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铝硅系合金具有比强度高、耐蚀性好、铸造性能优良和较高的导热能力, 在电子通信设备的壳体铸造上有着广泛的应用. 随着5G通信技术的快速发展, 相关产品相比4G产品的集成度更高, 通道数和功耗大大增加, 使得产品的结构更加复杂, 设备热负荷显著增大, 对材料导热与力学性能的需求日益提升, 使得同步增强铝合金的导热性能和力学性能成为其实际应用的关键挑战[1–3].
在Al-Si系合金中, Si元素能提升合金强度和熔融态下的流动性, 但过多的Si元素会加剧晶格畸变, 并导致共晶Si相增多、粗化. 这不仅损害合金塑性, 还会增强电子散射, 降低热导率. 为此, 近年来研究人员广泛探索了化学处理[4–10]、冷却条件[11–13]及外加物理场[14–17]等手段对合金组织与性能的调控作用. 其中, 化学处理因成本低、操作简便且能有效地改善合金的组织性能而引起了学者们的广泛关注. 例如: 张瑞英等[5]发现经过Sr变质的Al-7Si(质量分数, 下同)合金中共晶Si由片层状转变为细小的珊瑚状, Al-12Si和Al-20Si合金中共晶Si由片层状转变为枝条状; 郑秋菊等[8,9]研究表明在亚共晶Al-Si合金中添加微量稀土La不仅能细化α-Al晶粒, 还能变质共晶Si, 从而提升合金的塑性; 戚忠乙等[10]研究发现向经Sr, B复合变质处理的Al-7Si-0.6Fe中添加适当的稀土La可以同时提升合金的热导率、抗拉强度和延伸率.
通常而言, 铸造Al-Si合金一般认为是不可热处理强化合金. 然而, 当添加Mg, Cu等合金元素后, Al-Si合金变为可热处理强化合金, 通过开展适当的固溶、时效处理, 可以提升Al-Si合金的力学性能. 例如: Cheng等[18]研究表明, 对添加Mg元素的Al-Si合金进行热处理能大幅度提高合金的强度; Torres和Zoqui[19]通过T4热处理显著提高了Al-Si-Cu合金的力学性能; Son等[20]在Al-Si合金中同时加入Mg, Cu元素后进行T5热处理, 可使合金强度达到250 MPa以上. 然而以往的研究在追求强度的同时忽略了Mg和Cu元素对Al-Si合金热导率的不利影响, 向合金中引入了过多的溶质元素.
本研究以在电子通信等行业广泛使用的Al-7Si铸造铝合金为对象, 系统地研究了微量Mg添加和热处理耦合作用对合金组织、力学性能、导热性能的影响, 分析了微量Mg元素及热处理工艺对Al-7Si合金的影响规律, 旨在为高导热铝硅合金的研发奠定理论基础.
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以工业纯铝(99.7%)以及Al-12Si, Al-10B, Al-10La, Al-10Sr以及纯Mg(99.9%)等为原料制备成分如表1所列的Al-7Si合金和Al-7Si-0.4Mg合金. 合金熔炼过程如下: 首先, 将称量好的工业纯铝置入石墨黏土坩埚中, 于SJ-5-12型井式电阻炉中加热至720 ℃熔化. 加入配制好的Al-12Si中间合金, 待其完全熔化后充分搅拌, 并保温10 min. 随后将熔体温度降至690 ℃, 加入铝箔包裹的纯Mg并搅拌, 待其熔化后保温10 min (Al-7Si合金无此过程); 调节熔体温度至720 ℃, 分别向熔体中加入称量好的Al-10B, Al-10La, Al-10Sr, 并在搅拌均匀后保温10 min. 以上步骤完成后除去熔体表面浮渣, 将合金液浇入预热至200 ℃的石墨模具中获得合金铸锭. 待铸锭空冷至室温后, 取铸锭中心部位切成尺寸为Φ16 mm×6 mm的圆柱形试样, 利用SX2-12-10A型箱式电阻炉在530 ℃下对Al-7Si和Al-7Si-0.4Mg试样进行不同时间的固溶处理(solid solution, SS)后将其快速放入水中冷却, 随后在300 ℃(high temperature heat treatment, HT)下对样品进行不同时间保温热处理; 此外, 为探索不同热处理制度对合金组织、性能的影响, 选取Al-7Si-0.4Mg合金为对象, 将其在300 ℃下进行热处理后, 在180 ℃ (low temperature heat treatment, LT)下进行不同时间的保温处理. 具体热处理工艺如表2所列.
对合金样品进行研磨、抛光, 然后采用1.5%HCl+2.5 HNO3+1%HF+95%H2O对样品进行腐蚀; 使用扫描电子显微镜(SEM)对共晶Si形貌和元素分布进行表征; 利用透射电子显微镜(TEM)表征合金中纳米尺度析出相的形貌及种类; 试样电导率采用D60K型数字金属材料电导率测试仪测量, 并通过Wiedemann-Franz定律换算为热导率; 合金样品的维氏硬度(Vickers hardness, HV)利用FM-700显微硬度计进行测量, 载荷0.1 kg. 拉伸试样依据GB/T 228.1-2021标准加工, 室温拉伸试验在Z150试验机上以1 mm/min的速率执行.
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图1给出了铸态Al-7Si合金的二次电子图像(secondary electron imaging, SEI)和能谱(energy dispersive spectroscopy, EDS)分析结果. 由图1可见, 合金中共晶Si呈短棒状均匀地分布于Al基体中, Sr元素的分布与Si的分布区域基本一致. 由于研究过程中使用的工业纯铝中含有一定量的Fe元素, 且室温下Fe在铝中的固溶度极低, 因此, 在合金中观察到了富Fe相的存在.
图2给出了经热处理后Al-7Si合金的显微组织. 可以看出: 未经固溶处理的Al-7Si合金中的共晶Si主要呈长棒状(见图2(a)); 随着固溶处理时间的延长, 共晶Si逐渐球化, 当固溶时间达到2 h时, 共晶Si基本完全转变为短棒状或近球形; 定量金相统计结果表明, 固溶2 h后Al-7Si合金中共晶Si的平均长径比由铸态时的2.49降至1.41. 此外, 从图2(d)—(f)可以发现: Al-7Si合金在300 ℃下进行热处理后, 共晶Si的周围及α-Al中均析出了亚微米尺度的第二相, EDS分析结果表明, 亚微米尺度的第二相为Si颗粒(见图3).
图4给出了不同热处理工艺对Al-7Si合金室温热导率和硬度的影响. 结果表明, 固溶处理0.5 h后, 合金的热导率出现显著提升, 此后随着固溶时间的延长, 热导率逐渐下降(见图4(a)). 在300 ℃对合金样品进行热处理过程中, 无论合金是否经历固溶处理, 合金的热导率均随着热处理时间的延 长而逐渐增加; 当热处理时间达到80 min后, 合金的热导率趋于平稳; 对于前期经历2 h固溶处 理的Al-7Si合金样品, 在300 ℃保温100 min后其热导率提升至202 W/(m·K)(见图4(b)). 此外, 由图4(c)可得: 固溶处理对Al-7Si合金的硬度影响较小, 但在300 ℃对合金进行热处理将会显著降低合金的显微硬度(见图4(d)).
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图5给出了铸态的Al-7Si-0.4Mg合金的二次电子图像和EDS元素分布结果. 可以看出: 其组 织与Al-7Si合金类似, 共晶Si呈短棒状均匀地分布于Al基体中, Sr元素的分布与Si的分布基本一 致. 图6为经历不同热处理后Al-7Si-0.4Mg合金的显微组织形貌. 可以看到: 固溶处理之前, Al-7Si-0.4Mg合金中共晶Si呈粗大的板条状, 如图6(a) 和图6(c)所示; 随着固溶处理时间的延长, 板条状共晶Si开始溶断, 当固溶时间达到2 h时, 共晶Si发生明显的球化, 转变为近球形, 如图6(c)和图6(f); 在300 ℃下进行热处理后, 共晶Si的周围及α-Al中亦会析出亚微米尺度的Si颗粒. 固溶时间与300 ℃下热处理时间对Al-7Si-0.4Mg合金显微硬度、导热性能的影响规律见图7. 可以看出: 随着固溶时间的延长, 合金热导率持续下降、显微硬度逐渐增加; 在300 ℃进行热处理过程中, 随着时间的延长, 合金的热导率逐渐升高, 而硬度随着热处理时间的延长呈现出先升后降的趋势.
考虑到Al-7Si-0.4Mg合金在300 ℃进行热处理的前期会出现合金硬度增加的情况, 本研究探索了在300 ℃热处理的基础上, 采用较低温度(180 ℃)进行热处理来进一步提高合金性能的可行性. 通过对不同状态合金的性能进行测试发现: 铸态Al-7Si-0.4Mg合金样品热导率、硬度、屈服强度以及抗拉强度分别为162 W/(m·K), 60.9 HV, 100 MPa和169 MPa. 经历530 ℃×1.5 h固溶+300 ℃×60 min+180 ℃×6 h的三级热处理后, 合金的导热性能和力学性能同时得到了明显的提高, 热导率、硬度、屈服强度、抗拉强度分别提升至183 W/(m·K), 79.5 HV, 148 MPa和206 MPa, 热导率、屈服强度和抗拉强度相较于铸态合金分别提高了13.0%, 30.5%, 48.0%和21.9%, 延伸率则无明显变化, 见表3和图8.
图9为Al-7Si-0.4Mg合金分别经历530 ℃×1.5 h固溶+300 ℃×60 min(双级热处理)和530 ℃×1.5 h固+300 ℃×60 min+180 ℃×6 h(三级热处理)的热处理后的TEM分析结果. 可以看出: 双级热处理工艺和三级热处理工艺的合金中均存在纳米尺度的析出相, 该析出相主要由Mg, Si元素组成, 如图9(a)和图9(b)所示. 基于高分辨和快速傅里叶变换花样(FFT)可得, 纳米尺度析出相为β''及β'相, 如图9(c). 定量分析表明: 经历三级热处理后合金中纳米尺度析出相的数量明显增加, 由7.42 × 1023 m–3增加到1.47 × 1024 m–3.
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由图2和图6可以看出, Al-7Si合金和Al-7Si-0.4Mg合金在高温固溶处理后, 共晶Si的形貌均出现明显球化, 其球化机制主要为熔断和球化. 由于Si在Al基体中具有较高的固溶度(且随温度升高而增加), 在凝固过程中, 因表面曲率不均及晶格畸变能等因素, 铝基体与共晶Si界面附近的Si溶解度存在差异. Si在Al基体中的平衡固溶度与表面曲率的关系可表示为[21]
式中, C为平面完整Si在平衡铝基体中固溶度,
$ \overline V $ 是Si的偏摩尔体积, σ为α-Al和Si之间的界面能, R为气体常数, T为绝对温度, μd为每摩尔Si分子晶格畸变能; K为共晶Si的表面曲率. 由(1)式可知, 由于共晶Si相的分枝和尖端处具有较大的表面曲率及晶格畸变能, 导致该区域Si原子浓度较高; 而其他区域因表面曲率低、晶格畸变小, Si浓度较低. 热处理过程中, 随温度升高和时间延长, Si原子从高浓度区域(分枝/尖端)向低浓度区域扩散, 致使分枝和尖端处发生溶解, 从而实现共晶Si的熔断与球化. 共晶Si球化的驱动力主要来自于界面能的减少和第二相引起的畸变能降低. 随着Si颗粒的球化, 第二相界面积减小, 界面自由能降低; 同时在高温下, Si原子具有足够时间可以由晶格非平衡位置移动至晶格平衡位置, 这使得第二相畸变能降低. 长时间的高温固溶处理使得Si原子具有足够的扩散距离, 小尺寸Si颗粒附近的Si原子浓度高, 大尺寸Si颗粒附近的Si原子浓度低. 因此, Si原子容易从小颗粒扩散至大颗粒, 最终导致小颗粒消失, 大颗粒长大. 随着保温时间的延长, 共晶Si颗粒长大速度变缓. 这可能是由于随着共晶Si颗粒之间的间距越来越大, 浓度梯度减小, Si原子需要通过长距离运动才能落在共晶Si颗粒上. 这一过程所消耗的能量远大于表面能降低所获得的驱动力, 因此共晶Si颗粒在一定尺寸后, 粗化速度放缓. -
由Wiedemann-Franz定律[22]可得, 合金的热导率与电导率成正相关, 如:
式中, λ为热导率; L为洛伦兹常数, 在室温下通常认为金属的洛伦兹常数是不变的[23]; σ为电导率; T为绝对温度. 在某一确定的温度下, (2)式可简化为
其中K为常数, 只与温度有关, 即
$ \lambda \propto \sigma $ . 此外, 金属的导电率与电阻率成反比, 即:故金属的热导率与电阻之间的关系可以简化为
即导热性能可以近似认为与电阻成反比. 根据Mattissen-Flemming关系[24,25], 对非理想状态的金属材料而言, 其电阻率可通过下式计算:
式中, ρ0为纯金属基体对电阻的贡献, ρss为固溶元素对电阻的贡献, ρd为位错对电阻的贡献, ρgb为晶界对电阻的贡献, ρp为第二相对电阻的贡献.
本研究所制备的Al-7Si-(0.4Mg)合金为铸造后直接热处理, 未经过塑性变形, 合金样品晶粒较大, 且位错密度较低, 故ρgb和ρd对合金电阻的贡献可忽略不计[26,27]. 因此, 影响电阻的主要因素为固溶的杂质原子以及第二相.
对于Al-7Si-(0.4Mg)合金而言, 共晶Si的形态以及基体中溶质元素的含量会极大地影响合金的热导率[6,28,29]. 短时(30 min)固溶处理导致Al-7Si合金热导率迅速变化的主要原因是α-Al基体中固溶Si原子浓度的变化. 常规重力铸造条件下, 冷却速度较快, 铸态Al-7Si合金的α-Al基体中固溶Si原子通常为过饱和状态. 在530 ℃ (30 min)固溶处理时, α-Al基体中处于过饱和状态的Si原子迅速析出, 使合金热导率迅速提升. 然而, 不论是对Al-7Si合金还是Al-7Si-0.4Mg合金而言, 随着固溶时间的延长, 合金中共晶Si出现明显球化, 这有助于合金导热性能的提高[5,30]; 但实验结果表明合金的热导率随固溶时间的延长均出现明显下降, 其主要原因为: 固溶过程中部分共晶Si发生溶解, 合金中溶质Si元素的含量提高, 从而增加了电子散射, 导致合金电阻升高, 导热性能下降.
在300 ℃下对合金进行热处理有助于微纳米尺度共晶Si的析出, 如图2、图3和图6所示. 共晶Si的析出将导致基体中固溶Si含量的降低, 从而促使合金导热性能的提升; 此外, 对于Al-7Si-0.4Mg合金, 经历三级热处理后合金中纳米尺度(Mg, Si)相的数量明显增加, 这进一步降低了基体中Mg, Si溶质的浓度, 有利于导热性能的增加.
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铝合金的强度可由下式计算[31]:
式中, σ为合金总强度; 等号右边第一项σ0为纯铝对强度的贡献, 第二项σss为固溶原子对强度的贡献, 第三项σd为位错对强度的贡献, 第四项σgb为晶界对强度的贡献, 最后一项σp为析出相对强度的贡献.
由于本研究未对样品进行塑性变形, 故σd可以忽略不计. 对Al-7Si-(0.4Mg)合金来说, 在300 ℃和180 ℃下进行热处理对合金晶粒大小的影响极小[32], 故σgb对合金强度的影响也可以忽略. 本研究中影响合金强度变化的主要因素为: 溶质元素引起的固溶强化以及Si相、 β'和 β''相导致的第二相强化. Al-7Si合金在300 ℃热处理过程中, 基体中固溶的Si元素发生脱溶, 形成亚微米尺度的Si颗粒, 从而减小固溶强化对合金强度的贡献, 导致合金硬度和强度的降低; Al-7Si-0.4Mg合金在300 ℃热处理初期, 硬度增加, 而随着热处理时间的延长合金硬度下降, 其原因为: 在热处理初期, 固溶于基体中的Mg元素和Si元素从基体中析出形成纳米尺度的β''相, 从而提升合金的硬度; 然而, 由于热处理温度较高, 随着时间的延长, 形成的β''相开始溶解, 导致合金的力学性能下降. 在180 ℃下对合金进行热处理能够提升Al-7Si-0.4Mg合金的力学性能, 其主要原因为: 在该温度下, 300 ℃溶于基体中的Mg元素和Si元素从基体中重新析出形成纳米尺度的β'和β''相, 即使随着热处理时间的延长, 析出的β'相和β''相也几乎不会发生溶解, 从而通过弥散强化的方式来提升合金的强度.
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本文以在电子通信等行业广泛应用的Al-7Si铸造铝合金为对象, 研究了微量Mg及热处理对合金组织、力学性能、导热性能的影响规律, 主要结论如下:
1)固溶后在300 ℃下进行保温热处理有助于促使共晶Si的球化, 并减小溶质原子在铝基体中的固溶度, 从而促使Al-7Si合金导热性能的提升及硬度的降低. 铸态时Al-7Si合金的热导率和硬度分别为170 W/(m·K)和45.2 HV, Al-7Si-0.4Mg合金则为162 W/(m·K)和61 HV; 经历530 ℃×2 h固溶+300 ℃×100 min双级热处理后, Al-7Si合金的热导率和硬度分别变为202 W/(m·K)和39 HV, Al-7Si-0.4Mg合金的热导率和硬度分别为192 W/(m·K)和49 HV, 两种合金热导率均有大幅提升, 而硬度则显著下降.
2)在Al-7Si合金中添加微量Mg(0.4%)后进行适当的三级热处理不仅有助于共晶Si的球化, 而且能促使纳米尺度β' 和β'' 强化相的析出和溶质元素固溶度的降低, 从而同时提高合金的力学性能和导热性能. Al-7Si-0.4Mg合金经历三级热处理(固溶1.5 h+300 ℃保温60 min+180 ℃保温12 h)后其热导率和硬度达到189 W/(m·K), 73.5 HV, 相较于铸态Al-7Si合金分别提升11.2%, 62.6%.
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本篇论文的关联数据可在科学数据银行
https://doi.org/10.57760/sciencedb.29251 中访问获取.
微量Mg及热处理对Al-7Si合金组织和性能的影响
Effect of trace Mg and heat treatment on microstructure and properties of Al-7Si alloy
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摘要: 随着电子通信等行业的快速发展, 对高导热铸造铝合金材料性能要求日益增加. 本文以在电子通信等行业广泛使用的Al-7Si(质量分数, 下同)铸造铝合金为对象, 系统分析了热处理工艺制度以及少量的Mg元素添加对Al-7Si系合金微观组织及性能的影响. 结果表明: 固溶后在300 ℃下进行保温热处理有利于共晶Si的球化, 并减小溶质原子在铝基体中的固溶度, 从而导致Al-7Si合金导热性能的提升及硬度的降低; 在Al-7Si合金中添加微量Mg(0.4%)后进行三级热处理(固溶处理+300 ℃热处理+180 ℃热处理)不仅有助于共晶Si的球化, 而且能促使纳米尺度(Mg, Si)强化相的析出以及基体中固溶的Mg, Si元素含量的降低, 从而同时提高合金的力学性能和导热性能. 经历三级热处理的Al-7Si-0.4Mg合金热导率和显微硬度可达189 W/(m·K)和73.5 HV, 相较于铸态Al-Si合金分别提升了11.2%和62.6%.Abstract:
Al-Si alloys have been widely used in automotive, aerospace, electronics and communication industries due to their excellent castability, low thermal expansion, and good wear and corrosion resistance. However, the presence of coarse eutectic Si often results in relatively low thermal conductivity. With the rapid development of the electronics and communication industries, the requirements for thermal conductivity and mechanical properties of materials are increasing. In this study, the effects of heat treatment and minor Mg addition on the microstructure, mechanical properties, and thermal conductivity of Al-7Si alloys are systematically investigated. The results indicate that heat treatment at 300 ℃ after solution treatment promotes the spheroidization of eutectic Si and reduces the solid solubility of solute atoms in the aluminum matrix, thereby enhancing the thermal conductivity and reducing the hardness of the Al-7Si alloy. The three-step heat treatment process (solution treatment +300 ℃ treatment +180 ℃ treatment) not only facilitates the spheroidization of eutectic Si, but also induces the precipitation of nanoscale (Mg, Si) strengthening phases, further reducing the solid solubility of solute elements in the Al-7Si alloy with 0.4%Mg addition. After the three-step heat treatment, the Al-7Si-0.4Mg alloy reaches to 189 W/(m·K) in thermal conductivity and 73.5 HV in microhardness, respectively, which are increased by 11.2% and 62.6% respectively, compared with the as-cast Al-7Si alloy. According to the Wiedemann-Franz law and the Matthiessen-Fleming rule, the primary factors influencing the thermal conductivity of alloys are solute atoms in solid solution and secondary phases. In this study, a three-step heat treatment process is used to transform the plate-like eutectic silicon in the Al-7Si-0.4Mg alloy into fine spherical particles. Additionally, micrometer-sized silicon particles and nanoscale (Mg, Si) precipitates are induced within the alloy matrix. This microstructural modification simultaneously enhances the thermal conductivity and mechanical properties of the alloy. Our work is expected to inspire the design of Al-Si alloy with high strength and high conductivity. -
Key words:
- Al-Si alloy /
- microstructure /
- thermal conductivity /
- mechanical property .
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图 1 铸态Al-7Si合金的二次电子图像和能谱元素分布 (a) 二次电子图像; (b) 铝; (c) 硅; (d) 铁; (e) 镧; (f) 锶
Figure 1. Secondary electron imaging and energy dispersive spectroscopy elemental distribution of as-cast Al-7Si alloy: (a) SEI; (b) Al; (c) Si; (d) Fe; (e) La; (f) Sr.
图 2 Al-7Si合金的SEM图像 (a) 铸态; (b) 530 ℃固溶1 h; (c) 530 ℃固溶2 h; (d) 铸态, 300 ℃保温80 min; (e) 530 ℃固溶1 h后, 300 ℃保温80 min; (f) 530 ℃固溶2 h后, 300 ℃保温80 min
Figure 2. SEM images of the Al-7Si alloy: (a) As-cast; (b) after solution treatment at 530 ℃ for 1 hour; (c) after solution treatment at 530 ℃ for 2 hours; (d) as-cast, then held at 300 ℃ for 80 minutes; (e) after solution treatment at 530 ℃ for 1 hour followed by holding at 300 ℃ for 80 minutes; (f) after solution treatment at 530 ℃ for 2 hours followed by holding at 300 ℃ for 80 minutes.
图 3 Al-7Si合金在300 ℃下保温80 min的二次电子图像和能谱元素分布 (a), (d) 二次电子图像; (b), (e) 铝; (c), (f) 硅
Figure 3. Secondary electron imaging and energy dispersive spectroscopy elemental distribution of Al-7Si alloy at 300 ℃ for 80 minutes: (a), (d) SEI; (b), (e) Al; (c), (f) Si.
图 4 Al-7Si合金热处理过程中热导率及硬度随时间的变化 (a) 固溶过程中的热导率变化; (b) 300 ℃保温热处理过程中的热导率变化; (c) 固溶过程中的硬度变化; (d) 300 ℃保温热处理过程中的硬度变化
Figure 4. Variations in thermal conductivity and hardness of Al-7Si alloy during heat treatment as a function of time: (a) Thermal conductivity variation during solution treatment; (b) thermal conductivity variation during 300 ℃ isothermal heat treatment; (c) hardness variation during solution treatment; (d) hardness variation during 300 ℃ isothermal heat treatment.
图 5 铸态Al-7Si-0.4Mg合金的二次电子图像和能谱元素分布 (a) 二次电子图像; (b) 铝; (c) 硅; (d) 铁; (e) 镧; (f) 锶; (g) 镁
Figure 5. Secondary electron imaging and energy dispersive spectroscopy elemental distribution of as-cast Al-7Si-0.4Mg alloy: (a) SEI; (b) Al; (c) Si; (d) Fe; (e) La; (f) Sr; (g) Mg.
图 6 Al-7Si-0.4Mg合金的SEM图像 (a) 铸态; (b) 530 ℃固溶1 h; (c) 530 ℃固溶2 h; (d) 铸态, 300 ℃保温80 min; (e) 530 ℃固溶1 h后, 300℃保温80 min; (f) 530 ℃固溶2 h后, 300 ℃保温80 min
Figure 6. SEM images of the Al-7Si-0.4Mg alloy: (a) As-cast; (b) after solution treatment at 530 ℃ for 1 hour; (c) after solution treatment at 530 ℃ for 2 hours; (d) as-cast, then held at 300 ℃ for 80 minutes; (e) after solution treatment at 530 ℃ for 1 hour followed by holding at 300 ℃ for 80 minutes; (f) after solution treatment at 530 ℃ for 2 hours followed by holding at 300 ℃ for 80 minutes.
图 7 Al-7Si-0.4Mg合金热处理过程中热导率及硬度随时间的变化 (a) 固溶过程中的热导率变化; (b) 高温保温热处理过程中的热导率变化; (c) 固溶过程中的硬度变化; (d) 高温保温热处理过程中的硬度变化
Figure 7. Variations in thermal conductivity and hardness of Al-7Si-0.4Mg alloy during heat treatment as a function of time: (a) Thermal conductivity variation during solution treatment; (b) thermal conductivity variation during high-temperature isothermal heat treatment; (c) hardness variation during solution treatment; (d) hardness variation during high-temperature isothermal heat treatment.
图 8 不同热处理工艺后的Al-7Si-0.4Mg合金的室温拉伸性能
Figure 8. Mechanical properties at room temperature of Al-7Si-0.4Mg alloy after different heat treatment processes.
图 9 经历不同热处理后Al-7Si-0.4Mg合金的TEM分析结果 (a) 双级热处理(530 ℃固溶1.5 h+300 ℃保温60 min)样品的明场像及Mg, Si元素分布; (b) 三级热处理(530 ℃固溶1.5 h+300 ℃保温60 min+180 ℃×6 h)样品的明场像及Mg, Si元素分布; (c) β'' 及β' 相的高分辨图像及傅里叶变换花样
Figure 9. Representative TEM images of Al-7Si-0.4Mg alloy after different heat treatments: (a) Bright-field images, Mg element distribution and Si element distribution of the double-step heat treatment samples (solution at 530 ℃ for 1.5 h+holding at 300 ℃ for 60 min); (b) bright-field image, Mg element distribution, Si element distribution of the triple-step heat treatment samples (530 ℃×1.5 h solution +300 ℃×60 min+180 ℃×6 h); (c) high resolution TEM images and corresponding FFT images of β'' and β' phase.
表 1 实验合金的化学成分(质量分数)(单位: %)
Table 1. Chemical compositions (weight percent) of the experimental alloys (Unit: %).
Alloy Mg B La Sr Fe Si Al Al-7Si 0 0.024 0.04 0.02 0.25 7 Bal. Al-7Si-0.4Mg 0.4 0.024 0.04 0.02 0.25 7 Bal. 
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表 2 Al-7Si和Al-7Si-0.4Mg合金的热处理工艺参数
Table 2. Heat treatment process parameters for the Al-7Si and Al-7Si-0.4Mg alloys
Alloy Process Temperature/℃ Time Al-7Si SS 530 0 h, 0.5 h, 1 h, 1.5 h, 2 h HT 300 0 min, 20 min, 40 min,
60 min, 80 min, 100 minAl-7Si-
0.4MgSS 530 0 h, 0.5 h, 1 h, 1.5 h, 2 h HT 300 0 min, 20 min, 40 min,
60 min, 80 min, 100 minLT 180 0 h, 6 h, 12 h
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表 3 Al-7Si-0.4Mg试样的热处理工艺及性能
Table 3. Heat treatment process and properties of the Al-7Si-0.4Mg samples.
Heat treatment process Thermal conductivity
/(W·m–1·K–1)Hardness
/HVUltra tensile stress/MPa Elongation/% As-cast 162 60.9 169 6.25 SS1.5 h+HT60 min 185 62.9 176 8 SS1.5 h+HT60 min+LT6 h 183 79.5 206 6 SS1.5 h+HT60 min+LT12 h 189 73.5 186 5.75
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