【引用格式】

盧才璇，吳昊，馬恒，等.過共晶Al-Si合金初生Si的熱處理球化研究［J］.特種鑄造及有色合金，2024，44（3）：372-376.

Citation:LU C X，WU H，MA H，et al.Spheroidization of primary silicon in hypereutectic Al-Si alloy by heat treatment［J］.Special Casting&Nonferrous Alloys，2024，44（3）：372-376.

鋁合金具備質(zhì)量輕、良好的耐腐蝕性及耐候性等特點(diǎn)，因此作為結(jié)構(gòu)材料在電力行業(yè)被廣泛使用。懸垂線夾和耐張線夾等電力金具主要采用鑄造Al-Si合金，在實(shí)際使用過程中因其與導(dǎo)線直接接觸容易發(fā)熱，常出現(xiàn)尺寸變化、抗咬合負(fù)載能力下降等問題。因此，亞共晶和共晶Al-Si合金性能已難以達(dá)到使用要求，要求開發(fā)熱膨脹系數(shù)比亞共晶和共晶Al-Si合金更小、耐熱性和耐磨性更好的過共晶Al-Si合金。由于Si含量增加，凝固組織中出現(xiàn)棱角尖銳、尺寸粗大的初生Si，使合金易產(chǎn)生裂紋，割裂基體，降低性能，嚴(yán)重限制過共晶Al-Si合金的應(yīng)用。

從降低材料的密度、熱膨脹系數(shù)，提高材料的尺寸穩(wěn)定性、耐磨性的角度出發(fā)，提高過共晶Al-Si合金中的Si含量非常有利，解決這一問題的關(guān)鍵在于控制Si相的形態(tài)，而變質(zhì)處理和合適的熱處理工藝可以有效調(diào)控合金中第二相元素的形態(tài)，是提高Al-Si合金性能的重要手段。

南瑞集團(tuán)有限公司、國(guó)網(wǎng)電力科學(xué)研究院武漢南瑞有限責(zé)任公司、浙江華電器材檢測(cè)研究院有限公司等聯(lián)合研究團(tuán)隊(duì)在2024年第44卷第3期《特種鑄造及有色合金》期刊上發(fā)表了題為“過共晶Al-Si合金初生Si的熱處理球化研究”的文章，作者以過共晶Al-24Si合金為研究對(duì)象，對(duì)經(jīng)過變質(zhì)處理的Al-24Si合金進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散加熱、半固態(tài)加熱處理，促使初生Si均勻、球化，確定了優(yōu)化處理工藝，以提高合金性能。結(jié)果表明，固態(tài)擴(kuò)散加熱最佳參數(shù)為540℃保溫12 h，初生Si逐漸長(zhǎng)大并鈍化；半固態(tài)加熱最佳參數(shù)為615℃保溫15 min，初生Si形態(tài)明顯改善、球化，形狀因子可達(dá)到0.80以上。

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【研究方法】

試驗(yàn)材料為過共晶Al-24Si合金，其化學(xué)成分見表1。

對(duì)Al-24Si合金進(jìn)行變質(zhì)處理的工藝過程主要包括：200℃預(yù)熱干燥合金錠，加熱至800℃待合金完全熔化后，加入ZnS變質(zhì)劑粉末壓入合金液底部并攪拌均勻，保溫30 min后降溫至700℃時(shí)澆注試樣，見圖1。最后，將試樣切割為均勻的圓柱狀短塊，使用金相水磨砂紙打磨、拋光機(jī)機(jī)械拋光得到待用試樣。

圖1  變質(zhì)處理流程示意圖

為了進(jìn)一步改善變質(zhì)處理后的Al-24Si合金中組織分布不均勻的現(xiàn)象，對(duì)變質(zhì)后的Al-24Si合金試樣進(jìn)行加熱處理，促使合金中初生Si分布均勻并發(fā)生球化。

（1）固態(tài)擴(kuò)散加熱處理變質(zhì)后的Al-24Si合金組織中，初生Si的形態(tài)還存在較多尖角，為了改善Si相的組織形態(tài)，特別是初生Si組織，將試樣進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散加熱處理，使得Si相更多地溶入鋁基體中，且通過Si原子的擴(kuò)散作用可以改善初生Si的形態(tài)。固態(tài)擴(kuò)散加熱的溫度需控制在共晶溫度以下，同時(shí)宜避免加熱溫度過高導(dǎo)致初生Si的長(zhǎng)大，本試驗(yàn)采用固態(tài)擴(kuò)散加熱處理溫度為540℃。為了觀察不同時(shí)間內(nèi)初生Si的演變，保溫時(shí)間分別選擇6、12和24 h。固態(tài)擴(kuò)散加熱后的冷卻方式為水冷，以固定高溫?cái)U(kuò)散所得到的組織。固態(tài)擴(kuò)散加熱處理試驗(yàn)方案見表2。

（2）半固態(tài)加熱處理固態(tài)擴(kuò)散加熱處理后的過共晶Al-Si合金中的初生Si組織會(huì)有所改善，但不明顯。為進(jìn)一步改善初生Si的形態(tài)，球化初生Si顆粒，試驗(yàn)采用半固態(tài)加熱處理的方法球化初生Si。二次加熱需要將試樣在半固態(tài)溫度區(qū)間內(nèi)的某一溫度區(qū)間進(jìn)行加熱。利用平衡相圖法可以確定液固區(qū)間的溫度范圍，即液相線溫度為730℃，固相線溫度為577℃。因此，本試驗(yàn)采用二次加熱溫度分別為600、615、630和645℃，保溫時(shí)間分別為5、15和30 min，水冷。半固態(tài)加熱處理試驗(yàn)方案見表3。

將試驗(yàn)所得試樣進(jìn)行常規(guī)磨制后，采用光學(xué)顯微鏡觀察并分析顯微組織，再應(yīng)用Image Pro Plus6.0計(jì)算合金的平均晶粒尺寸。

【研究結(jié)果】

初始Al-24Si合金組織主要為枝晶組織，并且不均勻分布著板條狀的初生Si相和針狀共晶Si，過于粗大的初生Si直接影響材料的性能。于540℃進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散加熱處理，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，在保溫6 h后初生Si相產(chǎn)生一定的均勻分布，在保溫12 h后初生Si分布更加均勻，邊角發(fā)生鈍化，在保溫24 h后初生Si相尺寸增大，均勻化反而變差。

圖2  540℃不同保溫時(shí)間下Al-24Si合金的組織形態(tài)

隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，初生Si的平均直徑和形狀因子均增大。綜合分析，保溫12 h為Al-24Si合金固態(tài)擴(kuò)散加熱的最佳保溫時(shí)間。

圖3  不同保溫時(shí)間對(duì)初生Si平均直徑和形狀因子的影響

二次加熱又稱局部重熔，是把已制備的二次坯料加熱到半固態(tài)溫度區(qū)間內(nèi)某一溫度，以進(jìn)行觸變成形的加熱工序。將過共晶Al-Si合金加熱到液固兩相區(qū)，研究初生Si顆粒在二次加熱中的變化，從而了解二次加熱對(duì)初生Si形態(tài)的影響。在600℃下初生Si的尖角已發(fā)生鈍化，但還有大量的尖角存在，共晶Si呈不連續(xù)的長(zhǎng)條狀。615℃下保溫15 min，初生Si的尖角鈍化明顯，只存在少量尖角，共晶Si大多數(shù)呈圓潤(rùn)的短棒狀。630℃下保溫15 min，初生Si鈍化非常明顯，尖角基本不存在，此時(shí)出現(xiàn)未熔化的α相，以及較少的液相。

圖4  Al-24Si合金在不同二次加熱溫度下保溫15 min后的組織形態(tài)

645℃下保溫15 min，組織內(nèi)初生Si的邊界看不到尖角，未熔化的α相減少，液相增多。

對(duì)于初生Si的球化，二次加熱的溫度并不是越高越好，如果溫度過高，反而會(huì)惡化初生Si的形態(tài)。660℃下保溫15 min后，初生Si在邊界處又長(zhǎng)出新的尖角，球化的效果變差，這說明在二次加熱中除了初生Si相的溶解還存在著長(zhǎng)大的過程，另外，α相變?yōu)闃渲睢?/p>

對(duì)于Al-24Si合金在半固態(tài)二次加熱，更高的加熱溫度能給初生Si相溶解以及長(zhǎng)大提供能量，所以在不同加熱溫度下初生Si的形態(tài)不同。初生Si的平均直徑隨著加熱溫度上升而增大，其增長(zhǎng)速率與加熱溫度成正比。在630℃之前，初生Si尺寸大多在42μm以下；當(dāng)加熱溫度為660℃時(shí)，初生Si的平均直徑為49.74μm。而初生Si的形狀因子大致呈拋物線的變化趨勢(shì)，于645℃時(shí)達(dá)到了最大值，為0.82。對(duì)比固態(tài)擴(kuò)散加熱前的0.65，增加了26.2%。當(dāng)溫度超過615℃時(shí)，出現(xiàn)了α相，因?yàn)棣料啾容^軟且呈大塊分布，理論上將會(huì)降低材料的耐磨性。綜合分析平均直徑、形狀因子及組織變化，Al-24Si合金最佳二次加熱溫度為615℃。

圖5  不同加熱溫度對(duì)初生Si平均直徑和形狀因子的影響

保溫5 min時(shí)，組織內(nèi)初生Si有一定的球化，共晶Si呈長(zhǎng)條狀和短棒狀。保溫15 min后，初生Si的球化效果較好，初生Si的尖角較少，共晶Si以短棒狀居多，還存在部分球狀。保溫30 min時(shí)，初生Si球化效果很好，但初生Si顆粒存在著搭接的現(xiàn)象，組織中含有較多的液相和α相。

圖6  Al-24Si合金在615℃下不同保溫時(shí)間下組織形態(tài)

隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，初生Si的尺寸逐漸增大。當(dāng)保溫時(shí)間為5 min時(shí)，初生Si的平均直徑為39.47μm，保溫時(shí)間15 min時(shí)為40.89μm，保溫時(shí)間30 min時(shí)為42.72μm。隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，初生Si形貌得到改善，保溫30 min時(shí)球化效果最好，但此時(shí)合金組織中出現(xiàn)α相，組織惡化。綜合分析，Al-24Si合金二次加熱的最佳保溫時(shí)間為15 min。

圖7  不同保溫時(shí)間對(duì)初生Si平均直徑和形狀因子的影響

固態(tài)擴(kuò)散加熱原理是基于原子的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)。在鑄造過程中，合金凝固冷卻速度較快，合金元素來不及擴(kuò)散，合金為非平衡的過飽和固溶體，在晶界和枝晶間存在非平衡亞穩(wěn)相。通過在固態(tài)擴(kuò)散加熱溫度下長(zhǎng)時(shí)間保溫，原子擴(kuò)散加劇，合金中會(huì)產(chǎn)生一系列組織變化。在保溫初期，初生Si大多以不規(guī)則塊狀、板狀存在，且分布不均勻，具有明顯的聚集狀態(tài)，形成嚴(yán)重的偏析區(qū)。隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，溶質(zhì)原子開始溶解、擴(kuò)散，第二相尺寸變小，呈球化趨勢(shì)，表現(xiàn)為塊狀、片狀初生Si開始分解出小塊，部分大塊粒子溶解不充分，也存在未溶解狀態(tài)組織。隨著擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)的進(jìn)行，晶粒間的第二相溶解更加充分，但合金中形成的各粒子尺寸不盡相同。在小粒子和大粒子周圍基體之間存在一個(gè)從高到低的溶質(zhì)濃度梯度，小粒子周圍的溶質(zhì)具有向大粒子周圍擴(kuò)散的趨勢(shì)，此體系處于亞穩(wěn)定狀態(tài)。隨著原子擴(kuò)散加劇，小粒子周圍的溶質(zhì)濃度降低至小于亞穩(wěn)平衡狀態(tài)時(shí)的濃度，小粒子尺寸減小，發(fā)生溶解；而大粒子周圍濃度高于自身溶解度，促使大粒子長(zhǎng)大，為使界面能達(dá)到最低，大粒子多維生長(zhǎng)，形成球狀。

分析二次加熱的演化機(jī)制，在較低加熱溫度和保溫初期時(shí)，液相較少，首先發(fā)生熔化的低熔點(diǎn)相只局限在部分α-Al晶界上。為了降低表面能，晶粒呈現(xiàn)相互聚集的傾向，有些晶粒會(huì)接觸到一起合并生長(zhǎng)。晶粒的合并長(zhǎng)大是界面面積減小、系統(tǒng)能量降低的自發(fā)過程。隨著液相增加，液相幾乎充滿了所有晶界，這減小了低角度晶粒邊界合并長(zhǎng)大的可能性，當(dāng)固相與液相的溶質(zhì)原子擴(kuò)散達(dá)到平衡后，固相還會(huì)以界面能為驅(qū)動(dòng)力逐漸長(zhǎng)大。此時(shí)，Ostward長(zhǎng)大機(jī)制處于主導(dǎo)地位，晶粒半徑的不同導(dǎo)致其附近的平衡濃度不同，因此產(chǎn)生了濃度梯度。隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)和加熱溫度升高，大尺寸晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大，小尺寸晶粒逐漸減小甚至消失?；诖?，在二次加熱過程中，隨著加熱溫度升高和保溫時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒發(fā)生了合并長(zhǎng)大、Ostward長(zhǎng)大和圓整化。

圖8  球化原理示意圖

【研究結(jié)論】

（1）在Al-24Si合金固態(tài)擴(kuò)散加熱過程中，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，初生Si逐漸長(zhǎng)大并鈍化，但經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間的保溫，并沒有獲得理想的球化效果。Al-24Si合金最佳固態(tài)擴(kuò)散加熱溫度為540℃、保溫時(shí)間為12 h。

（2）在二次加熱過程中，Al-24Si合金組織經(jīng)歷了共晶Si熔斷、在未熔化α相的間隙中少量液相形成、液相體積擴(kuò)大包圍α相等階段，在二次加熱中初生Si發(fā)生了球化。

（3）隨著二次加熱溫度的提高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，初生Si呈現(xiàn)球化長(zhǎng)大的趨勢(shì)，這可歸因于晶粒合并長(zhǎng)大、Ostward長(zhǎng)大和圓整化。Al-24Si合金最佳二次加熱參數(shù)為615℃、保溫15 min。