b))。?20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金斷口出現(xiàn)撕裂嶺形貌，大韌窩周圍分布的細(xì)小韌窩數(shù)量減少(見圖3(c))。Al-7Si-0.3Mg合金的斷口中鋁基體處開始出現(xiàn)準(zhǔn)解理特征，撕裂嶺的數(shù)量增加(見圖3(d))。?60 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金的斷口大韌窩的尺寸較淺，在韌窩壁和撕裂嶺上出現(xiàn)大量條紋棱(見圖3(e))。Al-7Si-0.3Mg合金的斷口形貌中韌窩的數(shù)量減少，解理面積增加(見圖3(f))。

圖3 Al-Si合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌

3 分析與討論

3.1 Si相對裂紋的影響

Al-1Si-0.3Mg和Al-7Si-0.3Mg合金的斷裂行為具有明顯區(qū)別。圖4所示為Al-Si合金在不同溫度下斷口附近的位錯滑移帶分布情況。從圖4中可以看出，Al-1Si-0.3Mg合金在塑性變形過程中產(chǎn)生大量位錯滑移，在位錯塞積作用下Si相與基體脫離產(chǎn)生微孔洞。Al-7Si-0.3Mg合金在塑性變形過程中產(chǎn)生的位錯滑移較少，位錯在Si相塞積產(chǎn)生應(yīng)力，使Si相發(fā)生斷裂形成微裂紋。20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金斷口附近的位錯滑移帶分布密集并發(fā)生大量交割和交滑移，形成的微孔洞數(shù)量較多(見圖4(a))。Al-7Si-0.3Mg合金斷口附近僅有少量形態(tài)較淺的位錯滑移帶，且斷裂Si相的數(shù)量較少(見圖4(b))。?20 ℃時Al-1Si-0.3Mg合金中位錯交割形成的割階和交滑移形成的彎曲減少，Si相脫落形成的微孔洞減少(見圖4(c))。Al-7Si-0.3Mg合金斷口附近的位錯滑移帶數(shù)量增加且形態(tài)變深，同時破裂Si相數(shù)量增加(見圖4(d))。?60 ℃時該Al-1Si-0.3Mg合金中的微孔洞繼續(xù)減少，位錯的交割和交滑移受到抑制(見圖4(e))。Al-7Si-0.3Mg合金中出現(xiàn)大量的破裂Si相和形態(tài)較深的位錯滑移帶(見圖4(f))。

圖4 Al-Si合金在不同溫度下拉伸的微裂紋和位錯滑移帶分布情況

3.2 Si相對斷裂行為的影響

圖5所示為Al-1Si-0.3Mg合金和Al-7Si-0.3Mg在不同溫度下拉伸的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線。由圖5可以看出，隨著溫度的降低Al-Si合金的強(qiáng)度和彈性模量增加。合金的剪切模量與彈性模量的關(guān)系可以表示為

圖5 Al-Si在不同溫度下拉伸的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖6所示為Al-1.0Si-0.3Mg合金中硅相附近的位錯塞積示意圖。Al-1Si-0.3Mg合金在塑性變形過程中位錯主要在晶界塞積(見圖6(a))。鋁基體中位錯受到的點(diǎn)陣阻力(Peirls-Nabarro force)對溫度變化敏感，在外加切應(yīng)力作用下，位錯塞積的作用力大小為

式中：為滑移面上的位錯數(shù)量；為柏氏矢量；為泊松比；為剪切模量；為滑移面間距；為位錯應(yīng)力場產(chǎn)生的阻力；為其他對溫度不敏感的位錯阻力。其中的大小可以表示為

式中：為位錯源兩頂點(diǎn)距離。隨著溫度的降低剪切模量增大，滑移面間距減小，位錯源兩頂點(diǎn)距離減小，由式(2)~(4)可知，此時位錯塞積的作用力降低，而位錯源臨界應(yīng)力增加。因此在低溫下合金中的位錯源不易啟動，即合金的強(qiáng)度增加。

圖6 Al-1Si-0.3Mg合金中硅相附近的位錯塞積示意圖

Al-1Si-0.3Mg合金中Si相尺寸較小且沿晶界稀疏分布，Si相在少量位錯塞積的作用下很難發(fā)生破裂，從鋁基體中脫落形成微孔洞(見圖6(b))。位錯通過Si相對相鄰晶粒產(chǎn)生的有效作用力可以表示為：

圖7所示為Al-7Si-0.3Mg合金中硅相附近的位錯塞積示意圖。Al-7Si-0.3Mg合金中Si相尺寸較大并緊密分布在初生(Al)枝晶周圍，在塑性變形階段鋁基體內(nèi)產(chǎn)生大量位錯在Si相附近塞積(見圖7(a))。由式(2)~(5)可知，隨著Si相對相鄰晶粒的作用面積增大，Si相對合金產(chǎn)生的強(qiáng)化作用增強(qiáng)，因此Al-7Si-0.3Mg合金的低溫抗拉強(qiáng)度明顯升高。大量的位錯塞積在Si相處產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致Si相發(fā)生破裂(見圖7(b))。

圖7 Al-7Si-0.3Mg合金中硅相附近的位錯塞積示意圖

圖8所示為Al-Si合金在不同溫度下的裂紋擴(kuò)展示意圖。Al-1Si-0.3Mg合金在室溫環(huán)境的拉伸過程中Si相脫落形成應(yīng)力集中，并在微孔洞之間產(chǎn)生局部變形(見圖8(a))。此時，局部變形區(qū)產(chǎn)生大量的位錯塞積和纏結(jié)。隨著形變量的增加，局部變形區(qū)的位錯密度迅速增大，由式(3)可知，位錯應(yīng)力場產(chǎn)生的阻力μ增大，使位錯增殖和運(yùn)動困難，導(dǎo)致非局部變形區(qū)的位錯運(yùn)動。在低溫下合金的剪切模量上升，由式(3)可知，隨著位錯密度增加，位錯阻力μ的上升趨勢加劇，即低溫下Al-1Si-0.3Mg合金的加工硬化指數(shù)增大。與室溫環(huán)境相比Al-1Si-0.3Mg合金在僅有較小的局部變形時，非局部變形區(qū)內(nèi)便產(chǎn)生更多的位錯滑移，使合金整體的塑性變形更均勻(見圖8(b))。因此Al-1Si-0.3Mg合金在低溫下拉伸的斷后伸長率升高。

圖8 Al-Si合金在不同溫度下的裂紋擴(kuò)展示意圖

Al-7Si-0.3Mg合金在室溫環(huán)境的拉伸過程中Si相破裂形成應(yīng)力集中，并產(chǎn)生局部變形形成韌窩(見圖8(c))。隨著溫度的降低，合金的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和加工硬化指數(shù)迅速提高，使在Si相斷裂的瞬間形成較大的應(yīng)力集中。當(dāng)應(yīng)力集中大于鋁原子結(jié)合力的臨界值時，鋁基體來不及利用塑性變形釋放應(yīng)力發(fā)生準(zhǔn)解理斷裂，從而導(dǎo)致合金低溫塑性下降(見圖8(d))。同時，低溫下Al-7Si-0.3Mg合金塑性變形均勻化也是斷口附近Si相斷裂數(shù)量增加的主要原因。

4 結(jié)論

1) 當(dāng)溫度由20 ℃下降至?80 ℃時，Al-1Si-0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率均出現(xiàn)不同程度的提高，而Al-7Si-0.3Mg合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度上升，伸長率下降。

2) Al-1Si-0.3Mg合金中微孔洞主要是由Si相脫落形成的，拉伸過程中位錯容易在晶界塞積所產(chǎn)生的應(yīng)力集中易使相鄰晶粒內(nèi)位錯源啟動導(dǎo)致合金具有較高的塑性。

3) Al-7Si-0.3Mg合金中微裂紋主要是由Si相破裂形成，拉伸過程中位錯在Si相邊緣塞積減小了位錯塞積形成的應(yīng)力集中，使合金的抗拉強(qiáng)度得到明顯提高。

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Effect of silicon phase on tensile fracture of Al-Si alloys at low temperature

MA Guang-hui, LI Run-xia, BAI Yan-hua, LI Rong-de

(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

The tensile mechanical properties of Al-7Si-0.3Mg and Al-1.0Si-0.3Mg alloys at ?80?20 ℃were investigated. The mechanisms of crack initiation and extension at low temperature were analyzed. The results show that the tensile strength, yield strength and ductility of Al-1.0Si-0.3Mg alloy increase with decrease of temperature. The tensile strength and yield strength of Al-7Si-0.3Mg alloy increase, but the ductility of Al-7Si-0.3Mg alloy decreases with the decrease of temperature. During the low temperature tensile process, the dislocations pile up along the boundaries of grains in Al-1.0Si-0.3Mg alloy, which make dislocation sources to trigger easily in the adjacent grains, so the ductility of Al-1.0Si-0.3Mg alloy is improved. But the dislocations pile up at the Si particles in Al-7Si-0.3Mg alloy, which prevents the dislocation sources to trigger in the adjacent grains, so, the strengths of Al-7Si-0.3Mg alloy is greater.

Al-Si alloy; low temperature; tensile property; dislocation; Si phase

Project(LT2002004) supported by the Innovation Team Project in Liaoning Province, China

2016-03-04; Accepted date:2016-05-06

LI Run-xia; Tel: +86-24-25496308; E-mail: runxiali@163.com

1004-0609(2016)-08-1615-09

TG146.3

A

遼寧省創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)項(xiàng)目(LT2002004)

2016-03-04；

2016-05-06

李潤霞，教授，博士；電話：024-25496308；E-mail: runxiali@163.com

(編輯 王 超)