网络首发时间: 2019-07-29 14:03

稀有金属 2021,45(02),154-162 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy19030026

Al-3B变质对铸造Al-10Si合金显微组织与力学性能的影响

刘亚 刘亚玲 彭浩平 涂浩 王建华 苏旭平

常州大学材料科学与工程学院江苏省材料表面科学与技术重点实验室江苏省光伏科学与工程协同创新中心

摘 要：

采用Al-3B对铸造Al-10Si合金进行了变质处理，运用非平衡相图和杠杆定律分析了变质处理Al-10Si合金显微组织变化规律，研究了变质处理对合金力学性能的影响。研究表明，Al-3B变质处理使铸造Al-10Si合金的凝固过冷度减小；当变质温度一定时，随着Al-3B加入量增加，铸造Al-10Si合金组织中初生α-Al相体积分数呈现先增加后减少的变化趋势，当加入0.25%Al-3B时，初生α-Al相的体积分数达到最大值42.8%，且合金中的Si相呈细小短片状或短棒状；当变质剂加入量一定时，随着变质温度的增加，初生α-Al相的体积分数逐渐增加。Al-3B变质剂加入量对Al-10Si合金抗拉强度和延伸率影响的规律与其对合金组织中初生α-Al相体积分数影响的规律完全一致，初生α-Al相体积分数和共晶Si尺寸和形态对合金综合力学性能起到决定性的作用。在740℃采用0.25%Al-3B变质处理后，铸造Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率分别提高了11.7%和86.3%，该合金综合力学性能得到大幅提高。

关键词：

Al-3B;Al-10Si;变质处理;显微组织;力学性能;

中图分类号： TG146.21

作者简介：刘亚（1981-），女，湖南常德人，博士，副教授，研究方向：有色金属组织与力学性能，E-mail:liuya@cczu.edu.cn；;*王建华，教授，电话：0519-86330065,E-mail:wangjh@cczu.edu.cn;

收稿日期：2019-03-17

基金：国家自然科学基金项目（51571039）资助;

Al-3B Modification on Microstructure and Mechanical Properties of Al-10Si Alloy

Liu Ya Liu Yaling Peng Haoping Tu Hao Wang Jianhua Su Xuping

Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology,Jiangsu Collaborative Innovation Center of Photovoltaic Science and Engineering,School of Materials Science and Engineering,Changzhou University

Abstract：

Under general casting conditions,the microstructure of hypoeutectic Al-Si alloy consisted of coarse dendrite primary α-Al phase and eutectic structure.The coarse primary α-Al phase reduced the strength and hardness of hypoeutectic Al-Si alloy,and the needle like eutectic silicon splited the matrix and easily initiated cracks,which affected the improvement of elongation and toughness of hypoeutectic Al-Si alloy.Therefore,refining dendrite primary α-Al phase and improving the morphology of eutectic silicon will effectively improve the mechanical properties of hypoeutectic Al-Si alloy.The modification of Al-10 Si alloy by Al-3B and the effect of Al-3B on the volume fraction of primary α-Al phase were mainly studied in this paper,and the phenomenon was explained by the movement of eutectic point and leverage law.The research results had important reference value for broadening the application field of hypoeutectic Al-Si alloy.Al-10 i alloy was melted at 740℃,and then modified with 0,0.10%,0.25%,0.40%,0.55% and 0.70%(mass fraction) Al-3B,respectively.The effect of modifier content on microstructure and mechanical properties of Al-10 Si alloy was studied.In order to study the effect of modification temperature on microstructure and mechanical properties,Al-10 Si alloy was prepared at 700,740 and 780 ℃,respectively,and modified with 0.25% Al-3B.After 3 min of modification,the alloy solution was poured into the metal mold with the inner cavity size of Φ12 mm×100 mm to obtain the alloy sample.The microstructure of the alloy was observed and analyzed by optical microscope(OM).The mechanical properties of the alloy were tested by universal electronic testing machine.The tensile fracture morphology of the alloy before and after modification was observed by scanning electron microscope(SEM),and the cooling curve of the alloy was measured by differential scanning calorimeter(DSC).The results showed that the solidification super-cooling degree of Al-10 Si alloy decreased after modification with Al-3B.When the modification temperature was constant,the volume fraction of primary α-Al phase in Al-10 Si alloy increased first and then decreased with the increase of content of Al-3B.When the content of Al-3B was 0.25%,the volume fraction of the primary α-Al reached the maximum value of 42.8%,and the Si phase existed in the form of small short plate or short rod.With the same content of Al-3B,when the modification temperature increased from 700 to 740 ℃,the cooling rate of Al-Si alloy increased with the increase of temperature,which made the undercooling degree of hypereutectic Al-Si alloy increased more,and the non-equilibrium eutectic point moved more to the right.When the modification temperature increased from740 to 780 ℃,the cooling rate of Al-Si alloy liquid decreased,resulting in less increase of undercooling degree of alloy liquid and less movement of non-equilibrium eutectic point to the right.With the increase of Al-3B content,the tensile strength and elongation of Al-10 Si alloy increased first and then decreased.When the content of Al-3B was 0.25%,the tensile strength and elongation of Al-10 Si alloy reached the maximum value.The effect of Al-3B modifier content on the tensile strength and elongation of Al-10 Si alloy was consistent with its effect on the volume fraction of primary α-Al phase in the alloy.The volume fraction of primary α-Al phase,the size and morphology of eutectic Si played a decisive role in the comprehensive mechanical properties of the alloy.In addition,the size and morphology of Si phase in the modified alloy played a key role in the tensile strength,especially the elongation of the alloy.Compared with the unmodified Al-10 Si alloy,the tensile strength and elongation of 0.25% Al-3B modified Al-10 i alloy increased by 11.7% and86.3%,respectively.The results showed that modification of cast Al-10 Si alloy with Al-3B was beneficial to refine dendrite primaryα-Al phase and improve the morphology of eutectic silicon,which greatly improved the tensile strength and elongation of cast Al-10 Si alloy.

Keyword：

Al-3B; Al-10Si; modification; microstructure; mechanical properties;

Received： 2019-03-17

铝硅合金具有一系列优点，如强度高、线膨胀系数小、耐磨性和耐蚀性好 ^[1,2] ，由于其流动性好、收缩率和热裂倾向小，特别适合采用铸造方法成型 ^[3,4] 。鉴于其众多优点，铝硅合金被广泛应用于家电，汽车，航空航天，医疗等各个行业 ^[5,6,7] 。在一般铸造条件下，亚共晶铝硅合金的组织由粗大枝晶状初生α-Al相和共晶组织组成 ^[8] 。粗大初生α-Al相降低亚共晶铝硅合金的强度和硬度，针片状共晶硅割裂基体、且易萌生裂纹，影响亚共晶铝硅合金的延伸率和韧性的提高 ^[9] 。因此，细化枝晶状初生α-Al相和改善共晶硅的形态 ^[10,11] ，将有效提高亚共晶铝硅合金的力学性能。

细化亚共晶铝硅合金中初生α-Al相的方法有很多种，如添加细化剂 ^[12] ，增大冷却速率 ^[13] ，电磁搅拌 ^[14,15] 和机械振动 ^[16,17] 等，最常用的手段是添加细化剂，如采用Al-Ti ^[18,19] ,Al-B ^[20,21,22] ,Al-Ti-B ^[23,24,25] 和Al-Ti-C ^[26,27] 等其他中间合金 ^[28,29,30] 。本文采用Al-3B对Al-10Si合金进行变质处理，重点研究Al-3B的加入对初生α-Al相体积分数的影响规律，并结合共晶点的移动和杠杆定律对此现象进行解释，进而提高合金力学性能。

1实验

采用纯度为99.7%（质量分数）工业纯铝和Al-50Si中间合金，在740℃井式电阻炉中熔炼重量为2000 g的Al-10Si合金，浇注到室温金属型中得到Φ12 mm×100 mm的铸锭备用。在740℃下熔炼200 g的Al-10Si合金，然后分别采用0,0.10%,0.25%,0.40%,0.55%和0.70%（质量分数）Al-3B对Al-10Si合金进行变质处理，研究变质剂加入量对合金显微组织和力学性能的影响。为研究变质温度对Al-10Si合金显微组织与力学性能的影响，在700,740和780℃下熔炼200 g的Al-10Si铝硅合金，分别采用0.25%Al-3B对其进行变质处理。变质处理3 min后，将合金液分别浇注到内腔尺寸为Φ12mm×100 mm的室温金属型中得到合金试样。

在离合金试棒底部10 mm的部位截取金相试样，对试样进行预磨和抛光后采用Keller试剂对其进行腐蚀，用型号为DIM3000的光学显微镜（OM）观察和分析合金的显微组织，定量统计分析铸造Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数（取3个视场测量值的平均值）。将试样按照GB/T228-2002加工成标准拉伸试样，采用WDW-300万能电子试验机测试合金的力学性能。在拉伸试验中，拉伸速率控制在2 mm·min^-1，每种合金拉伸试样为3根，取其平均值为最终试验结果。此外，采用JSM-6300LV扫描电镜（SEM）观察变质处理前后合金的拉伸断口形貌，从变质处理前后Al-10Si合金试样的同一部位截取热分析样品，采用NETZSCH 404 F3差式扫描热量仪（DSC）测量合金的冷却曲线，首先将合金加热到700℃，然后采用10℃·min^-1的冷却速率进行冷却。

2结果与讨论

2.1 Al-3B加入量对Al-10Si合金显微组织的影响

图1是温度为740℃时Al-3B变质处理前后Al-10Si合金的显微组织，从图1(a）可以清楚地看到，未变质Al-10Si合金中存在粗细不一的树枝状初生α-Al相，其数量也较少且分布不均匀。加入0.1%Al-3B变质处理后，如图1(b）所示，Al-10Si合金中树枝状初生α-Al相明显被碎化和细化，数量有所增加且分布较均匀。当加入0.25%Al-3B时，如图1(c）所示，初生α-Al相得到进一步碎化、数量有所增多、且分布十分均匀。随着Al-3B加入量的进一步增加，如图1(d～f）所示，初生α-Al相形态变化不大，但是其尺寸有所增大且数量有所减少，此外初生α-Al相的分布均匀性变差。研究表明，Al-3B中间合金中存在细小Al B₂相，该相与α-Al相具有相同的晶体结构和相近的晶格常数，可以作为α-Al相的异质形核核心，使α-Al相得到细化 ^[21] 。

图1 不同Al-3B加入量变质处理前后Al-10Si合金的显微组织

Fig.1 Microstructure of Al-10Si alloy before and after modifi-cation with different Al-3B addition

(a)0;(b)0.10%;(c)0.25%;(d)0.40%;(e)0.55%;(f)0.70%

为了进一步准确说明Al-3B加入量对Al-10Si合金中初生α-Al相数量的影响，运用软件对变质前后Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数进行定量分析，根据图1(a～f）的统计结果如表1所示。从表中可以清楚地看到，随着Al-3B加入量的增加，初生α-Al相体积分数呈现先增加后减少的趋势，当Al-3B加入量为0.25%时，初生α-Al相体积分数达到最大，之后随着Al-3B加入量的进一步增加，初生α-Al相体积分数逐渐减少。

如图2所示为未变质和Al-3B变质处理Al-10Si合金试样的冷却曲线。从图2中可以清楚地看到，随着Al-10Si合金液温度的降低，在合金的冷却曲线上出现两个拐点，第一个拐点对应的是合金液中初生α-Al相开始析出温度，第二个拐点是共晶凝固温度。对未变质的Al-10Si合金来说，初生α-Al相开始析出温度和共晶凝固温度都较低。对于Al-3B变质处理的Al-10Si合金来说，初生α-Al相开始析出温度明显高于未变质的合金，但合金液的共晶凝固温度增加较少。

表2列出了变质前后Al-10Si合金液中初生α-Al相开始析出温度和合金共晶凝固温度。从表2中可以看出，与未变质时相比，加入0.10%Al-3B变质处理后Al-10Si合金中初生α-Al相开始析出温度增加了5.4℃，共晶凝固温度升高了1.5℃，可见Al-3B变质处理对初生α-Al相开始析出温度的影响更大一些。当继续增加Al-3B加入量时，初生α-Al相开始析出温度和共晶凝固温度都稍有增加，但是增加幅度都很小。由于DSC测试分析实验时Al-10Si合金液的冷却速率仅为10℃·min^-1，因此不同合金液凝固时的临界温度变化较小。

表1 不同Al-3B加入量时Al-10Si合金中初生α-Al体积分数  下载原图

Table 1 Volume fraction of primaryα-Al in Al-10Si alloy at different Al-3B contents(%)

图2 变质处理前后Al-10Si合金的DSC曲线

Fig.2 DSC curves of Al-10Si alloy before and after modification

表2 变质处理前后Al-10Si合金的凝固温度  下载原图

Table 2 Solidification temperature of Al-10Si alloy be-fore and after modification（℃）

根据合金凝固理论推理分析，在相同的凝固条件下，未变质的Al-10Si合金液中不存在初生α-Al相的形核质点，由于初生α-Al相形核过冷度较大，初生α-Al相开始析出温度和共晶凝固温度应该比较低。Al-10Si经过Al-3B变质处理后，合金液中将出现较多的Al B₂质点，可作为初生α-Al相的形核核心，将导致初生α-Al相开始析出温度明显增加。当合金液温度冷至接近共晶反应温度时，由于能作为初生α-Al相形核核心的Al B₂颗粒数量显著减少，导致变质处理Al-10Si合金的共晶凝固温度增加较少。Al-3B变质剂加入量越大，可作为初生α-Al相和共晶α-Al相形核的Al B₂质点越多，Al-10Si合金凝固时的过冷度将会减小，从而使初生α-Al相开始析出温度和共晶凝固温度相应增加。可见，DSC实验结果与理论分析结论基本相符。

此外，在本文的铸造实验条件下，Al-10Si合金液的冷却速率是热分析实验中冷却速率的几十倍，Al-10Si合金液的过冷度及各种变质处理实验之间过冷度的差别将会明显增加，因此DSC测试结果只能作为一种变化趋势加以利用，可为后续示意图的绘制及有关分析提供参考依据。

图3 Al-3B加入量对Al-Si合金非平衡共晶点的影响示意图

Fig.3 Schematic diagram of effect of Al-3B addition on non-equilibrium eutectic point of Al-Si alloy

根据以上实验结果与分析，可以绘制出Al-3B变质处理对Al-Si合金非平衡共晶点的影响示意图，如图3所示。图3中C₀是Al-Si合金在平衡状态下共晶点的位置，亚共晶Al-Si合金的非平衡液相线与过共晶Al-Si合金的非平衡液相线的交点代表非平衡共晶点，C_0.25,C_0.4,C_0.55和C_0.7分别是加入0.25%,0.40%,0.55%和0.70%Al-3B变质剂后AlSi合金的非平衡共晶点位置。Al-3B变质处理对初生硅形核和生长不产生直接影响，仅仅通过对初生α-Al相的形核与生长影响而对初生硅其起间接作用。当Al-3B加入量小于0.25%时，对Al-Si合金液温度基本没有影响，变质处理前后过共晶Al-Si合金液的过冷度几乎相同。但是，Al-3B变质处理对亚共晶Al-Si合金中初生α-Al相的形核与生长影响较大，随着Al-3B加入量的增加，亚共晶Al-Si合金的过冷度就会减小，即初生α-Al相开始析出温度和合金共晶凝固温度将会升高，从而使Al-Si合金非平衡共晶点向右和向上移动。根据杠杆定律，随着Al-3B加入量的增加，Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数增加。当Al-3B加入量大于0.25%时，必须考虑其对Al-Si合金液温度的影响。随着Al-3B加入量的增加，Al-Si合金液的温度和冷却速率都会降低，导致过共晶Al-Si合金液的过冷度明显减小（即初生硅开始析出温度将会明显升高），从而使Al-Si合金非平衡共晶点向左和向上移动。根据杠杆定律，随着Al-3B加入量的增加，Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数逐渐减小。这与Wang等 ^[18] ,Gong等 ^[21] 的研究结果相符合。

2.2变质温度对Al-10Si合金显微组织的影响

当Al-3B加入量为0.25%时，不同变质温度下Al-10Si合金的显微组织如图4所示。从图4(a）可以看到，当温度为700℃时，初生α-Al相的形态和大小不一，大部分以粗大树枝晶形式存在，少部分以细小等轴晶形式存在。从图4(b）可以看出，共晶硅以粗大的针片状或纤维状的形式存在。当变质温度增加到740℃时，如图4(c）所示，初生α-Al相数量有所增加；此外，合金凝固组织中的初生α-Al相得到明显细化，其中大部分以均匀分布的细小等轴晶形式存在，少部分以细小树枝晶形式存在。从图4(d）可以看出，共晶硅主要以细小的短片状或短棒状形式存在。当变质温度增加到780℃时，如图4(e）所示，初生α-Al相数量进一步增多，树枝晶存在的数量有所增加且有明显粗化。从图4(f）可以看出，此时共晶硅又转变为粗大的针状或纤维状。

图4 不同变质温度下Al-10Si合金的显微组织

Fig.4 Microstructure of Al-10Si alloy at different temperatures

(a)700℃，OM;(b)700℃，SEM;(c)740℃，OM;(d)740℃，SEM;(e)780℃，OM;(f)780℃，SEM

当变质温度较低时（700℃），Al-3B变质剂来不及充分溶解，Al B₂质点比较粗大且数量较少，少部分初生α-Al相细化明显，但大部分仍以粗大树枝晶形式存在，故尺寸相差较大。当变质温度增加到740℃时，Al-3B变质剂溶解较好，变质剂中的Al B₂熔断为更多的细小质点，使初生α-Al相得到充分细化。当继续增加变质温度到780℃时，由于Al B₂溶解过于充分，导致其对初生α-Al相的形核作用明显降低，因此，初生α-Al相又以粗大树枝晶形式存在。

Wang等 ^[31] 认为，B与Al反应生成Al B₂，而Al B₂的（0001）面与Si相的（111）面平行，且具有相似的面间距，因此共晶凝固过程中，Al B₂作为Si相的异质形核核心而存在，从而细化了Si相颗粒。但是，在本实验中发现，当Al-3B加入量一定时，变质处理温度对Si相尺寸和形态影响非常明显。当变质温度为740℃时，如图4(d）所示，共晶硅主要以细小的短片状或短棒状形式存在。根据耿慧远等 ^[32] 的研究结果，有理由认为，除了B元素直接影响共晶Si相的形核和长大以外，还通过初生α-Al相的细化作用间接地影响Si相颗粒的长大。如图4(a,c,e）所示，当变质温度为740℃时，合金中初生α-Al相的尺寸最为细小（图4(c）），初生α-Al相枝晶间连通的大块共晶相被细小的α-Al枝晶抑制、分割为非连通的共晶组织，从而减小了Si相的平均面积。α-Al枝晶的这种分割、抑制作用对共晶Si相尺寸和生长形态产生了重大的影响，使共晶Si相尺寸明显减小，并使其生长为细小的短片状或短棒状。

变质处理温度对Al-10Si合金变质效果的影响还可以从合金凝固过程中冷却速度变化的角度加以解释。

在Al-3B变质处理Al-10Si合金的凝固过程中，冷却速度对初生α-Al相和共晶硅的生长影响较大。当变质温度为700℃时，由于合金液与金属型之间的温差相对较小，合金液的冷却速度较慢，初生α-Al相析出和共晶反应温度较高，导致初生α-Al相树枝晶和共晶硅都比较粗大，如图4(a,b）所示。当变质温度增加到740℃时，由于合金液与金属型之间的温差增加，合金液的冷却速度有所加快，使初生α-Al相析出和共晶反应温度减低，导致树枝状初生α-Al相数量有所增加且稍有细化，而共晶反应温度的降低和初生α-Al相数量的增加抑制了共晶硅的生长，使共晶硅得到明显细化，如图4(c,d）所示。

当变质温度增加到780℃时，虽然合金液与金属型之间的温差进一步增大，但是高温合金液对金属型的预热作用相应增强，导致金属型温度的升高，从而使合金液的冷却速度增加的幅度降低，从而使初生α-Al相析出和共晶反应温度的下降幅度减少，最终导致合金凝固组织中初生α-Al树枝晶和共晶硅发生一定的粗化，如图4(e,f）所示。此外，由于初生α-Al相数量的增加速度放缓，其对共晶硅生长的抑制作用减弱，也导致共晶硅的粗化。

综上所述，从改善Al-10Si合金显微组织的角度看，当变质温度为740℃时，Al-3B对Al-10Si合金的变质效果最好。

为了更准确地探讨变质温度对初生α-Al相面积数量的影响，运用相应的软件对不同温度下变质处理Al-10Si合金的显微组织进行定量分析，得到如表3所示的结果。从表3中可以更清楚地看到，随着变质温度的增加，初生α-Al相体积分数逐渐增加。

此外，从表3数据可知，当变质温度从700℃增加到740℃时，初生α-Al相数量的增加量大于变质温度从740℃增加到780℃时的增加量。初生α-Al相数量的明显增加抑制了共晶硅的生长，从而使共晶硅得到进一步细化，如图4(c,d）所示。

表3 不同温度下Al-3B变质Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数  下载原图

Table 3 Volume fraction of primaryα-Al in Al-10Si alloy modified at different temperatures(%)

图5为不同温度下变质处理后Al-10Si合金的DSC曲线，从图5中很清楚地看到，变质处理后温度对共晶凝固温度几乎没有影响。但是，随着变质温度的升高，初生α-Al相开始析出温度降低，表明该相的析出过冷度有所增加。

正如2.1节分析的一样，由于在本铸造实验条件下，Al-10Si合金液的冷却速率远远大于热分析实验中的冷却速率，Al-10Si合金液的实际过冷度及其差别将会明显增加。因此，DSC测试结果仅仅说明了Al-Si合金液中初生α-Al相开始析出温度和合金共晶凝固温度的变化趋势，只能作为后续分析的参考依据。

根据以上实验结果与分析，绘制出图6所示的示意图。该示意图表示Al-3B加入量为0.25%时，变质温度对Al-Si合金非平衡共晶点的影响。图中C₇₀₀,C₇₄₀和C₇₈₀分别对应变质温度为700,740和780℃时，铝硅合金的非平衡共晶点位置。

图5 不同温度下变质后Al-10Si合金的DSC曲线

Fig.5 DSC curves of modified Al-10Si alloy at different tem-peratures

由于Al-3B变质剂对亚共晶Al-Si合金具有较强的变质作用，因此，Al-3B变质处理后使亚共晶AlSi合金凝固温度增加较多，也就是说使亚共晶Al-Si合金的凝固过冷度减小程度较大，如图6所示。在Al-3B加入量相同的情况下，当变质温度从700℃增加到740℃时，由于合金液与金属型温差加大，AlSi合金液的冷却速率增加，使过共晶Al-Si合金液的过冷度增加较多，导致非平衡共晶点向右移动较多。当变质温度从740℃增加到780℃时，如上所述，由于高温合金液对金属型的预热作用增强，使铝硅合金液的冷却速率减小，导致合金液的过冷度增加较少，从而使非平衡共晶点向右移动较少，如图6所示。根据杠杆定律，随着变质温度的增加，合金中初生α-Al相体积分数增加规律如表3所示。

2.3 Al-3B加入量对Al-10Si合金力学性能的影响

图7是Al-10Si合金变质前后的应力-应变曲线，表4为变质温度740℃，Al-3B加入量不同时Al-10Si合金的力学性能。从图7和表4中可以清楚地看出，随着Al-3B加入量的增加，Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率都呈现先增加后减少的趋势，当Al-3B的加入量为0.25%时，合金的抗拉强度和延伸率都达到最大值。Al-3B变质剂加入量对Al-10Si合金抗拉强度和延伸率影响的规律与其对合金组织中初生α-Al相体积分数影响的规律完全一致（见2.1节），说明Al-10Si合金组织中初生α-Al相体积分数对合金综合力学性能起到很重要的作用。除此之外，变质处理后合金组织中的Si相尺寸和形态对合金的抗拉强度、特别是合金的延伸率起到很关键的作用。与未变质的Al-10Si合金相比，0.25%Al-3B变质处理Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率分别提高11.7%和86.3%，合金的综合力学性能得到大幅度的提高。由此可见，由于变质处理Al-10Si合金组织中的共晶硅从粗大的针片状或纤维状变为细小的短片状或短棒状，使合金的延伸率得到了很大提高。

图6 变质温度对Al-Si合金非平衡共晶点影响示意图

Fig.6 Schematic diagram of effect of modification temperature on non-equilibrium eutectic point of Al-Si alloy

图7 Al-10Si合金变质前后的应力-应变曲线

Fig.7 Stress-strain curves of Al-10Si alloy before and after modification

表4 Al-3B变质处理前后Al-10Si合金的力学性能  下载原图

Table 4 Mechanical properties of Al-10Si alloy before and after Al-3B modification

图8是未变质Al-10Si合金和采用0.25%Al-3B在740℃变质处理Al-10Si合金的拉伸断口形貌，从图8中可以看出，未变质Al-10Si合金拉伸断口上存在明显的解理面与细小解理台阶，韧窝数量较少且深度较小，呈现韧性+脆性的混合断裂特征。经过Al-3B变质处理后，Al-10Si合金拉伸断口上解理面台阶数量减少，撕裂棱非常细小呈分散状分布，出现大量深度较大的韧窝，合金断口呈明显的韧性断裂特征。

3结论

1.当变质温度为740℃时，随着Al-3B加入量的增加，Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数先增加后减少，当Al-3B的加入量为0.25%时，初生α-Al相体积分数达到最大值42.8%。

图8 变质处理前后Al-10Si合金的拉伸断口形貌

Fig.8 Tensile fracture morphology of Al-10Si alloy before and after modification

(a)Unmodified;(b)Modified with 0.25%Al-3B

2.当Al-3B的加入量为0.25%时，随着变质温度的增加，Al-10Si合金中初生α-Al相体积分数不断增加，740℃时Si相呈现为细小的短片状或短棒状，最佳变质温度为740℃。

3.当变质温度为740℃时，随着Al-3B加入量的增加，Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率都呈现先增加后减小的趋势；与未变质合金相比，当Al-3B加入量为0.25%时，Al-10Si合金的抗拉强度和延伸率分别提高11.7%和86.3%，合金综合力学性能得到大幅提高。

参考文献

[1] Aguilera-Luna I,Castro-Román M J,Escobedo-Bocardo J C,García-Pastor F A,Herrera-Trejo M. Effect of cooling rate and Mg content on the Al-Si eutectic for AlSi-Cu-Mg alloys[J]. Materials Characterization,2014,95:211.

[2] Liao H C,Wu Y N,Ding K. Hardening response and precipitation behavior of Al-7%Si-0.3%Mg alloy in a preaging process[J]. Materials Science and Engineering:A,2013,560:811.

[3] Yan H,Zhang Y W. Modification process of eutectic AlSi alloy with Sr[J]. Non-ferrous Metal Processing,2011,40(6):11.（闫洪，张应稳.亚共晶Al-Si合金的Sr变质处理工艺[J].有色金属加工，2011,40(6):11.)

[4] KucharikováL,TillováE,ChalupováM. The Si particles morphology in hypoeutectic Al-Si casts[J]. Materials Today:Proceedings,2016,3(4):1031.

[5] Immanuel R J,Panigrahi S K. Influence of cryorolling on microstructure and mechanical properties of a cast hypoeutectic Al-Si alloy[J]. Materials Science and Engineering:A,2015,640:424.

[6] Lu L,Dahle A K. Effects of combined additions of Sr and AlTiB grain refiners in hypoeutectic Al-Si foundry alloys[J]. Materials Science and Engineering:A,2006,435-436:288.

[7] Syukrona M,Ojimab M,Semana A A,Hussain Z,Koseki T. Mechanical properties of 1.5 wt%TiB₂-added hypoeutectic Al-Mg-Si alloys processed by equal channel angular pressing[J]. Procedia Chemistry,2016,19:106.

[8] Gao X S,Guo Y C,Ma Z J,Wang J L,Yang Z,Li J P.Microstructure and properties of multi-Al-Si casting alloy with cooling rate[J]. Chinese Journal of Rare Metals,2020,44(4):394.（高续森，郭永春，马志军，王建利，杨忠，李建平.冷却速度对多元铝硅铸造合金组织与性能的影响[J].稀有金属，2020,44(4):394.)

[9] Zhang J. Effect of Ba on microstructure and mechanical properties of hypoeutectic Al-Si alloy[J]. Shandong Industrial Technology,2017,15:296.（张进. Ba对亚共晶铝硅合金微观组织与力学性能的影响[J].山东工业技术，2017,15:296.)

[10] Jung J G,Lee S H,Cho Y H,Yoon W H,Ahn T Y,Ahn Y S,Lee J M. Effect of transition elements on the microstructure and tensile properties of Al-12Si alloy cast under ultrasonic melt treatment[J]. Journal of Alloys and Compounds,2017,712:277.

[11] Zhou X L,Huang C Q,Cui X H,Xiao A, Liu J X. Influence of aging process on microstructure and properties of7075 aluminum alloy by electromagnetic forming[J].Forging&Stamping Technology,2020,45(10):163.（周向龙，黄长清，崔晓辉,肖昂，刘家兴.时效工艺对电磁成形7075铝合金组织与性能的影响[J].锻压技术，2020,45(10):163.)

[12] Nowak M,Hari B N. Novel grain refiner for hypo-and hyper-eutectic Al-Si alloys[J]. Materials Science Forum,2011,690:49

[13] Xu T,Guo Y C,Li J P,Cao C. Effect of cooling rate on as-cast structure and properties of eutectic piston aluminium alloy[J]. Hot Processing Technology,2017,3:62.（胥涛，郭永春，李建平，曹畅.冷却速率对共晶型活塞铝合金铸态组织及性能的影响[J].热加工工艺，2017,3:62.)

[14] Lu D H,Jiang Y H,Guan G H,Zhou R F,Li Z H,Zhou R. Refinement of primary Si in hypereutectic Al-Si alloy by electromagnetic stirring[J]. Journal of Materials Processing Technology,2007,189(1-3):13.

[15] Fu Y,Liu C,Zhang Y B,Jie J C,Li Y J,Xie J. Effect of ultrasonic and electromagnetic fields on solidification structureshypoeutecticofAl-Si alloy[J]. Journal of Bohai University(Natural Science Edition),2016,37(1):70.（付莹，刘畅，张宇博，接金川，李延举，谢军.超声及电磁场场对亚共晶铝硅合金凝固组织的影响[J].渤海大学学报（自然科学版），2016,37(1):70.)

[16] Li J S,Xie M F. Effect of mechanical vibration on microstructure and properties of cast aluminum alloy[J].Foundry Technology,2016,12:2681.（李金松，谢明芳.机械振动对铸造铝合金组织与性能的影响[J].铸造技术，2016,12:2681.)

[17] Duan L J,Dong Y C,Fan Z T. Effect of mechanical vibration on microstructure and properties of cast aluminum alloy[J]. Metal Heat Treatment,2014,39(9):73.（段利君，董有昌，樊自田.机械振动对铸造铝合金组织和性能的影响[J].金属热处理，2014,39(9):73.)

[18] Wang S,Liu Y,Peng H P,Lu X W,Wang J H,Su X P. Microstructure and mechanical properties of Al-12.6Si eutectic alloy modified with Al-5Ti master alloy[J]. Advanced Engineering Materials,2017,19(12):1.

[19] Sofyan B T,Kharistal D J,Trijati L,Purba K,Susanto R. Grain refinement of AA333 aluminium cast alloy by Al-Ti granulated flux[J]. Materials and Design,2010,31:S36.

[20] Gu T F,Pan Y,Lu T,Li C L,Pi J H. Effects of boron addition on the morphology of silicon phases in Al-Si casting alloys[J]. Materials Characterization,2018,141:115.

[21] Gong C J,Tu H,Wu C J,Wang J H,Su X P. Study on microstructure and mechanical properties of hypereutectic Al-18Si alloy modified with Al-3B[J]. Materials,2018,11(3):456

[22] Chen Z N,Kang H J,Fan G H,Li J H,Lu Y P,Jie J C,Zhang Y B,Li T J,Jian X G,Wang G. Grain refinement of hypoeutectic Al-Si alloys with B[J]. Acta Materialia,2016,120:168.

[23] Miu H,Yan F Y,Chen T J,Liu H J. Research progress of Al-Ti-B grain refiners[J]. Casting Equipment and Technology in China,2018,53(4):11.（缪欢，阎峰云，陈体军，刘洪军. Al-Ti-B晶粒细化剂的研究进展[J].中国铸造装备与技术，2018,53(4):11.)

[24] Bolzoni L,Nowak M,Babu N H. Grain refinement of AlSi alloys by Nb-B inoculation. Part II:application to commercial alloys[J]. Materials and Design,2015,66:376.

[25] Wang B S,Feng Y C,Guo Y Y,Wang L P,Guo E J.Effect of Al-5Ti-1B-4Sr master alloy on refinement and modification of Al-8Si alloy[J]. Chinese Journal of Rare Metals,2016,40(6):283.（王宝山，冯义成，郭育阳，王丽萍，郭二军. Al-5Ti-1B-4Sr中间合金对Al-8Si合金同时细化和变质效果[J].稀有金属，2016,40(6):283.)

[26] Ning J J,Li X Q,Jiang R P,Huang M Z. Effect of Al-5Ti-0.2C refiner on nucleation and supercooling of 7085aluminum alloy[J]. Journal of Central South University,2015,46(8):2837.（宁佳杰，李晓谦，蒋日鹏，黄明哲. Al-5Ti-0.2C细化剂对7085铝合金形核及过冷度的影响[J].中南大学学报，2015,46(8):2837.)

[27] Li Y L,Feng H,Cao F,R,Chen Y B,Gong L Y. Effect of high density ultrasonic on the microstructure and refining property of Al-5Ti-0.25C grain refiner alloy[J].Materials Science and Engineering A,2008,487:518.

[28] Nowak M,Bolzoni L,Babu N H. Grain refinement of AlSi alloys by Nb-B inoculation. Part I:concept development and effect on binary alloys[J]. Materials and Design,2015,66:366.

[29] Prasada Rao A K,Das K,Murty B S,Chakraborty M.Al-Ti-C-Sr master alloy-A melt inoculant for simultaneous grain refinement and modification of hypoeutectic Al-Si alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds,2009,480:L49.

[30] Jigajinni S M,Venkateswarlu K,Kori S A. Effect of a grain refiner Cum modifier on mechanical properties of Al-7Si and Al-11Si alloys[J]. Metals and Materials International,2013,19(2):171.

[31] Wang L,Bian X F,Yuan S J.Refining effect of boron on eutectic silicon in hypoeutectic Al-Si alloys[J]. Acta MetallUrgicalSincia(English Letters),1999,(12):6l1.

[32] Geng H Y,Li Y X,Chen X,Wang X. Effect of B on the solidification process of Al-7Si alloy[J]. Special Casting&Nonferrous Alloys,2005,25(5):257.（耿慧远，李言祥，陈祥，王雪. B对亚共晶A1-7Si合金共晶凝固过程的影响[J].特种铸造及有色合金，2005,25(5):257.)