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在共晶Al-Si合金中加入Cu、Ni、Mg元素形成的Al-Si-Cu-Ni-Mg五元系铸造铝合金,因其优异的室温、高温力学性能,在工业轻量化领域有广泛的应用价值,常被用来生产各种活塞、气缸等部件。目前对Al-Si-Cu-Ni-Mg系铝合金的研究较多的集中在成分和元素的作用上,热处理工艺研究还不够。本文利用软件Pandat和升温DSC曲线来研究合金的相转变,进而确定合理的T6工艺。系统研究了Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金的组织结构、力学性能、热处理工艺。进一步研究了加入元素Nd、V、Zr后合金组织性能的转变、对应的热处理工艺,以及在最佳热处理状态下Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金在不同温度、时间的热暴露条件下的稳定性。Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg铸态合金由α(Al)基体、初生Si、共晶Si、Q相(Al5Cu2Mg8Si6)、Al3CuN i、Al7Cu4N i、θ相(Al2Cu)组成。利用Pandat相图模拟计算得知合金平衡凝固的顺序,凝固时最后固液转变温度为509℃,可以作为固溶温度设计的参考。利用DSC升温曲线分析Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg铸态合金的吸热峰分布,发现铸态合金的第一个吸热峰出现在502.7℃,从相图中可以分析第一个吸热峰对应于Al2Cu的转变温度,为了防止固溶时Al2C u的过热甚至过烧的不利影响,铸态合金的初始固溶温度不应超过502.7℃,基于此设计了单步固溶(495℃×6 h、10 h、14 h)的固溶方案。实验中还发现495℃固溶2h后的固溶态合金升温DSC曲线上没有铸态时的两个最低的两个吸热峰,固溶态的最低吸热峰的开始温度提高到了522.1℃,考虑到温度越高元素溶解度越大,基于此设计了两步固溶((495℃×2 h)+(515℃×4 h、8 h、12 h))的热处理方案。Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg在不同条件下固溶完成后在200℃时效得到合金不同热处理状态下的T6曲线,并测量了对应峰时效态的拉伸力学性能,综合判断本实验中Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金的最佳热处理方案为:(495℃×2 h)+(515℃×8 h)固溶,200℃时效4 h,可以将合金的室温抗拉强度从铸态的212 MPa提高到367 MPa,延伸率从0.44%提高到0.66%;300℃高温抗拉强度从铸态的110MPa提高到160MPa,延伸率从5.0下降到3.0%。本文探究了元素Nd、V、Zr对Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金组织和力学性能的改变,发现加入元素后合金的升温DSC曲线中吸热峰的分布发生变化。加入0.2Nd/0.44Nd后合金没有前两个低温吸热峰,合金的固溶处理只需要单步固溶即可;加入0.2V/0.15Zr后合金的DSC曲线形状不变,但吸热峰的温度提高,因而仍然采用两步固溶,第一步固溶的温度由495℃提高到了500℃。加入元素后的合金的高温性能均得到提高,但是室温力学性能均下降。加入元素后,在合金组织中生成了块状或条状富Nd/V/Zr中间相,这些中间相的高温稳定性较好,因而可以提高合金的高温力学性能,但是由于块状或条状中间相割裂基体,使得裂纹容易萌生,使得室温力学性能出现下降。本文研究Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金在高温长时间热暴露条件下的组织和力学性能转的改变。合金经过最佳T6工艺热处理后进行热暴露,温度分别为200℃、300℃、400℃,时间分别为0h、25h、50h、75h、100h、150h、250h、500h。随着热暴露时间的增加,合金的抗拉强度呈现下降趋势,延伸率呈现上升趋势,最后都趋于稳定。热暴露温度越高,合金抗拉强度下降越快、延伸率上升越快;热暴露500h后合金剩余抗拉强度随着热暴露温度先降低后升高,300℃热暴露时的剩余室温和高温抗拉强度均最低,400℃下降快但是更容易稳定在较高的剩余强度水平。随着热暴露时间的增加,块状粗大的初生硅相不发生变化,细小分布的共晶硅相变得细小,中间相粗大、破裂、球化。热暴露0h时合金拉伸断口断裂方式为准解理+解理的混合断裂模式,随着热暴露时间的增加,断口中撕裂楞的比例开始增加、解理面越来越少、韧窝的数量明显增多,而且韧窝的大小深度也开始增加,合金的延伸率逐渐增加,塑性增强。