晶粒尺寸对ZL101合金低温拉伸性能的影响

李润霞，宋丽英，刘昊昕，于宝义

（沈阳工业大学 材料科学与工程学院，辽宁沈阳 110870）

Al－Si合金具有良好的铸造性能和优良的力学性能，被广泛应用于航空航天、汽车等领域[1]。对于铸造Al－Si合金，α－Al晶粒大小是决定合金力学性能的重要因素[2]。目前，通常可以通过加入形核剂、增大过冷度、振动和搅拌等方法细化合金晶粒[3,4]。向铝合金熔液中添加细化剂仍是当前细化晶粒最简单有效的方法，目前应用较为广泛的铝合金细化剂包括 Al－Ti－B、A1－Ti－C 等中间合金细化剂[5]。Al－Ti－B 的细化机理是 Al－Ti－B 加入到铝合金熔液中，与铝熔体中的铝反应生成Al3Ti、TiB2、AlB2等粒子，它们分散到整个合金熔液中并形核，从而起到细化晶粒作用[6]。孙腾飞等人研究铸件壁厚对ZLl01铝合金组织和力学性能的影响时发现，可以通过减小壁厚，缩小二次枝晶臂间距，使针片状共晶硅尺寸降低，即通过改变合金熔炼时金属液的凝固速率提高合金性能[7]。随冷却速率增大，临界形核半径和形核激活能都下降，从而形核率增加，晶粒尺寸明显变小[8～10]。

在拉伸过程中ZL101合金的微裂纹主要由Si相断裂形成，随着拉力的增加，裂纹扩展，使合金断裂失效[11]。Si相的断裂发生在塑性变形阶段，并与铝基体中的位错运动有关[12]。在低温下铝基体内部的位错运动阻力发生改变，影响Al－Si合金中Si相的断裂行为。早期对低温下铝基体中位错运动的研究主要集中于纯铝和变形铝合金的低温塑性变化，在低温下变形铝合金的塑性变形均匀性随强度的增加而明显提高[13]。在低温拉伸试验中A319合金的屈服强度和抗拉强度升高，而伸长率却下降[14]。本课题通过观察低温拉伸断口形貌和显微组织，研究晶粒尺寸对ZL101合金低温力学性能的影响，分析利用不同的处理工艺来改变晶粒尺寸进而对合金低温力学性能产生的作用，并进一步讨论了ZL101合金抗拉强度随温度降低而增加和伸长率随温度降低而降低的原因。

1　试验材料及方法

选用的试验材料为ZL101，合金化学成分见表1。合金熔炼在电阻炉中进行，熔炼温度控制在750°C 左右，加入六氯乙烷(C2Cl6，0.7%)除气精炼，采用金属型和砂型重力铸造成坯锭。设置A、B、C三个对比组，具体试验条件见表2。拉伸试验在配有液氮冷却低温保温箱的WDW－100H万能试验机上进行，试样在拉伸温度下保温10～15min后进行拉伸试验，试验温度为：20℃和-60℃，拉伸件尺寸见图1。利用OLYMPUS-GX51光学显微镜观察试样金相显微组织。将不同条件下的3组合金部分试样进行T6热处理，固溶处理参数：525℃×10h；时效处理参数：165℃×7h。利用S3400N型扫描电子显微镜，观察在不同拉伸温度下的合金拉伸断口附近位错滑移带及裂纹扩展形貌。

表1　ZL101合金的化学成分　ωB/%

表2　合金分组及试验条件

图1　拉伸试样形状及尺寸

2　结果与讨论

图2　晶粒尺寸对ZL101合金低温力学性能的影响

2.1　合金低温拉伸性能

图2为晶粒尺寸对ZL101合金低温力学性能的影响。与A组相比，B、C两组合金抗拉强度、屈服强度和伸长率均得到提高。在20℃拉伸时，A组合金抗拉强度为132MPa，B组合金抗拉强度为159MPa，C 组合金抗拉强度为 148MPa，B、C 组合金抗拉强度分别提高了20.45%、12.12%；A组合金屈服强度为80MPa，B组合金屈服强度为102MPa，C组合金屈服强度为 96MPa，B、C组合金屈服强度分别提高了27.50%、20.00%；A组合金伸长率为2.95%，B组合金伸长率为4.05%，C组合金伸长率为3.50%，B、C组合金伸长率分别提高了37.29%、18.64%。在-60℃拉伸温度下，A组合金抗拉强度为140MPa，B组合金抗拉强度为171MPa，C 组合金抗拉强度为 155MPa，B、C 组合金抗拉强度分别提高了22.14%、10.71%；A组合金屈服强度为 85MPa，B组合金屈服强度为111MPa，C 组合金屈服强度为 105MPa，B、C 组合金屈服强度分别提高了30.59%、23.53%；A组合金伸长率为2.40%，B组合金伸长率为3.70%，C组合金伸长率为3.15%，B、C组合金伸长率分别提高了54.17%、31.25%。

同时，无论合金是否经过细化处理，合金抗拉强度和屈服强度在-60℃拉伸温度下时高于20℃，伸长率则相反。与20℃相比，A组合金抗拉强度、屈服强度分别提高了6.06%、6.25%，伸长率降低了18.64%；B组合金抗拉强度、屈服强度分别提高了7.55%、8.82%，伸长率降低了8.64%；C组合金抗拉强度、屈服强度分别提高了4.73%、9.38%，伸长率降低了10.00%。

图3为晶粒尺寸对ZL101合金低温拉伸断口形貌的影响。合金拉伸断口沿着共晶区扩展并未撕裂初生α-Al枝晶。可以看出，合金断口形貌主要是由韧窝和撕裂岭、解理平台组成，A组合金拉伸断口主要由大面积的解理平台和尺寸较小的韧窝组成；B、C组合金拉伸断口主要由大量韧窝、较小面积的解理平台和撕裂岭组成。与B组相比，C组合金韧窝比例降低、解理平台面积较大。与20℃、同一处理方式下相比，-60℃拉伸温度下合金拉伸断口中解理平台面积增大和撕裂岭数目增多。可以看出，通过进行细化变质处理和提高合金熔炼时熔液凝固速率可以减小晶粒尺寸，进而提高ZL101合金低温拉伸性能。

图3　晶粒尺寸对ZL101合金低温拉伸断口形貌的影响（铸态）

2.2　合金显微组织

图4为铸态时晶粒尺寸对ZL101合金显微组织的影响。

A、B组合金的区别在于是否添加细化剂，B、C组合金的区别在于凝固速率。可以看出，未添加细化剂金属型凝固的A组合金晶粒尺寸最大，晶粒平均尺寸约为65μm；添加细化剂金属型凝固的B组合金晶粒尺寸最小，晶粒平均尺寸约为20μm；添加细化剂砂型凝固的C组合金晶粒尺寸大于B组且小于A组，晶粒平均尺寸约为40μm。

图4　ZL101合金的显微组织（铸态）

图5　合金经T6处理不同温度下拉伸断口附近显微组织

2.3　低温条件下合金裂纹扩展

图5为A、B、C三组合金进行T6热处理后进行低温拉伸的断口附近显微组织形貌，在不同温度下的拉伸断口附近分布着较多位错滑移带和断裂Si相。在塑性变形过程中铝基体内发生位错滑移，大量位错塞积在Si相边界产生应力使Si相发生断裂。A组合金在20℃温度下拉伸断口附近滑移带数目较少且形态较浅，断口附近存在少量断裂Si相，在-60℃温度下拉伸断口附近滑移带数目更少且形态加深，断口附近存在断裂Si相数目增加，见图 5（a）、（b）；B 组合金在 20℃温度下拉伸断口附近滑移带数目最多且形态较浅，断口附近存在大量断裂Si相，在-60℃温度下拉伸断口附近滑移带数目减少且形态加深，断口附近的断裂 Si相数目增加，见图 5（c）、（d）；与 B 组相比，C组合金在20℃和-60℃温度下拉伸断口附近滑移带数目较少且形态较浅，断口附近存在的断裂Si相数目减少，见图 5（e）、（f）。

图6为经过细化处理、金属型凝固的B组合金在在20℃和-60℃温度下的裂纹扩展形貌。观察ZL101合金断裂路径形貌，可以发现，在20℃下，裂纹扩展路径沿着最大剪切应力方向，即断裂面与载荷应力方向约呈45°角；而在-60℃时，在低温拉伸环境的作用下，裂纹扩展路径比较曲折，见图 6（a）、（b）。

根据Hall-Petch公式，合金的屈服强度σ与晶粒尺寸存在如下关系[15]：

式（1）中，σ0为不考虑晶界效应的屈服强度，k为位错钉扎常数，d为晶粒尺寸。可以看出晶粒尺寸越小，合金强度越高。通过添加细化剂以及增加凝固速率可以细化合金晶粒，晶界数目增多，晶界对位错运动具有阻碍作用，所以晶粒尺寸减小合金力学性能提高。

对于具有面心结构的铝合金而言，屈服应力σ（T）可用位错受到的短程阻力σth和长程阻力σi之和来表示，即：

随温度降低，材料晶格热振动能降低，位错运动跨越势垒的阻力(点缺陷、割阶形成过程中产生)增大，而由位错的应力场以及相互交截所产生的长程阻力基本维持不变[16]。因此，温度降低则铝合金材料的屈服强度得以提高，冷处理后位错之间互相缠绕，且有细小的第二相析出，弥散的分布在晶体内部，位错的快速增殖是其强度增加的主要原因。

图6　不同温度下B组合金裂纹扩展形貌（细化、金属型凝固、T6热处理）

3　结论

（1）通过加入Al-Ti-B细化剂和提高合金熔炼时的熔体凝固速率，使得合金晶粒尺寸减小，晶界数目增加，位错运动受到的阻力增加，宏观上表现为ZL101合金综合力学性能得到提高。

（2）合金在-60℃拉伸温度下的抗拉强度和屈服强度高于20℃，伸长率则相反。-60℃拉伸温度下，合金拉伸断口中撕裂岭数目增多，出现了准解理断裂特征。低温环境下，位错运动的短程阻力增加，所以ZL101合金强度得到提高。

（3）在合金中，微裂纹大部分以Si相断裂的方式形成，合金承受拉应力时，拉伸产生的断裂面沿着α-Al晶粒的边缘，贯穿共晶区，在-60℃时裂纹扩展路径比较曲折。与室温下相比，在低温环境下合金断口附近的断裂Si相数目增多，断口附近位错滑移带数目减少且形态加深，合金塑性降低。

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