者：祝汉良 (北京航空工艺研究所_北京100024)
郭锦杰 贾均(哈尔滨工业太学材料科学与工程学院，哈尔滨150001)
李沛勇 (北京航空材料研究院，北京100095)
摘 要 用透射电镜研究了Ti细化A357铝合金组织中析出相的形态、组成显其对合金变形、性能的影响．结果表明． Ti细化A357铝合金组织中主要存在着弯曲状的Ti3 Si5．直杆状的TiAl3及短棒状的以A1和Ti为主、含Mg和Si的化合物．拉伸变形过程中析出相阻挡和缠结位错， 对合金有一定的强化作用时效过程中，析出相周围先形成表面无析出区．延长时效时间后该区消失，对合金的拉伸性能造成一定的影响。
关键词Ti，A35l铝合金、析出相、拉伸性能
铸造Al—Si合金的晶粒尺寸较大，通常需要细化对铸造Al—Si合金的晶粒细化是指以中间合金或溶剂的方式向熔体中加入适量的Ti及B等元素，实现初晶α—Al由粗大
树枝晶变为细小等轴晶的过程．晶粒细化除了改善合金的强度与塑性外，还可以提高合金的补缩能力，减小热裂和针孔倾向等。
迄今为止，人们对于Ti的细化作用及细化机理已进行了较为详尽的研究，并提出了许多理论，如包晶理论，碳化物、硼化物理论，亚稳相理论，包晶残骸理论以及两次形核理论等这些理论从不同侧面阐述了图Ti等元素的加入，而导致形成一定数量充当形核剂的化台物，从而使晶粒细化但是，对于因Ti等元素的加入而导致形成弥散分布的析出相的形态，组成及对合金的影响等方面的研究尚少见报道．为进一步认识Ti对铝合金的细化机理，本文研究了Ti细化的A357铝合金组织中弥散分布的析出相的形态，
组成，拉伸变形中的行为及对合金拉伸性能的影响．
1 实验方法
实验材料采用高纯料，中间合金为A1-5Ti-0.2B和Al-3．37Be．在电阻炉内熔炼合金．合金的化学成分(质量分数为． Si 0.68％，Mg 0．54％ Ti 018％，Fe 014％，余为Al．
熔炼工艺：熔清Al锭后．720℃加入结晶Si和Al-Be中间合金， 730℃加入Al—TI—B 中间合金， 740— 750℃压入C2C16精炼除气． 75O-760℃加入三元钠盐变质剂处理，730760℃在铸型内浇注符合GB 1173—86的标准拉伸试验在井式炉里进行固溶处理．升温速度为1.82℃／min，固溶处理温度为(540±3)℃， 8 h室温水淬．在干燥箱里进行时效处理．时效处理温度为(175±3)℃，时效时问为2-14 h．试样取出后空冷.
拉伸试验在Instron电液伺服材料试验机上进行，夹头移动速度为2 mm／min，每个数据至少为3根试棒的平均值．利用Philips CM12／STEM 型透射电镜分析合金中形成的析出相，操作电压为120 kV．透射电镜观察用试样从拉伸后的试样上获得，先在距断口1mm处线切割成0．3mm薄片，再在水砂纸上预减薄至0．1 mm，然后对试样进行精细的双喷电解抛光，测定析出相的化学成分电解抛光液为30％HNO3 70％CH3OH(均为体积分数)，操作电压为20V,温度为一20℃左右.
2 实验结果和讨论
2．1 析出相的形态和成分
图1 析出相的TEM 照片及电子衍射图
透射电镜观察(图la，c)表明，在铸造A357铝合金的组织中，存在着不同形态的析出相。主要有弯曲状、直杆状和短棒状弯曲状析出相(图h)宽约为20 mm．形状极不规则；直杆状的析出相(图1c)宽度在8～25 mm之间，长短相差较大．长的可达4um；短棒状析出相则较宽，在30—70 mm 之间，长度约为0．2umm．图lb．d分别为弯曲状及直杆状析出相的电子衍射花样．
对三种析出相的化学成分(均为原子分数)进行能谱分析．结果见表1 根据其化学成分。可标定图1h 为Ti3Si5【0311晶带衍射图，图1d为TiAla[111】晶带衍射图TiAI3相中的部分Al原子被Si．Mg原子所占据短棒状析出相难 找出与之相近的化合物，该相主要由Al，Ti组成，另外还有相当比例的Si，Mg元素，形成了较复杂的化合物.
2．2 析出相在合金变形中的强化行为
铸造A357铝合金由于用Ti等细化晶粒与其它元素形成了弥散分布的化合物，这些化台物无论其形态如何，尺寸仍较小，对合金基体主要起弥散强化的作用拉伸变形过
程中．弥散分布的化台物与位错发生相互作用，由于位错无法切过这些化合物，故只能绕过图2a为位错与析出相相互作用的TEM 照片．图2h为其放大照片．可见，滑移位
错与析出相发生缠结，许多位错在析出相前终止．造成位错在析出相前的塞积，从而对合金起到一定的强化作用如果只考虑析出相的强化作用，根据修正的Orown公式 可
知 析出相的尺寸越大，间距越小，则强化效果就越明显由于直杆状析出相较细长 易于形成应力集中，割裂基体，使合金的塑性较差．因而弯曲状和短棒状析出相的强化效果较好。
图2 析出相与位错间的相互作用
2.3 析出相对合金时效行为的影响
图3为金属型浇注的标准试样在175℃下经不同时间时效后的拉伸性能曲线．从图可见，在时效过程中合金的强度随时效时间的延长而增加 而合金的延伸率则出现了二次延伸率峰值现象时效初期，延伸率随时效时间的延长而减小,时效6 h时延伸率达最小，随着时效时间的延长，延伸率增加，时效8 h时延伸率达到第二个峰值：时间再延长，延伸率又开始减小．时效过程中，合金的延伸率出现二次峰值主要是Mg2Si析出的性质、形态、数量和尺寸发生变化所致 ．同时，析出相的存在使得Mg2Si的析出延迟，析出相表面形成铸态中的无析出区．这些均对延伸率的二次峰值的形成造成一定的影响．
图3 Ti细化的A357铝合金的拉伸性能随时效时间的变化
图4 时效6 h和8 h 后合金中析出相的TEM 照片
图4为经不同时效时间后析出相的TEM 照片，可见时效6 h时，合金析出相的表面形成无析出区， 厚度可达10mm；时效8 h后．表面无析出区消失。
析出相表面无析出区先形成然后又消失，主要是析出相对Mg2Si的时效析出的延迟所致．三种析出相表面均比基体富Ti、而Ti具有阻止合金中Mg2Si的GP 区形成、而
加速其ß相形成的特性．同时，由于这三种析出相含有较基体多得多的Si和Mg，使得析出相表面的Si和Mg的含量降低，造成析出相表面存在一层贫Si和Mg区，亦延迟了Mg2Si的时效析出．
拉伸变形过程中，对于时效初期的合金，由于基体中优先形成GP区，从而析出相周围开始形成表面无析出区，使合金变形不均匀，对于表面无析出区完全形成的合金，析出相表面变形最大，并出现应力集中 使合金的延伸率大大降低．而时效后期，由于高温扩散的作用 随着时效时间的延长，弥散相表面区域的Si和Mg含量大大增加．而且弥散相表面优先形成ß相，逐渐消除了表面无析出区，合金变形比较均匀，使得合金的延伸率升高，直至达到第二个延伸率峰值。
3 结论
(1)Ti细化的铸造A357铝合金的组织中存在着弯曲状的TiaSi5，直杆状的TjAl3及短棒状的富Al、Ti化合物等析出相。
(2)拉伸变形过程中，析出相阻挡和缠结滑移位错，起到一定的强化作用。
(3)时效过程中，析出相延迟了Mg2Si的析出，析出相表面形成无析出区，延长时效时间则无析出区消失这些组织变化将会影响合金变形的均匀性，以及延伸率二次峰值的出现。
