读书报告-铸造铝合金

1、铸造铝合金1引言汽车是目前应用最广泛的交通工具，现代汽车证朝着环保节能，轻量化的方向发展，而越来越严峻的能源问题更使得减轻汽车自重、降低油耗成了各大汽车生产厂提高竞争能力的关键。在轻量化金属中，镁合金密度虽比铝合金小，但是镁锭在零件制造过程中存在各种技术难关，如缺少高温压铸合金和设计数据，表面处理技术粗劣，结合水平低等，同时，高昂的成本使得镁合金在汽车上的使用量相当有限；而航空航天用的钛合金机械性能优异，但制造工艺和制造成本的问题也使得钛合金无法大批量的应用于汽车生产。而铝及铝合金在成本、制造技术、机械性能、可持续发展等方面综合性能好，再加上密度小，比强度高，耐腐蚀性好，利用率高等优势，因此铝

2、合金称为现在及将来汽车工业中的首选轻金属材料。2铝的介绍所有铸造铝合金都是在纯铝的基础上，加入各种不同的元素制成的，主要成分是铝，因而其基本特性、物理性能和化学性能，切削加工性能等都和纯铝的性能密切相关。铝是一种轻金属，化学符号为Al，原子序数为13。铝元素在地壳中的含量仅次于氧和硅，居第三位，铝通常以复杂的硅酸盐形态存在，是地壳中含量最丰富的金属元素。首先，铝的轻量化是他它的一大特色，铝的密度，仅为2.7 g/cm，为铁的l/3左右。铝的塑性可高达25，可以采用锻、轧、压等压力加工方法制成各种管、板、棒、线等型材。铝的导电、导热性能很好，仅次于银和铜，可用来制造电线、电缆等各种导电制品和各种

3、散热器等导热元件。纯铝在冷的醋酸、硝酸和有机酸中，具有很高的抗蚀性能，酸的浓度愈高，温度愈低，其抗蚀性能愈好。但是纯铝的机械性能较低，因纯度不同，波动范围较大。一般是纯度愈低，抗拉强度和硬度愈高而塑性愈低。纯铝的熔点为660.37，随着杂质含量的增加，熔点下降，但铝有很高的熔化潜热，因而铝的熔点虽较低，但熔化时需要消耗较多的热能。纯铝的浇注温度为700750，流动性不好，铝的线收缩率体收缩率均较大，因而纯铝的铸造性能差，容易产生热裂等铸造缺陷，很少用来浇注各种铸件。综上所述，纯铝由于机械性能低，铸造性能差而主要用来配制铝合金，制作电线，电缆和制造家庭用器。3 铸造铝合金的介绍在纯铝中加入一些其

4、它金属或非金属元素所熔制的合金，既能保持纯铝的基本性能，又能通过合金化作用，使铝合金获得良好的综合性能。特别是比重小，比强度高，综合性能好等特色使得铝合金广泛运用于航空、汽车制造业、动力仪表、工具等配制铝合金的元素，主要有硅、铜、镁、锌以及稀土元素等，这些元素在铝中的加入量比较大，能影响铝的机械性能和物理、化学性能。现在各类品种的铸造铝合金根据在铝基体中加入的主要合金化元素，具体分为A1-Si系、A1-Cu系、AI-Mg系、Al-Zn系和A1-RE系类。各类铸造铝合金各有其特点：l Al-Si类合金（Si5）该类合金通常称为硅铝明，具有流动性好，收缩率小，获得致密铸件，不易产生铸造裂纹等优势。

5、相比较而言，A1-Si类合金力学性能不尽如人意，强度硬度一般，韧性较低，但是经过变质处理之后所获得的铸造性能、切削加工性能和抗蚀性能使其成为制造业中最受重视的材料之一，是铸造铝合金中品种最多，用量最大的合金。其中A1-Si系合金中A356铝合金的应用相当广泛。 l Al-Cu类合金（Cu4）该类合金强度高，塑性和韧性较好，具有较高的室温和高温机械性能，主要作为耐热和高强度铝合金应用。但铸造性能较差，抗蚀性也较低，线膨胀系数较大，有“永久生长”现象。此外，该系合金抗腐蚀性能较差，存在晶间腐蚀倾向，此类合金大多作为耐热铝合金和高强度铝合金用。l Al-Mg类合金（Mg5）该类合金强度高，延展性和韧

6、性好，具有非常优异的抗蚀性能，切削加工性能和力学性能较好，机械性能高，加工表面光亮美观，比重最小。但熔炼、铸造工艺比较复杂，易出现氧化夹渣、时效倾向和裂纹倾向等缺陷。除用作耐蚀合金外，是发展高强度铝合金的基础之一，也可作为装饰用合金。l Al-Zn类合金锌在铝中的溶解度非常大，当铝中加入的锌大于10时，能显著提高合金的强度，该类合金的优势是不需热处理就能使合金强化。但合金抗蚀性能差，易出现应力腐蚀倾向，铸造时容易产生热裂都限制该合金的应用。l Al-RE（混合稀土）类合金该类合金应用不多并未列入国标。该类合金只有适用于在350至400温度下工作的零件，具有很高的高温强度，较好的热稳定性，室温机

7、械性能相对较差。4铝合金的强化纯铝的力学性能较差，不宜制作受力较大的结构零件，所以常常用以下几个方面对铝进行强化。4.1合金化纯铝的强度、硬度低，不适合制作受力的机械零件。通过研究各微量元素对合金铸造性能和力学性能的影响，优化合金元素含量，使合金的力学性能得到大幅度提高，称为合金化。这种强化是由铝与合金元素形成的金属化合物在固溶体中的溶解度为基础的获得铸造铝合金的有效方法之一。如图1所示，能与铝形成合金的许多金属虽多，但既有较高溶解度又拥有显著强化作用的元素只有Zn、Mg、Cu、Si、Mn等。元素t,极限溶解度元素t,极限溶解度wt%at%wt%at%Zn4437028.8Ti6651.30.

8、74Mg45017.418.5Cr6610.770.40Cu5485.652.4Cd6490.40.09Si5771.651.59V6610.40.21Mn6581.820.9Zr660.50.280.08Ag56656.613.8Sn2280.060.01Ge4247.22.7Fe6550.050.025Li6004.216.3Ni6400.040.02u 锌元素Zn元素可以提高铝合金中Cu的溶解度、溶解速率，同时还能提高合金塑性。不过单独加入铝中对提高合金强度来说并没有多大效果，同时容易造成腐蚀开裂现象。实际工艺过程中，同时加入Zn和Mg形成强化相来强化合金，并通过调整两者的比例来优化提高

9、抗拉强度和应力腐蚀抗力。u 镁元素Mg元素是Al-Si合金中主要的强化元素，镁与铝元素所形成的Mg2Si沉淀相有效提高了合金的性能。随着镁含量的增加，合金的抗拉强度明显提高。这类合金的突出特点是具有优良的抗蚀性，同时切削性能和抛光性能很好。不足之处是在铸造工艺中易出现氧化和热裂纹缺陷，铸造工艺性差。常配合Mn元素使铝镁化合物均匀沉淀，改善抗蚀性，降低热裂倾向。u 铜元素铜是铝合金中一种重要的元素，在铝中的最大溶解度为 5.65,温度降到302时，铜的溶解度为0.45。铝铜合金中时效析出的CuAl2有着明显的时效强化效果。 铝合金中铜含量通常在2.5 - 

10、5，铜含量在4.5-5.5时强化效果最好。不过随着铜含量的增加，合金的耐蚀性能和铸造工艺性降低。u 硅元素硅在固溶体中的最大溶解度为1.65，并随着温度降低而减少。铝硅合金具有极好的铸造性能和抗蚀性，但一般是不能热处理强化的。若镁和硅同时加入铝中形成铝镁硅系合金，强化相为Mg2Si。设计Al-Mg-Si系合金成分时，基体上按镁和硅的质量比为1.73:1的比例配置含量。同时加入适量的铬以抵消铜对抗蚀性的不利影响，加入适量的铜来提高强度。u 锰元素大多铝合金中均含有锰元素，锰也可以单独加入形成Al-Mn二元合金。锰在固溶体中的最大溶解度为1.82。随溶解度增加合金强度也提高。当锰含量为0.8时，延

11、伸率达最大值。锰能有效减小杂质的有害影响，并能通过阻止铝合金的再结晶过程来提高再结晶温度，进一步达到细化晶粒的目的。不过锰元素过多，也会增加合金脆性，降低韧性。4.2细化及变质处理 铝合金制造过程中常常出现有裂纹、氧化夹渣、气孔气泡、缩松疏松等缺陷，所以实际生产中经常利用变质处理的方法来细化合金组织。变质处理指的是向金属液内添加少量物质，促进金属液生核或改变晶体生长过程的方法。我们在工业上常使用Na、Sr、Sb、Te、RE等类型的变质剂。变质处理的目的主要是细化晶粒、改善脆性相、改善晶粒形态和分布状况。变质处理的过程复杂，再加上熔炼、铸造条件，合金元素及杂质等影响因素，目前不存在一种能全面解释

12、该过程的成熟理论。4.3热处理铝合金在铸态下的机械性能往往不能满足使用要求；所以除Al-Si系的ZL102，Al-Mg系的ZL302和Al-Zn系的ZL401合金外，都要通过热处理进一步提高铸件的机械性能和其它使用性能。热处理的目的，大致为以下几个方面：（1）充分提高铸件的机械性能，保证一定的塑性，提高合金抗拉强度和硬度，改善合金的切削加工性能等。（2）消除由于铸件壁厚不均匀、快速冷却等所造成的内应力。（3）稳定铸件的尺寸和组织，防止和消除因高温引起相变产生体积胀大现象。（4）消除偏析和针状组织，改善合金的组织和机械性能。图1列出了铸造铝合金热处理的分类和用途。4.3.1固溶强化 溶

13、质元素溶入基体的晶格中，通过发生晶格畸变来达到提高变形抗力的目的，把这种作用称为固溶强化。实际生产中把铸件加热到不超过共晶体熔点的尽可能高的温度，保温一定的时间，使强化相得到最大限度的溶解，然后快速冷却得到过饱和固溶体。当溶质原子与溶剂原子的尺寸相差较大，并且溶质原子的溶入量越多，固溶强化效果越好。如固溶处理Al-Si-Mg 类铸造铝合金后，能提高其强度和耐蚀性。这种强化方法带来的塑性损失比较小，但并不能获得特别高的强度。4.3.2时效强化铝合金在高温加热淬火后变成过饱和固溶体，在一定温度下保温使其强度、硬度升高的过程称为时效。实际生产中为消除固溶处理后的铸件残余的内应力并稳定尺寸，

14、把铸件重新加热保温一定时间后，放在空气中让铸件缓慢冷却至常温的工艺称为时效。合金具有时效强化特点的必要条件是：铝合金中合金元素的固溶度要随着温度的升高而上升，上升越多，淬火获得的固溶体的过饱和程度越小，时效强化效果越不明显。此外过饱和固溶体的分解析出强化相的特点也会影响强化效果。4.3.3过剩相强化假如铝合金中合金元素的数量超过了极限溶解度，则在固溶处理加热时会有一部分不能溶入固溶体的第二相出现，称为过剩相。在铝合金中，这些过剩相通常是硬而脆的金属间化合物。它们在合金中阻碍位错运动，使合金强化，这称为过剩相强化。在生产中经常采用这种方式来强化铸造铝合金和耐热铝合金。过剩相数量越多，分布越弥散，

15、则强化效果越大。但过剩相太多，则会使强度和塑性都降低。过剩相成分结构越复杂，熔点越高，则高温热稳定性越好。5 铝合金热处理过程中常见的缺陷5.1机械性能不合格机械性能和技术条件不符可能表现为：铸件经时效后，强度和硬度过高，而塑性过低：铸件经T4或T6处理后，强度和塑性都低于技术条件等。5.2过烧所谓过烧就是热处理加热超过某一温度，在合金晶界上的低熔点共晶体开始熔化，出现了液相，因为表面张力的作用，液相收缩成团状、球状或多角状的复熔物，严重时在整个晶界上出现带状的复熔物，还会在工件表面上结瘤。这种过烧组织的出现，将使合金性能变坏，而且无法用热处理方法进行挽救，只能报废。零件轻微过烧，对机械性能影

16、响不明显，但零件的抗腐蚀性能和疲劳强度将大大降低。所以必须用金相检查来判断铸件是否过烧。5.3变形和裂纹铸造铝合金在热处理过程中，特别是在淬火和时效时，在多相合金的零件内部发生相变，改变了合金的相组成，因而引起零件尺寸的变化。加热或冷却愈激烈，热处理过程中开始和终了之间温度差愈大，零件的壁厚差愈大，在个别部位的表层与内部之间的温差也愈大，所产生的压缩和拉伸以及原子之间的移动和第二相的形成也就愈不均匀。由于以上的温度梯度和相变将会在零件内部引起残余应力。当残余应力超过了合金的屈服极限，就会产生零件的变形，当残余应力超过了合金的强度极限，便使零件产生裂纹，以致断裂。6铝合金的疲劳性能6.1疲劳的分

17、类疲劳破坏是循环应力、应变引起的延时断裂，其断裂应力水平往往低于材料的抗拉强度b，甚至低于其屈服强度s，一般不发生明显的塑性变形，呈现脆性的突然断裂，是一种非常危险的失效形式，难以检测和预防。铝合金疲劳破坏属于金属疲劳，按破坏原因大致分为热疲劳、腐蚀疲劳和机械疲劳三类。热疲劳是由于在循环热应力和热应变作用下产生的疲劳破坏。外部约束和内部约束是产生热疲劳的两个必要条件，外部约束即阻碍材料自由膨胀，内部约束即产生温度梯度，使材料膨胀，但由于约束从而产生热应力与热应变，经过一定的循环次数，导致裂纹的萌生、扩展。腐蚀疲劳主要发生在化工设备或海洋等腐蚀环境中的金属材料构件。同时材料还承受着交变载荷的作用

18、，与侵蚀性环境的联合作用往往会显著降低构件疲劳性能而产生开裂与破坏。机械疲劳是指机械零件在仅有外加应力或应变波动情况下，即使承受的应力低于材料的屈服点，但经过较长时间的工作后产生裂纹或突然发生完全断裂的现象。在循环应力水平较低时，弹性应变起主导作用，此时疲劳寿命较长，称之为高周疲劳，也称应力疲劳；在循环应力水平较高时，塑性应变起主导作用，此时疲劳寿命较短，称之为低周疲劳，也称塑性疲劳。6.2疲劳的破坏过程及机理 疲劳源即疲劳裂纹的萌生标志铝合金设备疲劳损伤过程的开始，疲劳源是材料微观组织永久损伤的核心，裂纹萌生后，逐渐长大并与其他裂纹合并然后形成宏观主裂纹，萌生阶段结束；接下来进入了

19、裂纹扩展阶段，经过一段稳定扩展后，裂纹达到了一个临界尺寸，随着下一次应力、应变的作用，构件无法承受，裂纹突然失稳扩展，构件瞬间断裂。用三个阶段描述该过程：疲劳裂纹萌生、疲劳裂纹扩展和失稳断裂阶段。6.2.1裂纹萌生疲劳裂纹往往由于应力集中，首先起源于物体内部微观组织结构的薄弱部位或高应力区,通过不均匀滑移，微裂纹形成及长大。疲劳断口上最显著的特征是疲劳条带，我们能观察到类似于轮胎的痕迹。在交变应力作用下，金属表面产生不均匀滑移并形成驻留滑移带，进而驻留滑移带上形成挤出峰和挤入槽（如图2），导致裂纹的萌生。起始阶段，裂纹长度大致在0.050.1mm以内或更小，对应的循环周期被定为裂纹萌生期。随着

20、疲劳过程的进行，微观裂纹便会发展成为宏观裂纹。铝合金材料疲劳裂纹萌生方式主要有表面滑移带开裂，第二相、夹杂物与基体界面或夹杂物本身开裂，晶界和亚晶界开裂三种，如图3所示。6.2.2裂纹扩展疲劳裂纹萌生阶段结束，之后进入裂纹扩展的两个阶段，第一阶段是沿主滑移系，以最大切应力方向向内扩展，扩展速率极低，其延伸范围只有几个晶粒长度的大小，随即疲劳裂纹扩展进入第二阶段，在晶界的阻碍作用下，使扩展方向逐渐垂直于主应力即拉应力方向，并形成形成主裂纹，直至最后形成剪切唇，如图4所示。第一阶段的裂纹扩展速度慢，长度小，所以该阶段的形貌特征并不明显。而第二阶段的穿晶扩展，其扩展速率随循环周次增加而增大，扩展程度

21、也较为明显，多数材料的第二阶段可用能用肉眼观察到，或者用电子显微镜来观察疲劳条纹。不同材料的疲劳条纹差异巨大，有断口比较平滑而且呈贝纹、海滩花样分布，有与裂纹扩展方向垂直略呈弯曲的沟槽状花样，还有以源区为中心的放射线，疲劳条纹是疲劳断口最有代表性的特征。一般情况下，疲劳裂纹扩展区在整个断口所占面积较大。疲劳裂纹扩展阶段是整个材料疲劳寿命的最主要组成部分。不同铝合金材料裂纹扩展的两个阶段的寿命也不同。在材料表面光滑试件中，第一阶段的扩展时间占整个疲劳寿命的绝大部分；而在有缺口的试件中，第一阶段几乎可以忽略，第二阶段的传播是整个疲劳裂纹扩展的寿命。6.2.3裂纹失稳疲劳裂纹扩展到某临界长度时，物体

22、残存截面不足以承抵外载荷，会在某一次加载下发生失稳扩展而导致迅速断裂，这一阶段是构件寿命的最后阶段，失稳扩展到断裂这一短暂过程对于构件寿命的贡献是可以忽略的，裂纹最后失稳快速扩展所形成的断口区域称为瞬断区，材料性质不同，断口相貌也截然不同。6.3疲劳寿命6.3.1 疲劳裂纹的影响因素 材料内因合金成分不同，疲劳特性也不尽相同，成分决定合金组织和强化效果；同时合金的显微组织和冶金缺陷也在很大程度上影响合金的疲劳特性，如夹杂物、偏析、疏松、晶粒大小不均等因素会诱发裂纹源的产生，同时合金制备过程中难以避免的方向性使材料的不同方向的疲劳特性也有所差异。 构件状态合金表面粗糙度及工件结构如尺寸、几何形状

23、、表面的沟槽、壁厚均匀性等，是影响合金疲劳特性不可小觑的因素。 工作条件载荷的大小和加载方式及加载频率是合金材料疲劳寿命的决定性因素。同时材料寿命也受工作环境如温度、周边介质等因素影响。铝合金疲劳特性的影响因素很多，从单一或几个因素的考虑对铝合金材料疲劳寿命进行研究并不准确，建立相应的科学模型，综合考虑所有因素从而精确地预测材料的疲劳寿命是需要进一步深入研究的重点。6.3.2疲劳寿命的估算方法疲劳损伤造成的灾难导致了巨额的财产损失，所以构件的疲劳寿命估算一直备受瞩目，其研究探索在近百年的时间内从未间断，1945年Miner在对疲劳累积损伤问题进行大量试验研究的基础上，将Palmgren于192

24、4年提出的线性累积损伤理论公式化，形成了Palmgren-Miner线性累积损伤法则；1963年Paris在断裂力学方法的基础上，提出了表达裂纹扩展规律的Paris公式，此后又发展有损伤容限设计；1971年Wetzel在Manson-Coffin研究的基础上，提出了根据应力-应变分析估算疲劳寿命的方法局部应力-应变法，还有许多出色的研究人员提出的诸多计算方法，以下简单介绍现今在疲劳寿命估算方面三种主要运用的方法。 累积损伤理论Miner理论是典型的线性累计损伤理论，Miner公式为：其中n表示不同大小的载荷，N表示不同载荷单独作用下出现裂纹的破坏次数，N表示总的循环次数，即疲劳寿命。当循环周期

25、内载荷对构件所造成的损伤累计加至1时，构件即发生破坏；其简单直观，在工程上被广泛应用，并由此衍生了最早的抗疲劳设计方法名义应力法，其以材料或零件的S-N曲线描述材料的疲劳特性，根据应力集中系数和名义应力，结合线性累计损伤理论进行疲劳寿命计算。但名义应力法以材料力学和弹性力学为基础，不考虑疲劳过程中的塑性变形，对发生高应力局部屈服的疲劳破坏并不适用。 局部应力-应变法局部应力-应变曲线法认为构件的整体疲劳性能，取决于最危险区域的局部应力应变状态。其先实验测定应力、应变和疲劳断裂寿命的曲线和实验数据，接下来结合Neuber公式进行缺口时间在随机加载下的局部应力-应变响应分析，进行每一次循环的损伤计算，最后按线性累积模型求得疲劳损伤量，估算出寿命。修正后的Neuber公式为：其中S、分别为名义应力幅值、局部应力幅值和局部应变幅值。缺口疲劳系数是一个静态参数，无法精确求解。名义应力法没有考虑疲劳过程中的塑性变形，局部应力-应变法弥补了这一缺陷，只要掌握材料试样的循环应变、应力与寿命关系的