铸造A356铝合金组织与性能的研究

铸造A356铝合金组织与性能的研究

姓名：董大军申请学位级别：硕士专业：材料物理与化学指导教师：王正品;上官晓峰

20070523

铸造Ａ３５６铝合金组织与性能的研究学科：材料物理与化学研究生签字：勺沙嶙指导教师签字：卜摘要铸造Ａ３５６．Ｔ６铝合会因具有良好的铸造性能、热处理性能、加工性能和疲劳性能以及高的比强度，成为工业中广泛应用的朋一Ｓｉ系铸造铝合金。长期以来，人们对Ａ３５６合金的熔炼技术、变质工艺、热处理制度以及组织性能进行了多方面的研究。但是，作为新型涡扇支线飞机用铸造Ａ３５６合会性能数掘来源相对复杂，需要对其进行补充试验研究，以满足涡扇支线飞机选材和民用飞机适航审查的要求。本文对Ａ３５６合金的微观组织及其对力学性能的影响，以及合金的断裂韧性、腐蚀性能的进行了广泛和深入的研究，重点研究了合金的断裂韧性、应力腐蚀、晶间腐蚀性能。通过光学显微镜（ＯＭ）、透射电镜（ＴＥＭ）、扫描电镜（ＳＥＭ）等研究方法发现，Ａ３５６一Ｔ６微观组织包括初生口（Ａ１）、（ａ＋Ｓｉ）共晶体、沉淀析出的Ｍ９２Ｓｉ强化相、富Ｆｃ相化合物等等，以及产生的疏松、缩孔、夹杂和氧化膜等缺陷，缺陷的性质、尺寸、数量和分布严重影响合金的性能。在拉伸载荷作用下，内部铸造缺陷或夹杂处往往成为裂纹萌生源；长而细的硅颗粒在拉伸载荷作用下较容易开裂，也会成为裂纹萌生源。采用缺口试样对合金的断裂韧性进行了研究，试验结果表明，铸造Ａ３５６．Ｔ６合金的断裂韧性值为１５～２１ＭＰａ．ｍ吨，扫描电镜（ＳＥＭ）观察其断口宏观上呈现脆性断裂特征，微观断裂机制为穿晶准解理；另外，合金在熔炼和铸造过程中形成缩松缩孔、枝晶偏析、变质剂残留、非金属夹杂、硬质点等，往往成为裂纹源，降低平面断裂韧度Ｋｊｃ值。研究了Ａ３５６．Ｔ６铸造铝合金在３．５％ＮａＣｌ水溶液中的应力腐蚀开裂特性，测得了该环境条件下材料的应力腐蚀裂纹扩展速率及ＫｌＳｃｃ值，分析了合金的应力腐蚀开裂机理。结果表明，Ａ３５６铝合金对环境应力腐蚀敏感性比较高，环境对Ａ３５６铝合金断裂强度的影响必须加以考虑。Ａ３５６铝合金应力腐蚀断口宏观上观察不到塑性变形，属于脆性断裂，微观上呈现沿晶断口形貌。研究了Ａ３５６－Ｔ６合金的晶间腐蚀性能，试验结果表明，Ａ３５６合金在腐蚀溶液（５７９／ＬＮａＣＩ＋１０ｍＬＨＣＩ）中没有明显的晶间腐蚀倾向；但能谱分析（ＥＳＡ）表明，在合金铸件复杂结构处，由于Ｆｅ、Ｃｕ等杂质元素的偏聚或是铸造内应力的影响，能够增加合金的腐蚀敏感性，引起合会在局部发生脱落或形成网状的腐蚀特征。关键词：Ａ３５６一Ｔ６铸造铝合金；微观组织；断裂韧性；准解理；应力腐蚀；晶Ｉ．日Ｊ腐蚀；沿晶断裂ＳｔｕｄｙｏｎＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ３５６ＣａｓｔＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙＤｉｓｃｉｐｌｉｎｅ：ＰｈｙｓｉｃｓａｎｄＣｈｅｍｉｓｔｒｙｏｆＭａｔｅｒｉａｌ吻办加勺Ｐ～ｊｎｔｈｅｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓｂｅｃａｕｓｅｏｆｉｔｓｅｘｃｅｌｌｅｎｔｏｎＡ３５６一Ｔ６ｃａｓｔａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｉｓｗｉｄｅｌｙｕｓｅｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．ＡｌｔｈｏｕｇｈＡ３５６ａｌｌｏｙｈａｓｂｅｅｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ。ｔｈｅｓｔｕｄｉｅｓｗｅｒｅｍａｉｎｌｙｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｅｄｆｕｓｉｏｎｉｔｓｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ｍｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎａｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，ｍｉｃｒｏｓｔｍｃｔｕｒｅａｎｄｏｆｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．ＡｓｍａｔｅｒｉａＩｕｓｅｄｊｎｔｈｅｎｅｗｔｕｒｂｏｆａｕｒｅｇｉｏｎａｌａｉｒｃｒａｆｔ，ｔｈｅｄａｔａｓｏｕｒｃｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙｉｓｒｅｌａｔｉｖｅｌｙｃｏｍｐｌｉｃａｔｅｄ。ｓｏｔｈｅｃｏｍｐｌｅｍｅｎｔｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｂｏｕｔｉｔｓｅｎｓｕｒｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｎｅｅｄｂｅｔｈｏｒｏｕ２ｌｌｌｙｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｔｏｍｅｅｔｔｈｅｒｅｑｕｅｓｔｏｆｄｅｓｉｇｎａｎｄｔｏｔｈｅｓａｆｅｔｙｏｆｕｓｅ．Ｉｎｔｈｅｔｈｅｓｉｓ，ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｍｃｔｕｒｅ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓＫＩｃ，ｃｏｒｒｏｓｉｏｎｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙｗｅｒｅｓｔｕｄｉｅｄ，ｅｓｐｅｃｉａｌｌｙａｂｏｕｔｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｔｈｅｍ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｊｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ．ｅｓｐｅｃｉａｌｌｙｓｏｍｅｄｅｆｅｃｔｓ。ｓｕｃｈｉｍｐｕｒｉｔｙ，ａｎｄｓｏａｓｃｏａｒｓｅｄｒｉｃｒｉｃｃｒｙｓｔａｌ，ｐｏｒｏｓｉｔｙ，ｏｎ，ａｆｆｅｃｔｇｒａｖｅｌｙｔｈｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡ３５６ｃａｓｔｉｎｇａｌｌｏｙ．ＳｏｍｅｄｅｆｅｃｔｓｏｒｓｏｍｅｌｏｎｇｎｅｗｂｏｒｎｌｙＳｉｗｈｉｃｈｈａｄｂｅｅｎｂｒｏｋｅｎｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｎｇｈｎｅｓｓＫ］ｃｏｆＡ３５６ｂｅｃａｍｅｔｈｅｓｏｕｒｃｅｓｏｆｃｒａｃｋｓｕｎｄｅｒｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｌｏａｄ．ＴｈｅｃａｓｔｉｎｇａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｗａｓｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙＣ（Ｔ）ｓａｍｐｌｅｓ，ｔｈｅｖａｌｕｅｓｏｆｗｈｉｃｈｗｅｒｅ１５～２１ＭＰａ．ｍ１／２：Ｉｔｓｆｒａｔｕｒｅｅｌｅｃｔｒｏｎｍｅｃｈａｎｉｃｓｃｏｕｒｓｅｗａｓｑｕａｓｉ－ｃｌｅａｖａｇｅｂｙｓｃａｎｎｉｎｇｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＳＥＭ），ｗｈｉｌｅｔｈｅｓｔｕｄｉｅｓｓｈｏｗｅｄｔｈｅｖａｌｕｅｓｏｆｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓｗｅｒｅｒｅｄｕｃｅｄｂｅｃａｕｓｅｓｏｍｅｄｅｆｅｃｔｓｃａｍｅｉｎｔｏｂｅｉｎｇｉｕｔｈｅｃｏｒｒｏｓｉｏｎｔｅｓｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｄｔｈａｔｔｈｅｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙｏｆｏｆｓｍｅｌｔｉｎｇａｎｄｆｏｕｎｄｉｎｇ．ＴｈｅｓｔｒｅｓｓＳＣＣ（ＳｔｒｅｓｓｕｓｅＣｏｒｒｏｓｉｏｎＣｒａｃｋｉｎ曲ｏｆＡ３５６ｏｎａｌｌｏｙｗａｓｒｅｌａｔｉｖｅｌｙｈｉｇｈｅｒｉｎｔｈｅ３．５％ＮａＣＩａｑｕｅｏｕｓｓｏｌｕｔｉｏｎ．ＳｏｔｈｅｉｍｐａｃｔｏｆｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙｍｕｓｔｂｅｔｈｏｕｇｈｔａｂｏｕｔｉｕｔｈｅｏｆｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｉｔ．ＴｈｅｏｃｃｕｒｒｅｎｃｅｏｆＳＣＣｉｎｔｈｅ“３５６ａｌｌｏｙｍａｉｎｌｙｌｅｄｆｒｏｍａｎｏｄｅｓｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｈｙｄｒｏｇｅｎｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓｔｏｇｅｔｈｅｒ．ＴｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆＳＣＣｓａｍｐｌｅｓｂｅｌｏｎｇｅｄｔｏｉｎｔｅｒｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅｃｒａｃｋｉｎｇ，ｏｎｗｈｉｃｈｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｗｅｒｅｎｏｔｆｏｕｎｄａｎｄｃａｎｃｏｖｅｒｅｄｗｉｔｈａｌａｙｏｆｏｘｉｄｅｗｈｉｃｈｗｅｒｅｐｒｏｄｕｃｅｄｉｎｔｈｅｏｎｃｏｕｒｓｅｏｆｔｈｅｓｔｒｅｓｓｃｏｒｒｏｓｉｏｎ．ＢｕｔｗｅｔｈｅｏｎｅｆｉｎｄｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｏｆｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｃｒａｃｋｔｈｅｍｕｎｄｅｒｔｈｅＳＥＭ．ＷｈｉｌｅｗｈｉｃｈｏｆＩＧＣ（Ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ５７９／ＬＮａＣＩａｎｄｔｈｅＣｏｒｒｏｓｉｏｎ）ｗａｓ１０ｍＵＨａ．ＢｕｔｉｆａｌｌｕｍｉｎｉｕｍｃｏｍｐａｒａｔｉｖｅｌｙＣｕｏｒｌｏｗｅｒｉｕｓｏｌｕｔｉｏｎｃｏｎｓｉｓｔｅｄｏｆＦｅｗａｓｒｉｃｈｌｙｇａｔｈｅｒｅｄｉｎｔｈｅｃｏｍｐｌｉｃａｔｅｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｃａｓｔｉｎｇｏｒｉｎｔｅｒｎａｌｓｔｒｅｓｓｃａｍｅｉｎｔｏｂｅｉｎｇｉｎｃａｓｔｉｎｇ，ｗｈｉｃｈｉｎｃｒｅａｓｅｔｈｅａｌｌｏｙｃｏｒｒｏｓｉｏｎｓｅｎｓｉｂｉｌｉｔｙｏｆＡ３５６ａｌｌｏｙ，ｔｂｅｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆｃｏｒｒｏｓｉｏｎｗｏｕｌｄｂｅｂａｄａｎｄａｒｏｕｓｅｉｔｔｏｓｔｒｉｐｐａｒｔｉａｌｌｙｏｒａｂｓｃｉｓｅｊｎｔｈｅｒｅｔｉｃｕｌａｒｆｏｒｎｌａｎｄＫｅｙＥＳＡ（ＥｎｅｒｇｙＳｐｅｃｔｒｕｍＡｎａｌｙｓｉｓ）ｐｒｏｖｅｄｉｔｔｒｕｅ．ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ；ｑｕａｓｉ—ｃｌｅａｖａｇｅ；ＳＣＣ：Ｗｏｒｄｓ：Ａ３５６．１．６ｃａｓｔｉｎｇａｌｕｍｉｎｕｍ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｆｒａｃｔｕｒｅＩＧＣ；ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｃｒａｃｋ西安工业大学硕士学位论文学位论文知识产权说明本人完全了解西安工业大学有关保护知识产权的规定，即：研究生在校攻读学位期间学位论文工作的知识产权属于西安工业大学。本人保证毕业离校后。使用学位论文工作成果或用学位论文工作成果发表论文时署名单位仍然为西安工业大学。学校有权保留送交的学问论文的复印件，允许学位论文被查阅和借阅；学校可以公布学位论文的全部或部分内容，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存学位论文。学位论文作者签名：蕊六冷指导教师签名：日期：岬。广・２，西安工业大学硕士学位论文学位论文独创性声明秉承学校严谨的学风和优良的科学道德，本人声明所呈交的学位论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得的研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外，学位论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，不包含本人已申请学位或他人已申请学位或其他用途使用过的成果。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了感谢。学位论文与资料若有不实之处，本人承担一切相关责任。学位论文作者签名＝雪大单指导教师签名：日期：ｃ≥叼．ｊ‘．２３１绪论１绪论１．１引言目前世界民用飞机产业在大型干线飞机领域己形成波音公司和空中客车公司二强并立并控制着整个世界市场的稳定局面。大型干线飞机作为航空交通运输的主体稳步增长，而支线飞机则快速崛起，其增长势头将明显高于大型干线飞机。支线飞机的巨大市场潜力，引起了飞机制造厂商的极大兴趣和激烈竞争。未来航空事业的发展，特别是民用涡扇支线飞机的发展成为各国竟相发展的重点。我国为了参与世界市场的竞争，占有市场份额，也积极研制开发颏型涡扇支线飞机。作为新型涡扇飞机用材料Ａ３５６合金，具有优良的铸造性能、热处理性能、加工性能、良好的强度和韧性，良好的导热导电等性能，制造成本低廉等一系列优点，成为工业中广泛应用的Ａ１．Ｓｉ系铸造合金。Ａ３５６合金材料综合系统地研究其性能，对于铝产品的推广应用和提高我国铝产业的竞争力非常重要，然而，二十世纪８０年代至今，国内对Ａ３５６合金研究的重点主要集中在对其生产工艺、组织和力学性能的改进【ｌ－４１，较少关注该合金晶间腐蚀性能、应力腐蚀性能以及断裂韧性的研究。尽管国外不少学者如ｃａｃｅｒｅｓ［孓７１、Ｓｈａｈ【８Ｊ和Ｗａｎ９１９－１１１等人均在开展对Ａ３５６合金的研究，但这些研究着重于化学成分、凝固条件和热处理工艺等对材料性能的影响，少见进行其晶间腐蚀、应力腐蚀、断裂韧性的研究，为此，本文对Ａ３５６合金的晶间腐蚀、应力腐蚀、断裂韧性进行了深入地研究，对于确保飞机的设计和使用安全性具有更为重要的意义。１．２铸造铝合金研究现状自从电解铝技术获得应用以来，世界铝业得到迅猛的发展。由于铝合金密度小而比强度高，在机械工业、汽车工业、航空航天工业等领域得到了广泛应用。目前铝合金以成为最常用的工业合金之一。随着现代工业的飞速发展，人们对铸件的可靠性和综合性能要求也越来越高。虽然铸造铝合金因强韧性较差而使其应用范围受到较大限制，但与变形铝合金相比，铸造铝合金具有价格低廉，组织各向同性，可获得特殊组织，易于生产形状复杂的零件，可以大批量生产也可以小批量生产等诸多优点。因此，传统的铸造铝合金仍保持良好的发展势头，替代部分变形铝合金以及以铸代锻，缩短铸造周期，降低铸造成本，是铸造铝合金未来的西安工业大学硕士学位论文发展方向。铸造铝合金是用来铸造工程机械等铸件或其它制品、器具的一类铝合金。根据在铝基体中加入的主要合金化元素，分为Ａ１．ｓｉ系、Ａ１．Ｃｕ系、ＡＩ・Ｍｇ系、Ａｌ－ｚｎ系和Ａ１－ＲＥ系５类【‘２１。在常用铸造铝合金中，Ａ１．Ｃｕ系合金强度高、塑性和韧性较好，但铸造性能差，具体表现在热烈倾向大、流动性较差、补缩困难、此外该系合金抗腐蚀性能较差，有晶间腐蚀倾向。Ａ１．Ｍｇ系合金虽然具有优良的力学性能、高的强度、好的延展性和韧性，抗蚀稳定性和切削加工性能好，但它的主要缺点是有裂纹倾向，易出现氧化夹渣，有自然时效倾向。Ａ１．ｓｉ系合金流动性好、收缩小、铸件致密、不易产生铸造裂纹，具有良好的铸造性能、抗蚀性能和中等的切削加工性能，是比较理想的铸造合金，已成为制造业中最受重视的材料之～，但是相比较而言，Ａ１．ｓｉ系合金力学性能不尽如人意，强度硬度一般，韧性较低。目前Ａ１．ｓｉ系合金被广泛研究，如合金元素对性能的影响、合金的熔炼铸造工艺以及热处理工艺等，这些研究旨在进一步提高合金的性能，生产出优质铸件，以满足人们对铸件越来越高的要求。１．２．１铝合金的强化方法增加铝合金对位错运动的抗力叫合金强化，铝合金强化以加工强化和沉淀强化为重点，丽其强化效果的判断则以锅合金材料在常温和高温下的强度和塑性指标为主要依据。铝合金的强化方法很多，而且强化方法的看法也不一致。下面将铝合金强化方法细分为加工强化、固溶强化、时效强化、第二相强化、细晶强化。在实际应用过程中往往是几种强化方法同时起作用。１）固溶强化溶质元素溶入基体的晶格中，使晶格发生畸变，从而提高对变形的抗力，这种作用称为固溶强化。当溶质原子与溶剂（基体）原子的尺寸相差较大，并且溶质原子的溶入量较多。晶格畸变也越大，其固溶强化效果也越好，例如：在各种铸造铝合金中以ＡＩ・Ｍｇ合金固溶强化效果最好，这是因为：镁元素与铝原子半径相差较大（约１３％），而且镁在铝中有较大的固溶度（最大固溶度为１４．９％）。因此，当多量的镁溶入时，固溶体的晶格就产生较大的畸变，使其变形抗力增加。所有可溶性合金化组元甚至杂质都能产生固溶强化。然而，单是这一种方法不能获得特别高的强度，不过其带来的塑性损失要比其它方法小。固溶强化来源于溶质元素对位错的钉扎作用和增加位错运动的摩檫阻力，这种作用包括位错与溶质原子间的长程交互作用和短程交互作用。固溶强化作用大小取决于溶质原予浓度、原子相对尺寸、固溶体类型和电子因素。溶质原子与铝原子的价电子数相差越大，固溶强化作用亦越大。进一步研究还表明，溶质原子与位错之间的相互作用，置换式固溶体中比溶剂原子大的溶质原子，往往扩散到韧性位错线下方受拉应力的部位，而溶剂原子小的溶质原子，往往扩散到位错上方受压应力的部分。由于溶质原子常被吸附于位错周围２西安工业大学硕士学位论文形成溶质原子“气团”，此“气团”的形成，减少了位错附近的晶格畸变，降低了位错的能量状态，使位错不易移动。为使位错带着“气团”或挣脱“气团”而运动，就必须施加更大的外力，从而提高了合金的强度。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（或在室温下长时间放置）而使其强度、硬度升高的过程，称为时效。用此方法来提高合金的强度，就称为时效强化。合金具有时效强化特点的必要条件是：合金元素在铝合金中的固溶度应随温度降低而减少，减少越多，淬火获得的固溶体的过饱和程度越大，时效强化效果也就可能越大。但时效强化的高低，还与过饱和固溶体的分解析出强化相的特点有关。研究表明铝合金的时效过程可分为四个阶段：ａ．溶质原子富集区（即ＧＰ区）铝合金从高温淬火后形成的过饱和固溶体中，不仅溶质原子是过饱和的，高温下由于原子热运动增加而增多的空位亦保留下来，即固溶体中空位也是过饱和的。在各种铝合金中，ＧＰ区的形态取决于溶质原子与铝合金直径的差别，原子直径相差小时一般呈球状，相差大时成片状。ｂ，ＧＰ区有序化当增加时效时间或升高时效温度时，即形成ＧＰ两相区，区中溶质原子按～定次序排列形成有序的晶体结构，它是时效过程中的第一个真正脱溶出来的中间过渡相。ｃ．形成过渡相ｅ７在进一步时效时，脱溶过程也将进一步发展，而达到０７相的阶段。ｄ．形成稳定相０时效后期合金中析出稳定相（Ｍ９２Ｓｉ），０”相也具有正方晶格结构，但晶格常数与铝基体相差很大，它与基体完全失去了共格关系，有明显的界面与基体分开现象，弹性应变区也完全消失。合金时效过程如下：其中ＧＰ区指溶质原子富集区。它具有以下特点：在过饱和固溶体分解初期阶段形成，形成速度很快，通常均匀分布；其晶体结构和母相过饱和固溶体相同，并于母相保持共格关系；在热力学是亚稳定的。在多数合金系中ＧＰ区具有直径急剧长大的结果。０”的出现是随着时效温度和（或）时效时间的升高而出现的，它是ＧＰ区所产生的应力场，因而０”引起的时效强化效果大于ＧＰ区的强化作用。当继续增加时效时间或提高时效温度时，过度相０”转变为０’相。进一步提高时效温度和延长时效时间，过度相０’继续长大，达到一定程度后，共格关系被破坏，过度相Ｏ７转变为平衡相０，０的成分为Ｍ９２Ｓｉ。由于ｅ相完全脱离母相，完全丧失了与基体的共格关系，引起的应力场显著减弱，故０相的出现，意味着合金的硬度和强度显著下降。３）第二相强化当铝中加入的合金元素含量超过其极限溶解度时，淬火加热时便有一部分不能溶入固溶体的第二相出现，称之为过剩相。几乎所有的纯铝和铝合金，除口（Ａ１）固溶体外均存在第二相，产生第二相强化。铝合金的第二相分为三类：结晶时生成的尺寸为０．１～Ｏ．３ｕｍ的结晶相为第一类质点；在结晶时产生０．０１～０．５ｕｒｎ非共格弥散质点为第二类质点；时效西安工业大学硕士学位论文温度产生的为Ｏ．００１～０．１ｕｍ共格时效相为第三类质点ｆ聆】。其中，第二类质点产生弥散强化，第三类质点产生沉淀强化，第一类质点中的难溶相产生的强化称为异相强化。与其他强化方法不同，异相强化的理论较复杂，机理亦不清晰。异相强化的第二相质点硬、脆、较粗大，故合金塑性损失大，常温下不宜大量采用异相强化，但高温下效果十分满意。在二元铝硅铸造铝合金中，其主要强化手段是通过过剩相强化。在铝硅合金中随着硅含量增加，过剩相（硅晶体）的数量增多，合金的强度、硬度相应提高。当合金中硅含量超过共晶成分时，由于过剩相数量过多以及多角形的板块状初晶硅出现，导致强度和塑性急剧降低。所以二元铝硅铸造铝合金的硅含量一般不能超过共晶成分太多。４）细晶强化在铝合金中添加微量合金元素细化组织是提高铝合金机械性能的另一种重要手段。细化组织包括细化铝合金固溶体基体和过剩相组织。铸造铝合金中常加入微量元素（变质剂）进行变质处理来细化合金组织，提高强度和塑性。变质处理对不能热处理强化或强化效果不大的铸造铝合金和变形铝合金具有特别重要的意义。例如在铝硅铸造铝合金中加入微量钠、钠盐或锑作变质剂进行变形处理，细化组织，可以显著提高塑性和强度。同样在铸造铝合金中加入少量Ｍｎ、Ｃｒ或Ｃｏ等元素能使杂质铁形成的板块或针状化合物ＡＩＦｅＳｉ细化，提高塑性。合金在外力作用下变形时，位错运动到晶界附近即停止，一般不能直接穿越晶界。因为晶界上原子排列较紊乱，聚集较多的杂质原子，所以变形抗力很大；而且，晶界另一边的晶粒具有不同的位相，对进一步滑移也有阻碍作用。晶粒越细，晶界面积越大，每个晶粒具有不同取向的晶粒数目也越多，合金对塑性变形的抗力就越高。细晶粒合金不仅强度高，塑性、韧性也好。因为晶粒越细，在一定体积内变形比较均匀（因为粗晶粒时对晶界附近的位错塞积比细晶粒更为严重），不致产生应力集中现象。另外，晶粒越细晶界曲折越多，也不利于裂纹的传播，从而使合金在断裂前能承受较大塑性变形。因此，合金在细化晶粒时具有较好的塑性和韧性。１．２．２铝合金的精炼工艺合金精炼的目的主要是降低材料中气体的含量、减少夹杂物、控制杂质元素的含量。气体、夹杂物和杂质元素的不利影响主要有：（１）生成一些不希望出现的相，如硬脆相，低熔点相等：（２）偏聚于晶界，降低晶界强度；（３）降低材料的致密度和连续性，如气孔、疏松；（４）产生应力集中，如膜状夹杂物。目前主要的铝合金精炼方法有：加入气体或固体精炼剂、旋转喷吹、过滤精炼等。对于钢铁材料还采用了喂丝工艺精炼技术。１）向铝液中直接添加固体或气体精炼剂熔炼铝合金常用的精炼剂有：氯气、氮气、六氯乙烷、光卤石、氯化锰、氯化锌、四氯化碳等，起到气泡浮游法除氢的作用。向铝液中加入固体熔剂Ｃ２Ｃ１６处理含气量较低的铝液金属，目前来说是一种比较成熟的工艺，也是公认效果比较好的固体熔炼剂处理法。当金属液含气量高时，除气率达到５０％。但缺点是放出的气体有毒，对环境和操作人员４西安工业大学硕士学位论文损害较大。此外，精炼变质一次处理剂如ＪＧＪ．１等，由于其发气量大、用量小、不易受潮、不腐蚀坩埚、操作简便，在实际生产中越来越受到青睐。２）旋转喷吹熔剂法精炼以Ｎ２、～气体作为载体，加入少量的无公害精炼剂，用单管、多孔或旋转喷吹装置及设备，进行铝液净化，是一种先进技术，在工业发达国家已广泛使用，国内也正在迅速发展。喷吹精炼技术，其依据动力学理论，透气性孔径、气泡频率与吹气速率之间有一定关系。气泡频率越大，气泡越小、越多，去氢效果越好，但可归纳为２条：铝液中的空隙率和气．液两相接触蕊积，如若空隙率和气．液两相接触面积越大，贝ｆｊ去氢动力学条件越好【１４】。目前，生产中常用的喷吹装置有局部喷吹装置（通过Ｎ２、Ａｒ单管或多管吹头）和剪切力场的喷吹（通Ｎ２、Ａ，的旋转喷头）。根据气．液两相理论，局部喷吹造成铝液上下大循环对流，气泡卷流是一个正圆锥体，锥角随气流量而增加，液面中心突起，随每个气泡的逸出而扰动，容易造成中心表面液体的氧化．吸气，净化效果较旋转喷吹差。旋转喷吹处理铝液技术是目前世界上先进的铝液净化技术。气体通过其高速旋转的喷头，以极细小的气泡导入铝液，并通过高速旋转，将细小的气泡高度弥散分布在铝液中，空隙率大，且气．液两相接触面积大，大量弥散分布的气泡上浮将氢及夹杂物带至铝液表面，俪对液面扰动不大，氧化吸气少，故明显提高净化效果。３）过滤精炼过滤精炼由于净化效果好，对于重要的铝铸件是常用方法，此法是使铝液通过由玻璃纤维或耐热金属丝制成的网状过滤器，来清除氧化夹杂，清除薄片状氧化膜或大块氧化夹渣，效果很明显。过滤器结构简单，制造简便，可安装在坩埚中。采用先进过滤技术去除金属液中的夹杂物及部分气体对提高铸件内在质量，提高合金的力学性能有很大的作用。其中，国外也做了大量的研究报道【Ｉ１．２．３铝合金变质工艺ＡＩ．Ｓｉ合金的力学性能与组织中的共晶体硅的形态紧密相关，Ａｌ—Ｓｉ合金未变质处理５１。时．共晶体硅以粗大的针片状形态出现。严重割裂基体，产生应力集中，从而使合金的力学性能大为降低。变质处理是改变共晶体硅形貌、尺寸的过程．即使共晶体硅由粗大的针片状变成细小的纤维或层片状，变质后合金的力学性能，尤其是塑性和韧性得到明显提高。在亚共晶Ａ１．ｓｉ合金中，当Ｓｉ量大于６％时通常需要进行变质处理。变质可通过添加变质剂（细化）或元素来实现，但常指前者。迄今为止已发现元素周期表中ｎ族的Ｎａ、ｋＩｎ族的Ｃａ、ｓｒ，镧系的Ｌａ、Ｅｕ、Ｐｒ、Ｎｄ、ｃｅ和混凝稀土，ＶＡ族的ｓｂ、Ｂｉ，ＶＩＡ族的ｓ、Ｔｅ等均对共晶硅有不同程度的变质作用。其中Ｎａ的变质效果最好，可获得完全纤维状共晶硅，Ｓｉ、Ｒｅ次之，可获得纤维状加少量层状组织，而Ｓｂ、Ｔｅ等则只能获得层状共晶硅组织，目前普遍采用的变质元素有Ｎａ、Ｓｒ、Ｒｅ、Ｐ和ｓｂ。变质元素加入方式有纯金西安工业大学硕士学位论文属，中间合金和溶剂等。使用金属Ｎａ变质时，由于变质温度（７４００Ｃ～７４８０Ｃ）与Ｎａ的沸点（８８３０Ｃ）接近，变质时易产生沸腾，使溶液飞溅，并促使铝液氧化吸气，操作不安全。其次Ｎａ的密度小，富集在铝液表面，变质不稳定。金属Ｎａ的成本高，不容易保存，故在生产实践中多采用Ｎａ盐，但Ｎａ和Ｎａ盐变质的有效时间短，变质经过３０～６０ｍｉｎ出现衰退现象，重熔即会失效：而变质剂中的Ｆ对坩埚腐蚀严重，腐蚀产物难以清理；变质不当容易产生夹杂、气孔、过变质或变质不足等问题。ｓｒ变质的效果仅次于Ｎａ，它不仅对铝硅合金有变质作用，对初晶硅口（Ａ１）还有细化作用，研究结果表明【１６１：Ｓｒ变质具有常效性，达到最佳变质效果前有一时间间隔；达到最佳变质ｓｒ含量有一临界值，超过此值，变质效果变化不明显；变质效果与组织细化有关，晶粒细化和变质相结合，可以得到好的效果，并且，ｓｒ变质可以使合金强度提高２０％，伸长率提高２～３倍【１７１，而且ｓｒ不但可以改变硅的形貌，还可以增加枝晶的数量，减小二次枝晶臂间距【１５－１９｜。但其主要缺点是容易吸气，增加针孔。此外不能与含氮、含氟的除气剂一起使用，否则，与锶发生化学反应，使锶损失。ＲＥ的变质效果还正处于研究阶段，有资料认为它难以获得理想的完全变质组织，在ｓｒ变质的Ａｌ－ｓｉ合金中加入Ｒｅ，在某中程度上削弱了ｓｒ的变质效果，而另有资料表明ＲＥ对铝合金变质有很好的长效性和重熔稳定性，吸气倾向小，无污染，操作方便，不腐蚀坩埚等优点。Ｔｅ是铝硅合金一种良好的长效变质剂，能促使共晶硅以片状分枝的方式使硅细化，这与Ｐｂ相似；Ｐ可作铝硅合金的变质剂，可以细化初晶硅。现在的过共晶铝硅合金活塞是用Ｐ作变质剂；可根据不同的要求，配制不同的复合变质剂，ＲＥ、Ｂａ、Ｐ复合变质剂对ＺＬｌ０８合金来说有良好的变质效果。不仅能细化初晶硅，而且还能对共晶硅也有良好的变质，并能使合金组织均匀。近年来出现了复合变质技术。复合变质可以使变质作用相互重叠。相互弥补，使变质效果大大增强。盂繁琴等人【２ｑ研究发现稀土．钡盐复合精炼变质剂变质精炼效果良好，合金机械性能得到提高，不需要复杂的热处理工艺，溶剂基本无毒、反应平稳、改善了劳动条件；西安理工大学的张冀粤等人１２１１用复合变质剡对Ａ１Ｓｉ７Ｍｇ合金进行了变质处理，可获得良好的变质效果，且出生口（越）枝晶较细小，力学性能有较大提高。还有出现的ＡＩ—Ｓｔ－Ｒｅ、Ｒｅ．Ｓｒ和碳酸稀土等复合交质剂都有良好的变质效果ｆ叨。对于Ａｌ－ｓｉ合金的变质机理有两种说法，核心说与生长抑制说【２３彩ｌ。Ｓｉ晶体属于面心立方晶格，具有钻石结构，未变质的共晶硅呈粗大的板片状。近年来许多学者研究了共晶硅的生长机制，共晶硅在生长时存在内部缺陷，并沿＜２ｔｌ＞方向择优生长成板片状，片状共晶硅可通过小角机制和大角机制生长成孪晶。变质元素的原子在固液界面的吸附，改变了Ａｉ—Ｓｉ界面的共性特征，由小平面／｛Ｐ４，平面共生变为小平面川、平面共生，使其硅相界面接纳原子困难。从而消除了共晶硅生长的固有台阶，产生大量高密度的孪晶，变为ＴＰＲＥ（ＴｗｉｎＰｌａｎＲｅｅｎｔｒａｎｔ・Ｅｄｇｅ）生长机制，择优方向为＜１００＞，共晶硅呈纤维状。抑制共晶硅的生长，需要有外来质点封锁其固有台阶，这些外来质点的最佳原子半径为Ｏ．１９６ｎｍ，６西安工业大学硕士学位论文原子半径与此值接近的元素可作为Ａ１．ｓｉ合金的变质剂口６】。对Ｎａ、ｓｒ变质机理的讨论还存在孪晶凹谷机制理论、界面台阶机制理论［２７＂１。面对于稀土变质，则建立异质形核学说、ｌ临界生长学说及变质共晶硅粗糙界面生长机制来解释，但这些理论多有其不能解释部分，还待于进一步完善。１．２．４合金热处理铝合金铸件的热处理就是选用某一热处理规范，控制加热速度，升到某一相应温度下保温一定时间，以一定速度冷却，改变其合金的组织。其主要目的是：提高力学性能，增强耐腐蚀性能，改善加工性能，获得尺寸的稳定性。一般来说合金热处理可以分为以下几类：‘１）退火处理：将铝合金铸件加热到较高温度，保温一定的时间后，随炉冷却到室温的工艺。在退火处理过程中固溶体发生分解，第二相质点发生聚集，可以消除铸件的内应力，稳定铸件尺寸，减小变形，增大铸件的塑性；２）固溶处理：把铸件加热到尽可能高的温度，接近于共晶体的熔点温度，在该温度下保持足够长的时间，并随后快速冷却，使强化组元在铝基体中最大限度的溶解，这种高温状态被固定保存到室温，该过程称为固溶处理。固溶处理可以提高铸件强度和塑性，改善合金的耐腐蚀性，固溶处理的效果主要取决于下列三个因素：ａ周溶处理温度：温度越高，强化元素溶解速度越快，数量也越多，强化效果就越明显，一般加热温度的上限低于合金开始过烧的温度，而加热温度的下限应使强化组元尽可能多的溶入固溶体中。为了获得最好的固溶强化效果，而又不使合金过烧，有时采用分级加热的方法，既在低熔点共晶温度下保温，使组元扩散溶解后，低熔点共晶不存在，在升到更高的温度进行保温和淬火，固溶阶段选择合适的温度是十分重要的。ｂ．保温时间：是强化元素的溶解速度来决定的，这取决于合金的种类、成分、组织及铸造方式和铸造的形状和壁厚。ｃ．冷却速度：淬火时给予铸件冷却速度越大，使固溶体自高温状态保存下来的过饱和度也越高，从而使铸件获得高的力学性能，但同时形成的内应力也越大，使铸件变形的可能也愈大。冷却速度可以通过选用具有不同的热容量、导热性、蒸发潜热、粘滞性的冷却介质来改变，为了得到最小的内应力，工件可以在热介质中冷却。３）时效处理：将固溶处理后的铸件加热到某一温度，保温一定时间届出炉，在空气中缓慢冷却到室温的工艺称为时效。时效处理进行着过饱和和固溶体分解的自发过程，从而使合金基体的点阵恢复到比较稳定的状态。时效温度和时间的选择取决于对合金性能的要求、合金的本性、固溶体的过饱和程度以及铸造方法等，所以对于不同的合金有不同的热处理工艺。时效强化是铝硅类合金的主要强化手段，时效强化后合金的力学性能主要取决于合金的微观组织。在试验中使用的合金，时效过程主要发生脱溶分解，产生沉淀相强化。７西安工业大学硕士学位论文１．３铝合金的腐蚀自２０世纪初铝合金问世以来，腐蚀问题就一直困扰着铝合金。纯铝是极耐腐蚀的，但它的强度很低。用Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｎ等元素对铝合金进行合金化，虽能提高合金强度，但在承受应力或是暴露在海水或工业性环境中，常常因腐蚀而产生破坏，给人们带来巨大的经济损失【２８】。有关铝合金腐蚀问题的研究文献很多ｆ２９．３６１，但大多数集中在高强２０００系（ＡＩ．Ｃｕ合金）和７０００系（Ａ１．Ｚｎ－Ｍｇ．Ｃｕ合金）铝合金的抗应力腐蚀的研究上，有关Ａ３５６合金的腐蚀及机理研究的相关文献相当少。根据腐蚀形态，腐蚀可分为：全面腐蚀（均匀腐蚀）和局部腐蚀。其中局部腐蚀又可分为点蚀，晶间腐蚀、选择腐蚀、电偶腐蚀、应力腐蚀、腐蚀疲劳、湍流腐蚀和磨损腐蚀等。１．３．１点蚀点蚀是铝合金中常见的腐蚀形态。在大气、淡水、海水和其他一些中性和近中性水溶液中都会发生点蚀。它是在整体看来处于钝态、耐蚀的情况下发生的局部腐蚀。大气中产生的铝合金点蚀不及在水中产生的点蚀严重。试验结果表明，引起铝合金点蚀的水质条件要具备以下三点：（１）水中必须含有能抑制全面腐蚀的离子，即能保持铝上屏障层（保护性薄膜）的离子，如Ｓ０４２＂，Ｓ１０３２＂和Ｐ０４３’离子等：（２）水中必须有能局部破坏钝态的离子，如Ｃｌ＋的离子；（３）水中必须含有能促进阴极反应的氧化剂，因为铝合金在中性溶液中的点蚀是阴极控制过程，阴极去极化剂的存在是必要的。点蚀产生的原因，一般认为是Ｃｌ’的离子等破坏钝态的离子，在局部表面进入钝化膜，使钝化膜局部变质，生成Ａｌ”离子；释放的电子流到另外的地点为阴极反应（旷或氧化剂的还原）所消耗；生成的Ａｌ计离子同水中的ＯＨ。离子结合成氢氧化物，使该处ＰＨ局部降低，成为酸性，Ｃｌ‘离子更加富集于此处，继续破坏钝化膜，形成蚀坑。这些蚀坑是沿一定晶面溶解而形成的。有些蚀坑可能因扩散来氧而钝化，不一定都能长大。含Ｃｕ铝合金（如Ａｌ－Ｃｕ合金）耐点蚀性能最差，Ａ１．Ｍｎ和Ａ１．Ｍｇ合金的耐点蚀性能较好。对耐点蚀不好的合金，可采用包覆纯铝或Ａ１．Ｍｇ层（制成复合板）的办法来防止点蚀。１．３．２晶间腐蚀在实际应用中产生晶间腐蚀的铝合金有ＡＩ—ｃｕ，ＡＩ—Ｃｕ—Ｍｇ合金，ＡＩ－Ｚｎ・Ｍｇ合金及含Ｍｇ大于３％的Ａ１－Ｍｇ合金。这些铝合金的晶间腐蚀是由于不适当的热处理引起的。晶间腐蚀敏感性较大的是Ａｌ—Ｃｕ合金、越一Ｃｕ－Ｍｇ合金和Ａ１－Ｚｎ－Ｍｇ合金。当触．Ｃｕ合金和Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ合金因热处理而在晶界上连续析出富铜的ＣｕＡｌ２相时，晶界产生贫铜区，ＣｕＡｌ２相与晶界贫铜区组成腐蚀电池，晶界贫铜区为阳极，发生腐蚀，即晶间腐蚀。Ａ１．Ｍｎ合金８西安工业大学硕士学位论文或Ａ１．Ｍｇ．Ｓｉ合金的析出相ＭｎＡｌ６和Ｍ９２Ｓｉ，因电化学性质同合金基体相近，故没有晶间腐蚀倾向。但如果Ａ１一Ｍｇ．Ｓｉ合金中硅与镁含量的比值大于形成Ｍ９２Ｓｉ相所需比值时（有过剩硅），则使合金产生晶问腐蚀倾向。具有晶间腐蚀倾向的铝合金在工业大气、海洋大气中，或在海水中，都可能产生晶间腐蚀。晶间腐蚀限制在晶界区域，肉眼可能看不见。晶间腐蚀扩展速度比点蚀扩展速度快，由于氧化和腐蚀介质在狭窄的腐蚀通道传输困难，它的腐蚀深度有限。当向深处侵蚀停止时，晶间腐蚀就向整个表面扩展，而点蚀的地点往往是不连续的。１．３．３剥落腐蚀剥落腐蚀（剥蚀）是铝合金形变材料的一种特殊腐蚀形态，腐蚀结果使形变材料表面象云母似的一层一层剥离下来，从其形态上有称为层状腐蚀。剥落腐蚀以Ａ１一Ｃｕ－Ｍｇ合金发生最多，ＡＩ．Ｍｇ系、ＡＩ－Ｍｇ．Ｓｉ系和～．Ｚｎ．Ｍｇ系合金也有发生的，但Ａｌ－Ｓｉ系合金不发生剥落腐蚀。剥落腐蚀多见于挤压材。采用牺牲阳极对合金进行阴极保护，能有效地防止剥落腐蚀。剥落腐蚀发生在具有高度方向性的晶粒组织中，它的扩展方向平行于金属表面。它是～种十分有害的腐蚀方式，因为它迅速地剥离未腐蚀的金属降低承载能力。这种剥离行为继续腐蚀暴露的自由金属层，因此它的腐蚀速率没有限制。剥蚀一般以近乎线形的速率进行。剥蚀是在拉长的晶粒、敏感的晶界条件和相当恶劣的环境下发生的。最有破坏性的自然环境是含有高浓度的氯离子，如防冻盐和海洋大气，应力的有无影响不大。１．３．４应力腐蚀铝合金的应力腐蚀（ＳＣＣ）的产生需要有三个条件：（１）必须是敏感合金，如Ａｌ—Ｃｕ，Ａ１．ｃｕ．Ｍｇ，Ａ１－Ｚｎ．Ｍｇ，Ａ１－Ｚｎ．Ｍｇ．Ｃｕ等，Ｃｕ、Ｍｇ和ｚｎ含量较高的高强铝合金大多属于这类合金；（２）需要有特定的环境，即腐蚀介质，如海水，潮湿空气和工业大气等；铝合金通常在大气中使用，特别是近海岸的大气和海水中常发现应力腐蚀破裂。温度和湿度越离，Ｃｌ。离子浓度愈高，ＰＨ值愈低，则应力腐蚀敏感性愈大。（３）必须有拉应力，它可以是外加的，或是加工和热处理过程中的残余应力，也可能是腐蚀产物的“楔子”作用造成裂纹尖端的拉应力。当应力方向与铝合金变形方向一致时，应力腐蚀破裂敏感性最小；而当应力方向与合金板厚度方向或径向一致时，敏感性最大。防止铝合金应力腐蚀破裂的方法有：（１）进行适当的热处理，尽量保持强度水平的条件下改善耐应力腐蚀破裂性能。（２）合金化即加入微量钼、锆、钒、铜、钼和锰等，对耐应力腐蚀破裂性能有不同程度改善，同时不影响合金强度。（３）消除张应力（例如进行离温过时效）或赋予表面压应力都是有效的方法。（４）如包铝、喷锌、阳极氧化处理等。９西安工业大学硕士学位论文１．４Ａ３５６铸造铝合金研究和发展现状１．４．１Ａ３５６合金的时效析出特性ＡＩ—Ｍｇ．Ｓｉ系合金，主要合金元素Ｓｉ、Ｍｇ以及微量的Ｍｎ、Ｃｒ等元素。由于组元间不形成三元化合物，由ＡＩ—Ｍｇ—Ｓｉ伪二元系将Ａｌ・Ｓｉ．Ｍｇ三元相图分成ＡＩ．Ｍ９２Ｓｉ．Ｓｉ和ＡＩ．Ｍ９２Ｓｉ．Ｍ９２Ａ１３两个伪三元系（见图１—１），其三元共晶温度分别为５５９０和４４８０。在每～个三元系中，铝都形成固溶体（一边与Ｓｉ和Ｍ９２Ｓｉ，另一边与Ｍ９２Ｓｉ和Ｍｇ）。在低Ｍｇ、低ｓｉ的Ａｌ－Ｓｉ—Ｍｇ合金中，合金主要相组成除了口（Ａ１）、Ｍ９２Ｓｉ外，还存在其他的一些金属间化合物。试验合金在强化相Ｍ９２Ｓｉ相具有最大固溶度并有过剩ｓｉ的口（Ａ１）＋Ｍ９２Ｓｉ＋Ｓｉ三相区内【”】。Ｍ９２Ｓｉ相在基体口（Ａ１）中的最大固溶度为１．８５％（１．１４％Ｍｇ，０．６６Ｓｉ），其固溶度随温度的降低而急剧下降。这种固溶度的变化使合金在人工时效后，有时效硬化能力。在时效处理过程中，主要强化相Ｍ９２Ｓｉ的沉淀顺序为：针状ＧＰ区（沿（１００））—有序针状ＧＰ区一针状亚稳相卢’一稳定∥（Ｍ９２Ｓｉ）１３３１。Ｍｋ％图１－ＩＡＩ－Ｍｇ・Ｓｉ三元系富铝角平衡状态图由于本系合金的构成元素Ｍｇ、Ａ１和Ｓｉ的原子序数比较接近，所以通过Ｘ射线或电子衍射ｐ９】也很难获得析出物的信息，且晶体结构等的分析也是十分困难。另外，本系合金所特有的棒状中间相口’相的晶体结构也不能准确确定，只有从ｘ射线和平衡状态图推论出的化学成分判断出是Ｍ９２Ｓｉ。１．４．２Ａ３５６合金中的元素及其作用Ａ３５６铝合金中，除了主要加入元素Ｓｉ外，还有少量的Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｔｉ等元素。硅是此类合金的主加元素，使合金具有高的流动性与低的收缩率，从而合金的ｌｏ西安工业大学硕士学位论文铸造性能和焊接性能比较好。铁是主要的杂质元素，在大多数合金中，对合金的塑性和抗蚀性有害，应力争使工业用材中的含铁量达到尽可能低的值。添加铜元素，能提高合金的抗拉强度与疲劳强度，不会降低材料的铸造性能，但会使抗蚀性有所下降。镁大大提高合金的强度，尤其是在热处理以后，不会使合金的塑性降低。锌在很多铝硅合金中是允许存在的，常常可达１．５～２％，它对合金的室温性能影响不大。钛元素有时以晶粒细化剂的形式加入合金中。对于这些合金来说，晶粒尺寸并不是太重要，因为它们主要取决于硅的含量及其组织形态，添加钠或磷，能控制硅晶粒的尺寸及分布形态。但是由于合金中ｓｉ相呈粗大片状，严重影响了合金的性能，必须对其进行变质处理，改变共晶Ｓｉ的形态和分布，从而提高其塑性。Ｓｉ．Ｍｇ化合物的存在会以弥散相的方式强化材料，实际应用经验数据显示，当Ｓｉ量大于１．５％时，随着ｓｉ量的增加，合金的结晶温度间隔不断变小，铸造性能越来越好。当达到７～８％以上时合金的铸造性能最好。硅量增加，组织中的硅晶体（包含在共晶体中）量也不断增多，使合金的强度和屈服极限均有所提高，但硅晶体较脆，硅量增加降低了合金的延伸率，因此硅量一般应≥１０％。在合金中加入Ｍｇ后，组织中会生成Ｍ９２Ｓｉ相，提高了合金强度和屈服极限。Ｍ９２Ｓｉ是一种品格较复杂、成分一定的正常价化合物。Ｆｅ是合金中的主要杂质，合金中有少量铁时即形成不溶于口的针状ＦｅＡｌ３化合物，削弱了基体强度，恶化了合金的机械性能；此外，ＦｅＡｌ３与口问电位差较大，亦降低了合金的抗蚀性。铁还能使淬火状态的合金在应力作用下较易析出粗大的脆相声（Ａ１９Ｆｅ２Ｓｉ２）化合物，它穿过口相的晶粒，显著降低合金的机械性能尤其是塑性以及合金的抗蚀性。由于在合金组织中有铁相的硬质点，也不利于切削加工。因此，合金中的铁量应予以限制。合金中加入Ｍｎ可使组织中的粗大针状（Ａ１９Ｆｅ２Ｓｈ）相，变为尺寸较小的块状Ａ１ＳｉＭｎＦｅ化合物，降低了铁对合金的有害作用。锰对合金也有一定的强化作用，使合金强度有所提高。Ｃｕ量增加时合金组织中的Ｍ９２Ｓｉ相逐步变为Ｗ（ＡｌｘＭ９５ｓｉ４ｃｕ４）相，合金的强度也随着铜量的增加显著增加，延伸率则不断下降，热强性不断增加。铜更多时组织中除ｗ相外，热处理后的组织中还有未溶的粗大脆相０（ＣｕＡｌ２）存在，反而降低室温的机械性能。少量的Ｔｉ（或锆、钒、硼等）可细化组织，提高合金的机械性能。１．４．３Ａ３５６合金研究现状Ａ３５６合金属于ＡＩ．Ｓｉ系多元合金，属于亚共晶合金，具有流动性和铸型填冲性好、强度较高、热膨胀系数小、耐磨性能和耐蚀性能好等特点，是铸造性能优良的合金之一，广泛应用于制造汽车、摩托车、航空航天工业及家用电器等。合金铸造前的熔体质量是影响合金机械性能的主要因素，而合金熔体质量又受铝锭化学成分和微观组织的影响。细化铝锭可细化最终铸件的组织，从而大大改善合金的力学性能。因此，要获得高质量的Ａ３５６合金铸件，不但应该控制铝锭的化学成分，同时也应该控制坯锭的微观组织１４０４３１。西安－丁业大学硕七学位论文铸造Ａ３５６合金在凝固过程中，当铝熔体的温度降到其液相线以下时，合金首先形成口（Ａ１）初晶，并随着温度的下降，口（ｍ）的数量增多并逐步生长，接近共晶温度时，共晶硅将依附在已有的口（Ａ１）上形成。细化处理直接决定了口（Ａ１）初晶的形状和密度，也决定了共晶体的大小和分布。未经细化处理的合金，初生相的数目很少，极易长成粗大的枝晶，随后的共晶相将以长针状形式分布在口（Ａ１）枝晶之间和周围。对于细化后的合金，高密度的初生口（ＡＩ）将以较细小的等轴晶形式生长，并在整体上使合金保持较均匀的分布，随后形成的共晶硅将分布在这些细小的口（Ａ１）等轴晶之间，即使未经良好的变质处理，合金整体的结构已形成了较均匀的形式。在随后的固溶处理中，不论是合金成分的均匀化，还是合金固溶度的提高，合金元素都将只需要迁移较短的距离就可以完成；而硅相形貌和分布的改变，也将只需要在相对较小的范围内进行，原有较长的固溶时间可大幅缩短。因此可以认为：合金在良好的细化和变质处理后，在较短的固溶时间内，就得到了组织的改善和综合机械性能的提高。热处理是提高合金性能的重要手段之一，通过对铝合金进行热处理，可以提高铝合金铸件的综合力学性能消除偏析和针状组织、改善组织和性能、稳定合金铸件的组织和尺寸以及消除铸造内应力等作用㈣。对于Ａ３５６合金的热处理包括固溶和时效两个阶段。固溶处理对于铸造铝合金会产生以下效果：１）获得最大量的强化相Ｍ９２Ｓｉ相。可以热处理的Ａ３５６合金在固相温度附近ＭｇａＳｉ相有相当的溶解度，在相平衡的条件下，此溶解度随着温度的下降丽下降，这种溶解度的下降是热处理有意义的必要前提。为了达到在固溶处理时Ｍｇ和ｓｉ颗粒的最大聚集，固溶温度尽可能接近共晶温度。温度控制要非常严格，因为如果达到了熔点，则在晶粒边界上将有局部熔化，这将导致力学性能的下降。而且这种损害是不可逆的、无法弥补的，可以通过金相显微镜观测到。一些合金成分能够形成复杂的共晶，它能够在大大低于平衡共晶温度以下熔化。在绝大数情况下，Ａ３５６合金在５３５０Ｃ下固溶，在这个温度大约Ｏ．６％的镁可以被溶解。２）均匀化。固溶处理可以使铸造组织均匀化，并且使得在铸造过程中合金元素的偏析降至最小。在枝晶形成过程中溶解元素的偏析会对材料的力学性能产生坏的影响。均匀化需要的时间是由固溶温度和枝晶间距决定的，Ｃｌｏｓｓｅｔ等人用微探针分析铸造Ａ３５６合金中的Ｍｇ和Ｓｉ以及经过不同固溶时间以后的情况，结果表明：在铸造Ａ３５６合金样品中，枝晶中心的含硅量最高，这也是在高温下首先形成的部分。在高温下，硅在枝晶中的溶解度相对要大一些。在枝晶中，从中心到边缘镁含量是增高的，但是增加很少。由于在ＡＩ．Ｍｇ．Ｓｉ铸造合金中，Ｍｇ和ｓｉ没有大的分离，Ｃｌｏｓｓｅｔ等人发现在５５００Ｃ时保持３０分钟后，均匀化过程实质上已经完成。３）共晶硅相的变化。在固溶处理过程中，由于高温扩散等原因，合金中的第二相硅颗粒的组织形貌发生了很大的变化【４５ｌ，共晶硅组织对合金的力学性能起非常重要的作用。１２西安工业大学硕士学位论文对于铝硅系合金固溶处理过程中硅相形貌的变化也有较多的研究。硅相组织特征有：晶粒尺寸、晶粒形状和空间分布。在正常冷却条件下，硅颗粒呈现粗大的针状分布，这些针状晶作为断裂的开始而显著降低力学性能。为此，人们在合金中加入少量的钠或者锶进行化学变质，另外通过长时间的高温处理来改变铸件中硅颗粒的形貌。近些年来，化学变质和热处理的方法往往结合起来使用。在固溶处理过程中，硅相的变化分为两步：分解和球化。在第一阶段，硅相在棱角处或者生长薄弱的地方被分解为各个部分，但是仍然保持片状结构。在第二阶段，分解后的各个部分开始球化，长短比降低。最后，硅颗粒被分解为一系列近似球形的颗粒。在这个阶段里，纤维状共晶组织较片状组织更易于分解，具有更高的球化速度。近年来，在铸造铝合金中广泛采用先进的变质技术，７０年代发现变质锶以后，锶被认为是最经济有效的变质剂，锶变质具有长效性，变质后的合金重熔后仍保留变质效果，没有钠所存在的易于变质过度的问题。但是由于锶易氧化，一般以８％～ｌｏ％铝锶合金的形式加入，加入量为０．０１％～０．０６％Ｓｒ，变质处理温度７２０～７６００Ｃ。在未经细化和变质处理的常规Ａ３５６合金中，数目较少的初生口相为粗大的柱状枝晶，共晶硅相充分生长成粗大的长针状相，分布不均匀，严重影响合金的力学性能１４６１，共晶硅的细化和球化需要经过较长时间的固溶处理。采用锶变质时，游离的ｓｒ吸附在生长的硅相表面，组织其按片状方式生长，使硅相由板片状转化为纤维状１４７－－４５］，从而改善共晶硅的形态和分布。变质剂应在除气以前加入，以克服潜伏期长的缺点，也可以克服合金吸气倾向大的缺点。除气处理不宜用氯盐，以防ｓｒ的损失。最新研究结果，对于锶等吸附类变质元素，共晶硅的变质是铝和硅两相同时作用的结果，硅相领先时长成片状，铝相领先时长成球状。按照结晶学原理，加入细化剂后增加了晶粒的形核数目，促进了口（Ａ１）的形成和优先析出。增加了变质的效果，且使达到最佳变质效果的时间缩短。自从１９０６年德国的ｗｉｌｎｌ发现铝合金的时效现象以来（４９ｌ，人们对铝合金的时效问题进行了大量的研究，时效处理已经成为铝合金强化的重要手段，铝合金时效之前先要通过固溶处理获得过饱和固溶体，这种固溶体处于溶质原子和空位双重过饱和状态，时效阶段过饱和固溶体发生分解，分解程度不同则析出相多少不同，强化效果亦不同。在时效过程中要发生一系列组织的变化，以ＡＩ．Ｃｕ合金为例来说明：（１）形成溶质原子富集区（即ＧＰ区或称ＧＰＩ区）。合金从高温淬火后形成的过饱和固溶体中，不仅溶质原子是过饱和的，高温下由于原子热运动增加而增多的空位亦被保留下来，即固溶体中空位也是过饱和的。由于大量空位的存在，溶质原子的扩散较为容易。在时效初期，溶质原子在铝基体的｛１００｝晶面偏聚，形成溶质原子富集区，即ＧＰ区。ＧＰ区晶体结构仍然与铝基体相同，基体晶格的连续性并未破坏，它与基体保持完全共格联系。（２）ＧＰ区有序化（ＧＰＩＩ区）ｔ当增加时效时间或升高温度时，就形成了ＧＰＩＩ区，形成脱溶过度相，但这时仍然与基体保持完全的共格关系。（３）形成过度相０”。再迸一步时效，脱溶过程迸一步发展，而达到形成０７相。它与稳定相曰相近似，大多从基体的｛ｌｏｏ｝面析出。（４）形成稳定相口相。西安工业大学硕士学位论文它与基体完全失去了共格关系，有明显的界面与基体分开。对于Ａ３５６合金，常采用Ｔ６热处理状态，即固溶处理＋完全人工时效。合金经过固溶处理后，强化相Ｍ９２Ｓｉ溶入固溶体中，铸件组织均匀化，硅颗粒的形貌也发生改变。最近几年，冶金工业取得了重要进步，如除气技术的改进、熔体过滤技术、变质技术、晶粒细化以及共晶硅的改造，使得Ｍ９２Ｓｉ相的溶解、组织的均匀化以及硅颗粒形貌变化的时间大大缩短。这些熔体处理技术对热处理过程中微观结构的变化产生影响，从而对合金的机械性能产生重要的影响。１．５本课题研究的意义和主要内容本课题来源于中国航空航天第一工业集团公司。由于现代涡扇支线飞机的发展，要求飞机速度高，机动性能好、寿命长、安全可靠，这给航空材料提出了更高更严格的要求：不仅要求材料具有更高的强度、更高的韧性和更小的比重，而且要求更高的耐热性、耐蚀性以及一定的物理化学性能等，以减轻零件的重量和提高零件服役的可靠性。本课题针对新型涡扇支线飞机用铸造Ａ３５６合金材料性能数据相对复杂，进行了实验研究，希望为涡扇支线飞机的选材以及民用飞机适航审查要求提供数据支持，以满足涡扇支线飞机损伤容限设计和强度分析的需要。研究的主要内容分为以下几个方面：１）铸造Ａ３５６铝合金微观组织观察。２）Ａ３５６合金常规拉伸性能实验以及合金在拉伸载荷作用下的断裂机理。３）Ａ３５６合金断裂韧性性能实验，并且研究和分析了其断裂机理。４）Ａ３５６合金应力腐蚀开裂性能实验以及裂纹扩展特性分析。５）Ａ３５６铸造铝合金晶间腐蚀性能实验。１４２铸造锅台金Ａ３５６的微观组织和力中性能２铸造铝合金Ａ３５６的微观组织和力学性能２．１引言铝硅系合金以其优良的流动性和铸型填充性而被广泛应用于铸造业［ｓｏ－”ｌ，其中Ａ３５６合金更是大量应用于需要高的比强度，如航天航空等行业，这种合金还具有良好的疲劳性能和抗腐蚀性能，铸件还可以通过热处理来获得强度和韧性的最佳组合１５２酆】，关于在热处理过程中力学性能的变化已经有大量的文献报道１５４－５６１。铸造铝合金Ａ．３５６的性能主要取决于化学成分和组织结构。当合金的成分一定时，影响合金组织的因素主要有冶炼铸造、热处理工艺等，本文采用的材料经过精铸工艺、Ｔ６（固溶处理＋完全人工时效）热处理状态。Ａ３５６合金固溶的目的是１５７瑚】：充分溶解在凝固过程中形成的Ｍｇ，？Ｓｉ相，使Ｍｇ和Ｓｉ等最大限度溶入固溶体中，以便在随后的时效过程中非平衡析出大量细小的Ｍ勘ｓｉ相；减小合金元素的微观偏析，克服在凝固过程中形成的合金成分的不均匀性：改善其中共晶硅相的形貌、大小和分椎，使共晶硅球化、细小、均匀分布。除此之外，铝合金铸件在铸造过程中，容易产生铸造缺陷。强化相、共晶磕以及铸造缺陷的尺寸大小、数量、形貌、分布等对合金的性能都有很重要的影响。２．２试验材料２．２．１试验材料本文中试验所用材料Ａ３５６铸造铝合金，由河南焦作精密铸造有限公司提供，其化学成分见表２－１。表２－１Ａ３５６铝合金的化学成分（ｗｌ％）合金精铸后，降低了合金中的气体含量，提高致密度，降低了杂质元素以及夹杂物‘的不利影响，改善合金的晶界强度，提高了合金的性能。两安Ｉ业人中硕十学拇论文２．２．２热处理工艺合会在浇注前加入Ｎａ和Ｎａ盐迸行了变质处理。合会未变质时，共晶硅以粗大的针片状形态出现，严重割裂基体，产生应力集中，从而使合金的力学性能大为降低。变质处理后，共晶硅由粗大的针片状变成细小的纤维状或层片状，力学性能尤其是塑性得到明显的提高。对铸造Ａ３５６铝合金在Ｔ６状态下进行热处理。热处理工艺（见图２—１）为：・５３５±５０Ｃ固溶处理２～６小时，６０～１０００Ｃ水中淬火；・２００４－５０Ｃ人工时效３～５小时，空冷。固溶处理要求把铸件加热到尽可能高的温度，接近于共晶体的熔点，但一定要严格控制，防止温度波动超过其熔点而产生过烧现象。在该温度下保持足够长的时间，快速冷却，使强化组元在铝中最大的溶解。随后时效过程中非平衡析出细小弥散的Ｍ９２Ｓｉ相，产生沉淀相强化，同时减小合金元素的微观偏析，克服在凝固过程中形成的合金成分的不均匀性，提高合金的力学性能，获得尺寸的稳定性等。ｏ％宝置兰ｇｌｉｎｇ盘图２－ＩＡ３５６铝合金的热处理工艺２．３试验方法及设备２．３．１金相组织观察将切割好的试样在金相砂纸上经过粗磨、细磨后，在抛光机上用ｗｏ．５（ｏ．５ｕｒｎ）的金刚石抛光膏抛光。将抛光好的试样，未经腐蚀直接置于ＮＥＯＰＨＯＴ－３０光学显微镜下观察其显微组织。２．３．２透射电镜（７ｒＥＭ）分析在铸造Ａ３５６．Ｔ６拉伸试样的两端采用钼丝线切割出０．４～Ｏ．５ｒａｍ厚的薄片。先在不同１６曲安Ｉ。业人学硕十学位论文粗细的金牛Ｈ砂纸上人工减薄到２０～３０ｕｍ后，冲成毋３ｒａｍ圆片，再利用ＧＬ－６９００型离子减薄仪进行最终减薄，制备出透射电子显微镜试样。将减薄后的试样置于ＪＥＭ．２０１０型透射电子显微镜下观察合会的微观组织特征。２．３．３室温拉伸实验按照ＨＢ５１４３标准，采用精铸方法直接铸造成标准的圆形比例试样，试样尺寸如图２—２所示。在室温条件下进行拉伸试验。利用引伸计测定拉伸试样的性能参数以及应力－应变曲线等。匡羹基］舀日√图２－２拉伸试样的形状尺寸２．３．４拉伸试样断口为了研究Ａ３５６铸造铝合金的拉伸断裂机理，在ＫＹＫＹ－６０００Ｘ扫描电镜下观察拉伸试样的断口特征，同时取部分拉伸试样沿其纵断面剖开，制成金相试样后在ＮＥＯＰＨＯＴ－３０金相显微镜下观察其断面特征。２．４微观组织铸造Ａ３５６铝合金的组织为初生口（Ａ１）基体上分布着大量（口＋ｓｉ）共晶体以及沉淀析出的ＭｇｚＳｉ强化相、富Ｆｅ相化合物等。除此之外，合金在熔炼和铸造过程中，容易产生疏松、缩孔、气孔、夹杂和氧化膜等缺陷，缺陷的性质、尺寸、数量和分布严重影响合金的性能。２．４．１ａ（Ａ１）枝晶典型的枝晶组织见拉伸断口扫描图２－９所示。研究表明１５９－６０Ｉ，枝晶的尺寸取决于铸件在凝固过程中的凝固速率。在凝固过程中，如果冷却速率控制不当，往往形成粗大的树枝晶，其在外加载荷作用下，枝晶壁间的薄弱区域，成为裂纹萌生源，对合金的性能有不利的影响。１７柏安ｌ业入学硕＋学竹论文一般来说，随着枝品的数量增加，枝品闻距的减小，其力学性能也得到提高，Ｒａｄｈａｋｖｉｓｈｎａ等人得出Ｙ＝Ａ＋ＢＸ＋ＣＸ２１６１Ｊ（２—１）其中Ｙ可以表示抗拉强度％、屈服强度盯，、延伸率６，ｘ表示枝晶臂间距。Ａ、Ｂ、Ｃ为常数，Ｂ为负值，对于Ａ３５６合金来说，ＵＴＳ＝４０．８６—０．４５九＋石１６１Ｊ（２．２）可以看出，减小二次枝晶臂间距可以提高合金的力学性能，细化枝晶是提高合金强韧性的有效途径之一。同时，细化枝晶还能改善合金的补缩能力，有利于消除缩孔、缩松，防治冷隔，细化有害杂质相。对于完全变质的近共晶舢．ｓｉ合金来说，力学性能与枝晶数量是线形相关的【６２１。２．４．２共晶颗粒Ａ３５６合金中的共晶颗粒包括共晶区域中的共晶ｓｉ和化合物相。共品颗粒的尺寸、长径比和聚集程度对塑性变形过程中颗粒的开裂有着重要的影响【”１．图２．３为合金的金相组织照片。照片中晶粒比较粗大，共晶硅形态为短棒状和针状，主要沿着晶界分布。由于采用钠变质，有效时间短、易失效、重溶性差等造成变质不均匀、不充分，ｓｉ相对基体产生了割裂作用，其尖端和棱角处引起应力集中，合金容易沿晶粒的边界开裂，或是板状ｓｉ本身开裂而形成裂纹，使合金力学性能特别是伸长率显著降低。图２－３Ａ３５６原始组织（未经腐蚀）另外合金中重要的化合物相还有富Ｆｅ相。Ｗａｎｇ指出，固溶处理后存在的富Ｆｅ相的性质、类型和数量主要取决于合金中的Ｍｇ召－ｉ［１５９删。当Ｍｇ含量低于０．３５．０．４０％（重量１８西安工业大学硕士学位论文百分比）时，大部分的富Ｆｅ相为尺寸较小的片状卢相（为ＡｌｓＦｅＳｉ），当Ｍｇ含量较高时，合金中的Ｆｃ趋向予形成尺寸较大的汉字形貌（＂Ｃｈｉｎｅｓｅｓｃｒｉｐｔ”ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ）的化合物万相（Ａ１９ＦｅＭｇａＳｉ５）。图２＿４金相照片中共晶颗粒包括共晶ｓｉ和富Ｆｅ相（口相和丌相）。富Ｆｅ相的形态、性质等对合金性能有着重要的影响。此外，生成的夹杂物中也可能会有Ｆｅ元素的存在。图２－４Ａ３５６合金中的共晶颗粒ＭｃＤｏｗｅｌｌ畔１等人认为：枝晶间区域，基体中的共晶成分组成可以粗略的表示为ＡＩ－１％Ｓｉ，该区域内共晶颗粒的尺寸和长径比依赖于冷却速率、热处理和变质条件。Ｗａｎｇ等Ａ１５％ｏ】研究表明，合金中共晶ｓｉ和富Ｆｅ相颗粒的平均尺寸是二次枝晶臂间距（ＳｅｃｏｎｄａｒｙＤｅｎｄｒｉｔｅＡｒｍＳｐａｃａｉｎｇ，简称ＳＤＡＳ）的函数，Ｓｉ相和富Ｆｅ相颗粒的长径比也是ＳＤＡＳ的函数，都随着ＳＤＡＳ的平均尺寸增大而增大。其中富Ｆｅ相颗粒的长径比大于Ｓｉ颗粒的长径比。ＳＤＡＳ较大时，Ｓｉ颗粒的长径比也较大，这表明固溶处理过程中ｓｉ颗粒的球化在ＳＤＡＳ较大时变得缓慢。颗粒的长径比是一个非常重要的参数，因为颗粒内应力与颗粒的长径比是成正比的［５９１。长颗粒产生较高的颗粒内应力，从而导致较高的开裂概率。长颗粒易开裂而出现多处萌生，而圆颗粒的开裂趋势相对较低。２．４．３合金中的沉淀物对于Ａ３５６合金而言，其共晶组织中还包括少量亚微尺寸的沉淀颗粒为Ｍ９２Ｓｉ。固溶处理时Ｍ９２Ｓｉ溶入口（Ａ１）基体中，淬火时形成过饱和固溶体，经人工时效后成弥散相沉淀析出。由于Ｍｇ含量较少，ＭｇｚＳｉ的含量亦较少，尺寸非常小，在光学显微镜下观察不到。由于试验所用合金构成元素Ｍｇ、ＡＩ和ｓｉ的原子序数比较接近，通过ｘ射线或电子衍射也很难获得析出物的信息，且晶体结构等的分析也是十分困难。图２．５为合金中析出物的ＴＥＭ像。根据研究分析表明，少量的呈针状或棒状的沉淀析出相主要为Ｍ９２Ｓｉ相，杂乱无章地分布于Ａｌ基体中，并不集中分布于晶界处，其长度小于０．３ｕｍ，宽度在１００ｒｉｍ左右。１９西安工业大学硕士学位论文图２—５ＡＩ基体ｔ＃Ｍ９２Ｓｉ析出物的ＴＥＭ像２．４．４铸造缺陷铸造铝合金的一个主要问题是孔洞的形成，如图２－４所示。孔隙是导致合金力学性能降低的主要因素，同时伴随有铸件致密度的降低和表面缺陷的产生。Ａｎｓｏｎ和ｃｈｌｚＩｅｓ虹１６５Ｊ用定量分析的方法分析了缩孔和气孔的区别，并阐述了孔隙形成的两个因素：多孔区域凝固过程中枝晶间液体补缩的缺乏而形成的缩孔和由于凝固过程中氢气溶解度的降低而导致的氢气泡的性能（气孔）。典型的缩孔受主相枝晶和共晶相（针状Ｓｉ）围绕，为一群较大而具有不规则三维形状（复杂的、扭曲状）的孔洞；而典型的气孔为无近邻孔隙、横截面为圆形的孔洞。Ｓｋａｌｌｅｒｕｄ等人｜６６１研究表明，具有最小曲率半径的缩孔的直径大于１／３～１／２倍的枝晶胞尺寸，而气孔尺寸虽很小，但是由于相对较高的冷却速率而均匀分布于枝晶区域，在相对较低的冷却速率下单个气孔的尺寸可以达到１５．５０ｕｍｌ６７］。一般来说，小的气孔具有较小的长径比。铸造铝合金中通常还包含一定数量的夹杂物和氧化膜。夹杂和氧化物的存在影响了合金的性能【６８删，特别是塑性１７０ｌ。铝液中气体和夹杂物是相互作用的，其作用机制主要是吸附作用［７１１。铝液中悬浮的氧化夹杂物吸附着氢，并制约着氢的扩散脱除，同时还为氢析出时气核的形成提供界面，结果是“杂多气多”，这是氢难以除净的根本原因。因此，除气和除杂必须同时进行。本试验在断口扫描的过程中发现了这些缺陷（见图２．１１）。研究表明【７矾，等面积条件下夹杂对铸件的危害程度大于孔隙。Ａ３５６合金的拉伸性能在拉伸过程中，仪器自动记录了力．伸长数据，如附录Ａ所示。表２．２为拉伸性能数２．５２．５．１室温拉伸实验据值。曲交Ｉ业人学硕十学位论文表２－２拉伸性能数据值§！１２堡１舞２带竺坐型里！！Ｏ．０１８０．５１９４．４１８７．２１９７．９１５７．９１９０．Ｏ１７０．７１８７．９１８３．３１５２ｇ世丛！！９３．１２６９．４２６９．４２７４．５２７３．１２５９．１２５９．０２３３．８２６２．０２６２．５２２８受！！墅０．００４．８２１０．６４４．８４５．４８５．８３６．０３２．０４４．５４５．２８３竺！丝０６．０４．０６．５７．０７．５７．５４．５６．５５．５鲥钟５撑酣僻８＃嘶平均值ＡＭＳ４２６０一试验中，试样为同炉铸造并且采用相同的热处理制度（固熔处理＋完全人工时效）。从总体看来，数据比较分散，这主要是因为Ａ３５６合金铸造组织较粗大，而且存在如疏松、缩孔、氧化物夹杂、变质剂残留等缺陷。１娥式样由于试验设备原因，在拉伸实验初始阶段被拉断；８赋样拉伸过程中，断裂部位发生在标距之外，也不符合标准要求。３＃刮－ｔ样表现了较好的塑性，断后伸长率、断裂强度最高，从对应的拉伸应力一应变曲线图上也可以看出来，这和试样内部的微观组织以及夹杂物的性质等有关，其他数值比较稳定。２撑、甜、５舟、阱试样在冷却过程中，由于保护不当或是重力原因，试样甚至发生了弯曲变形，这给数据的测量带来了影响。由袁２．２数据可以发现，Ａ３５６合金铸件力学性能满足ＡＭＳ４２６０要求，但是如果改善合金的组织，使其组织均匀细化，降低夹杂相藕孔隙等分布状态，对合金性能的提高将十分有利，尤其对合金塑性和韧性。２．５．２铝合金的拉伸行为和断裂机理以往研究表明１５９，７３．７４１，Ａ３５６合金的拉伸和断裂行为强烈依赖于二次枝晶间距（ＳＤＡＳ）、Ｍｇ含量，尤其是共晶硅和富Ｆｃ相金属间化合物的尺寸和形状。在拉伸应力作用下，裂纹一般通过硬脆相Ｓｉ颗粒与基体分离或Ｓｉ颗粒和ｓｉ颗粒夹杂自身的破裂而在ｓｉ颗粒处萌生，或在合金内部的铸造缺陷如气孔、缩松、夹杂等应力集中处萌生。Ａ３５６合金的变形和损伤机伟４～般包括以下几个过程（如图２．６所示）：１）应变起始阶段，剪切滑移带形成于枝晶胞内；曲安Ｉ、小人学硕十学仲论文２）持续的应变导致共晶颗粒的丌裂，微裂纹萌生。文献【７５】认为裂纹萌生的可能途径有；ａ．共晶Ｓｉ与共晶～界面为非共格界面，存在空位缺陷，在应力作用下空为相互结合，导致共晶Ｓｉ与共晶Ａｌ界面的分离；ｂ洪晶ｓｉ相为硬脆相，与塑性相的Ａ１基体塑性相差较大，在应力作用Ｆ－－者变形不协调，较大的共晶ｓｉ相或金属问化合物发生开裂而萌生裂纹；３）随着变形的进行，更多颗粒开裂，断裂颗粒内微裂纹形成并扩展：４）晟后．当开裂颗粒的体积分数达到临界值时，微裂纹通过口（～）基体的塑性剪切变形而相互连接，井沿合会中的最薄弱区域迅速扩展，最终导致合金失效。（ａ）∞（ｃ）（ｄ）囱２－６Ａ３５６台金的变形和损伤机制示意（龅始阶段，剪切滑移带形成于枝晶胞内；（ｂ）持续的应变导致共晶颗粒的开裂：（ｃ）随着变形的进行，更多颗粒开裂，断裂颗粒内微裂纹形成并扩展；（ｄ）最后・当开裂颗粒的体积分数到达临界值时・微裂纹迅速连接并导致台金失效１５９１。２．５．２．１拉伸试样断口纵断面分析材料的端口记录这断裂时试样内部发生的一些变化，为了更好地了解所合金的拉伸性能，对试样的拉伸断口以及纵断口进行了分析。图２－７为拉伸试样断口纵断面的金相照片。西安工业大学硕士学位论文图２．７拉伸试样的纵剖面金相照片由图２－７ａ和图２．７ｂ可以看到：在试样的纵断面断口边缘分布着较多的硅颗粒，硅颗粒形态细长，表明细而长的硅颗粒，在拉伸载荷作用下，较容易开裂，成为裂纹萌生源，而较圆的颗粒却具有相对较低的开裂趋势。图２．７ｃ，断口边缘的硅颗粒呈链状分布，也容易在此萌生裂纹。裂纹沿着硅颗粒与基体界面（共晶ｓｉ和Ｏｒ＇（ＡＩ）基体界面）开裂表明该界面结合强度较低。此外，在共晶区，可以明显观察到多处ｓｉ颗粒发生了断裂，而在枝晶包内却为发现裂纹，表明裂纹是沿枝晶胞之间的共晶区域进行扩展的。裂纹在扩展过程中，遇到共晶硅粒子时，硅颗粒断裂。如图２．７ｄ所示，图中箭头所示为断裂的Ｓｉ颗粒。２．５．２．２拉伸试样断口扫描（ｓＥＭ）分析图２．８、２－９、２－１０、２－１１为拉伸试样断口扫描（ＳＥＭ）照片。图２．８拉伸试样宏观断面图２－９裂纹源树枝晶及铸造缺陷西安工业大学硕士学位论文图２－ｌＯ解理和准解理图２－１１夹杂物图２－８为拉伸试样宏观断面，从其表面看，断口相对比较平齐，没有明显的塑性变形痕迹，呈脆性断裂。图中Ａ、Ｂ、Ｃ和Ｄ分别代表试样的裂纹源、瞬断区和扩展区。裂纹源Ａ位于拉伸试样的中心位置。图２－９为裂纹源区的扫描照片，可以发现有明显的粗大树枝晶和铸造孔洞，在拉伸载荷作用下，优先形成裂纹，成为裂纹萌生源【７６１。图２．１０为裂纹扩展区，没有韧性断裂的韧窝，主要为准解理和少量的解理面，属于穿晶型脆性断裂。图２－ｌｌ为合金中的夹杂物。由于夹杂物周围存在应力集中，特别是粗大的硬脆夹杂物，往往成为裂纹形核的位置。裂纹在扩展过程中，夹杂物与位锴相互作用，在与基体的界面处，成为裂纹扩展的通道。特别是大面积的铸造缺陷或夹杂，能够加速裂纹的扩展，极易引起材料发生脆性断裂。２．６本章小结（１）Ａ３５６铸造铝合金力学性能符合ＡＭＳ４２６０规范要求。（２）Ａ３５６铸铝其断口形貌以准解理为主，并有少量解理面，裂纹扩展为穿晶型，其断裂机理为穿晶型脆性断裂。（３）Ａ３５６铸铝裂纹通常起源于内部铸造缺陷或夹杂处；长而细的硅颗粒在拉伸载荷作用下较容易开裂，也会成为裂纹萌生源。３Ａ３５６含金断裂韧性实验３Ａ３５６合金断裂韧性试验３．１引言早在２０世纪２０年代，Ｇｒｉｆｆｉｔｈ就提出了著名的裂纹体的脆性断裂强度理论。但是工业中使用的金属结构材料的强度较低、塑性和韧性较好，因而构件发生脆性断裂的情况很少，但在二次世界大战后，在航空航天、桥梁、航海等领域接连发生了一系列脆断的事故。许多脆断事故与构件中存在裂纹或缺陷有关，而且断裂应力低于屈服强度，这促进了断裂韧性的研究。裂纹总会在构件中出现，在冶炼、热加工或冷加工过程中，由于工艺上的原因，在材料或半成品中会形成裂纹或裂纹式的缺陷，在构件服役过程中，由于力学、温度和介质等环境因素的作用，在构件中也会形成裂纹。这些裂纹尖端附近的应力分布与构件的受力状态、几何形状以及裂纹大小有关，而应力场的强弱可由应力强度因子Ｋ来表示，它也与构件的几何形状、受力状态和裂纹尺寸有关。如果裂纹尖端应力强度因子大于某个值时，裂纹将发生失稳扩展，这个值被称为临界应力强度因子，也就是常说的断裂韧性。通常提到的断裂韧性指的是平面应变断裂韧性，用Ｋｘｃ表示。平面应变断裂韧性Ｋｉｃ是防止构件低应力脆断，进行断裂控制设计的一个重要指标ｍ。脆性断裂是工程构件最危险的一种破坏形式，具有高的断裂韧性可以增加材料抵抗裂纹失稳扩展的能力。在线弹性断裂力学中，材料发生脆断的准则是：ＫＩ＝ＫＩｃ，其中ＫＩ为应力强度因子，它是反应裂纹尖端附近应力场强弱程度的物理量，其值取决于构件的几何形状、裂纹尺寸和外加载荷的大小。Ｋｌｃ则是材料在平面应变状态下抵抗裂纹失稳扩展能力的量度，称为材料的平面断裂韧度，是材料本身的一种性质。断裂韧性的测定对静强度控制设计和材料的工程应用具有重大意义。平面应变断裂韧性Ｋｌｃ是断裂力学中反映实际含裂纹构件抵抗应力脆断破坏的韧性性能指标，它对应于平面应变条件下，构件在静载荷作用下裂纹开始失稳扩展时的ＫＩ（张开型裂纹的应力强度因子）值。断裂韧性Ｋｌｃ是含裂纹体抵抗裂纹扩展能力的量度，所以用来测定断裂韧性的试样是带有裂纹的，试验时先在已经加工好的试样上预制裂纹，然后将带有预制裂纹的试样加载至断裂，记录载荷Ｐ和裂纹嘴张开位移ｖ，得到Ｐ．Ｖ关系曲线，通过作图法，在曲线上确定条件裂纹失稳扩展载荷Ｐｏ值，代入该类试样的应力强度因子计算公式，计算Ｋｌｃ的条件Ｋｏ。如果满足有效性判据，则Ｋｏ＝ＫＤ工程中的实际构件只要不满足脆性Ｋ判据，即使其中存在裂纹，裂纹也不会发生扩展，构件仍然是安全的，不会发生断裂破坏，这种情况称为破损安全Ｉ一。曲安Ｉ业人学硕十学何论文本章节对Ａ３５６铸造合会的平面断裂韧性Ｋｌｃ进行了试验研究，并对其影响因素、断口形貌等进行了分析和研究。３．２试验方法和试验过程３．２．１试样制备材料断裂韧性Ｋｌｃ的测试，国家标准为ＨＢ５１４２．９６规定的试样：标准三点弯曲ＳＥ（Ｂ）试样、紧凑拉伸Ｃ（Ｔ）试样、ｃ形拉伸Ａ∞和圆形紧凑ＤＣ（Ｔ）拉伸试样。本试验采用标准的紧凑拉伸Ｃ（Ｔ）试样进行试验，试样尺寸和形状如图３．１所示，预制缺口为直通型。图３－１试样的尺寸和形状其中宽度Ｗ＝８０ｍｍ，厚度Ｂ＝４０ｎｌｍ，半高Ｈ＝４８ｍｍ，有效裂纹长度ａ取０．５Ｗ＝４０ｍｍ．３．２．２ＫＱ的计算和有效性验证由于ＫＪｃ是金属材料在平面应变和小范围屈服条件下裂纹失稳扩展时ＫＩ的临界值，因此，测定ＫＩｃ用的试样尺寸必须保证裂纹尖端处于小平面应变或者小范围屈服状态。根据计算，平面应变条件下塑性区宽度Ｒｏ＝０．１ｌ（ＫＩｃ／ａｙ），式中盯ｙ为材料在Ｋｘｃ试验温度和加载速率下的屈服强度或屈服点。紧凑拉伸试样加载时，裂纹尖端的应力强度因子Ｋｏ表达式为：ＫＱ＝（Ｐｏ／ＢＷ“２）ｆ（啪Ｄ式中（３・１）陌安Ｉ业人学硕卜学付论文“ａ／Ｗ）：—（２——＋—ａ—／—ｗ—）—Ｊ／—Ｚ—［Ｏ—．８—８—６—＋——４．—６—４—ａ—／—ｗ—－—１—３—．３—２—ａ—＂ｉ／＿ｗ—：—２—＋—１—４—．７—ａ—３—／—ｗ—３—－—５—．—６—ａ—４—／—ｗ一４）］（３－２）（１一ａ／ｗ）…式中ｆ（ａ／Ｗ）为紧凑拉伸试样的形状因子，可以查国家标准数值表；Ｐｏ为条件裂纹失稳扩展载荷将条件裂纹失稳扩展载荷Ｐｏ以及试样断裂后测出的裂纹长度ａ代入公式（３－１），即可求出Ｋ１的条件值，记为Ｋｏ。只用通过有效性检验才是平面应变条件下的Ｋｌｃ。判断Ｋｏ有效性的判据：１）最大拉力Ｐ。。和Ｐｏ的比值不大于１．１０。Ｐｏ的测量如图３．２所示，在拉力随张开位移变化的曲线的线形段作直线ＯＡ，从坐标原点Ｏ点画割线ＯＰ５，割线斜率（Ｐ／Ｖ）５＝Ｏ．９５（Ｐ／Ｖ）０，（Ｐ／Ｖ）ｏ是直线ＯＡ的斜度。如果在ｈ以前，曲线上每一点的载荷都低于Ｐ５，则ＰＯ＝Ｐ５，若有更大的载荷，则该值为Ｐｏ。争虬１０（３－３）巳Ｌｏａｄｖ暑ＣＯＤ｝。……一’髟ｐ’～．．、墓；叠§≮石……、Ｅ夕髟警￡Ｏ０．∞玲ｏ．＇７５ＡｌｂＩＣＯｌＤｔ删０２ｅ巧Ｏ．∞图３－２Ｐ．。和Ｐｏ的关系２）试样厚度Ｂ和裂纹长度ａ大于２．５（Ｋｌｃ／ｏｙ）２。ａ，Ｂ≥２．５（ＫＩｃ／ｏｒ∥偏差在±１００以内。（３—４）３）裂纹长度和试样宽度ｗ的比值在ｏ．４５～Ｏ．５５Ｗ之间，裂纹面与ＢＷ平面应平行，４）在实验结束后，从断口上实际测量预制疲劳裂纹长度，一般来说，预制疲劳裂纹的前缘不是平直的，按照标准规定，需要在０、１／４Ｂ、１／２Ｂ、３／４Ｂ、Ｂ的五个位置测量裂纹长度ａｌ、ａ２、ａ３、ａ４、ａｓ（如图３—３所示），取平均值ａ＝ｌ／３（ａ２＋ａ３＋ａ４）作为裂纹长度。同时要求ａ２、ａ３、ａ４中任意两个测量之差不大于ａ的１０％，ａ１、ａ５与ａ之差不得大于１５％，ａ１、ａ５之差也不得大于ａ的１０％，否则试验结果无效。西安ｆ：业人学硕十学竹论文围３．３裂纹长度ａ的测量位置３．２．３试验过程试样机加工后，首先预制裂纹，预制裂纹应保证消除初始缺口的影响。选择载荷比Ｒ＝０．０１，频率控制ｆ＝４０Ｈｚ的正弦波载荷，用降载法对紧凑拉伸试样预制疲劳裂纹，裂纹为直通型缺口。在预制过程中，用读数显微镜在线检测裂纹长度，在裂纹扩展的最后阶段将疲劳循环载荷降到使得最大应力强度因子●０。；（６０％ＫＯ，并继续加载，直至裂纹和缺１：３的总长度ａ与试样宽度ｗ之比ａ／Ｗ在０．４５～Ｏ．５５之间。试样预制裂纹完成后，在ＭＴＳ８８０材料实验机（如图３－４）上进行断裂韧性试验。在拉伸载荷下，缓慢加载测定Ｐ—ｖ曲线，一般经过几十秒钟之后Ｐ．Ｖ曲线及达到失稳状态．。卸下引伸计将试样拉断，通过作图法，在Ｆ－Ｖ曲线上确定条件裂纹失稳扩展载萄Ｐｏ值，在其断面上，采用工具显微镜测量从加载线到裂纹前缘的长度，取其平均值作为裂纹长度ａ，代入公式计算Ｋｏ，晟后根据上述的有效性判据验证计算结果。断裂韧性断口形貌在ＫＹＫＹ－１０００Ｂ扫描电镜下进行观察。图３－４ＭＴＳ８８０材料试验机２８眄宜ｆ：业人学硕十学位论文３．３试验结果和分析在拉伸载荷下，缓慢加载测定Ｐ．Ｖ曲线，如附录Ｂ（纵坐标比例为３．１２５ｋＮ／ｃｍ，横坐标比例为０．１２５ｍｍ／ｃｍ）。当Ｐ．Ｖ曲线达到失稳状态后，卸下引伸计将试样拉断，在Ｐ．Ｖ曲线上确定条件裂纹失稳扩展载荷Ｐｏ值，在拉断试样的断口上用工具显微镜裂纹长度ａ，代入公式计算Ｋｏ，并判断其有效性。所测定的载荷Ｐｏ、裂纹长度ａ如表３－１所示。由表３．１中的数据可以看到，数据很不稳定，２航芪样测得条件载荷Ｐｏ最小，而裂纹长度ａ与其他试样相比尺寸最长。将数据代入上面的公式（３．１）计算ｌ（０，结果表明：２带试样的平面断裂韧度‰值最小，这可能与裂纹预制条件以及裂纹长度测量的准确度有关。２蹴样预制裂纹时间长，试样拉断后测量裂纹长度，发现ａ，、ａ４两个测量之差大于ａ的１０％，不符合标准要求。另外由于铸造组织比较粗大，预制裂纹断口部分与试样拉断断口部分辉度差别不是很明显，测量裂纹长度有一定的困难，也带来较大的误差。表３－１试验测得条件载荷Ｐｏ、裂纹长度ａ和ＫＩｃ值同时在拉断试样上又取了一组小试样，以进行对比试验。试样同样为标准试样，尺寸比例为Ｌ＝５０ｍｍ，Ｗ＝４０ｍｍ，Ｂ＝２０，有效裂纹长度ａ取Ｏ．４５～０．５５Ｗ。试验结果如表３－２所示。对比试验的Ｐ．Ｖ曲线见附录Ｃ（纵坐标比例为１．２５ｋＮ／ｍｍ，横坐标比例为０．１２５ｒａｍ／ｅｒａ）。表３—２对比试样平面断裂韧性数据值从其对比结果不难发现，后一组试样ＫＩｃ值比前一组的ＫＩｃ值偏小，但偏差不大，原因是由于后一组试样的预制裂纹直接采用毋＝０．１６ｒａｍ钼丝切割直接切割而成。相比较而言，钼丝线切割预制的裂纹尖端为ｕ形，第一组试样的预制裂纹在疲劳试验机进行，裂２９两安Ｉ’业人学硕卜学仔论文纹尖端呈ｖ形，Ｖ型缺口比Ｕ形应力集中系数更大，因而ＫＩｃ相对较低。但是从上面的数掘可以看到，对比试样的Ｋｌｃ反而比原始试样的Ｋｌｃ值大，这可能一方面是由于线切割预制裂纹尖端产生熔化层，降低了材料的断裂韧性值，另一方面由于组织粗大，预制裂纹区域不明显，测量带来较大的误差，也会使计算的ＫＩｃ偏小，当然，试样厚度对测量结果也有影响。由试验数据看来，Ａ３５６铸造铝合金的断裂韧性值在１４～２０ＭＰａ．ｍ１，２之间，与朋，Ｃｕ系和Ａ１．Ｚｎ—Ｍｇ—Ｃｕ系变形铝合金相比（它们的断裂韧性值分别为：舢一ｃｕ系合金１８～３８ＭＰａ．ｍ”２；Ａ１．Ｚｎ．Ｍｇ—Ｃｕ系合金１９～４１ＭＰａ．ｍ１尼），数值比较高，接近其下限。３．４断口扫描（ＳＥＭ）分析图３．５所示为试样断口启裂区的形貌照片。从这些启裂区断口扫描照片看来，１臧样图３－５断口启裂区形貌：（ａ）ｌ带；（ｂ）２＃；（ｃ＞鲥；（ｄ）４ａ断口为准解理型断裂。２们式样启裂区变形比较严重，撕裂棱突出，存在少量韧窝。错、钳试样启裂区，韧窝较多。对这些照片的对比发现，启裂区的形貌与材料的断裂韧度值Ｋｌｃ有一定的关系。错，删式样断裂韧度值较大，这可能是因为裂纹尖端存在较大的塑性变形，增大了裂纹扩展的阻力有关。图３－６为扩展区形貌，韧性特征比较明显，存在少量韧窝，撕裂棱突出。３０西安丁＝业大学硕士学位论文图３－６扩展区形貌３００ｘ此外合金在熔炼和铸造过程中，形成缩松缩孔、枝晶偏析、变质剂残留、非金属夹杂、硬质点等，往往有利于裂纹的形核和长大，对断裂韧度ＫＩｃ的值有重要的影响。如图３．７所示为１撑试样裂纹扩展区存在的枝晶偏析。由于树枝晶粗大，在拉应力作用下，枝晶壁间的薄弱区域，慢慢地相连接，往往成为裂纹源，对ＫＩｃ有不利的影响。图３．７枝晶组织图３－８铸造气孔图３・８为铸造气孔，由于气孔的存在破坏了合金的连续行，同时在气孔周围引起应力集中，降低了材料的性能。图３－９照片中心位置为块状夹杂物，能谱分析表明其成分为质硬脆的富铁相（如图３－１０），Ｆｅ的重量百分比达到了４７．９５％，割裂了与基体的连续性，图３－９夹杂物图３－ｌＯ夹杂物能谱分析西安工业大学硕士学位论文降低了材料的韧性。３．５影响断裂韧性的因素在实验过程中，断裂韧性受化学成分、组织结构、晶粒大小和形状、夹杂和第二相等内在因素以及温度、应变速率、试样厚度和取向、环境等试验条件和试样尺寸的影响。显微组织对Ｋｉｃ的影响主要通过热处理来实现的。对于Ａ３５６合金丽言，热处理后基体会析出Ｇ．Ｐ．区和０相，共晶硅相也会发生很大变化，晶内析出弥散强化相，随着热处理的进行，‘晶界析出物聚集长大，析出相之间的距离增大。由于位错能够切割Ｇ．Ｅ区和较小的强化相，从而使得大量位错在晶界处塞积，为裂纹形核和扩展创造了条件，当析出相聚集长大、间距增大时不易于产生应力集中。有时在热处理中，以牺牲其它力学性能为代价换取断裂韧性的改善。晶粒大小和形状对断裂韧性的影响，一般来说，由于材料组织状态的改变所引起的强度增长，往往会使材料的韧性降低［７９１，表现出的ＫＩｃ与盯ｂ的关系如图３．１ｌ所示。但是晶Ｏｔ。岍硝图３－１１Ｋｌ。与盯ｂ的关系曲线粒细化可以同时提高强度和韧性［ｓｏ－８１ｌ众所周知，口（Ａ１）晶粒尺寸、共晶硅颗粒的大小形貌、杂质相、铸造缺陷以及热处理工艺等是影响合金的强度、塑性和韧性的几个主要因素。在Ａ３５６合金中，当裂纹在具有ｆｅｅ结构的口（Ａ１）中扩展时，在裂纹尖端高应力集中的条件下，口（ＡＩ）会产生大量的孪晶而使裂纹尖端钝化，从而使裂纹扩展消耗更多的能量。同时晶粒形状对断裂韧性也有影响，纤维组织可使铝合金获得更好的韧性，而粗大等轴状再结晶组织所得铝合金的断裂韧性最差。晶粒度对材料断裂韧性的影响，实际上是通过晶界对裂纹扩展的影响实现的，当裂纹穿过晶界扩展时，由于晶界阻力大，裂纹扩展困难，而且当裂纹穿过晶界前进时，由于晶粒取向的不同导致裂纹扩展方向发生改变，扩展所需的能量增大，材料的断裂韧性也就愈高。一定面积内的第二相粒子的数量越多、尺寸越大，则粒子之间的间距ｄｌ越小，导致西安Ｉ：业人学硕十学位论文裂纹尖端附近区域塑性变形的可能性减小和局部塑性变形能力降低，使得断裂韧性Ｋ，ｃ随着ｄ。的减小而减小１８２Ｊ。Ｋｌ。“ｄｙ２（３・５）Ａ３５６合金固溶处理过程中，硅颗粒的平均直径随着固溶时间的延长先减小后增大，硅颗粒之间的间距增大，根据公式３．５，随着固溶时间的延长断裂韧性Ｋｌｃ应增大。断裂韧性Ｋｏ值随固溶时间的变化规律与硅颗粒平均直径随固溶时间的变化趋势相似。３．６本章小结（１）Ａ３５６铝合金的断裂韧度数值比较高，与２ｘｘｘ（Ａ１．Ｃｕ合金：１８～３８ＭＰａ．ｍ１尼）和７×××（ＡＩ．Ｚｎ．Ｍｇ－Ｃｕ合金：１９～４１ＭＰａ．ｍ１／２）系列的变形铝合金相比，数值接近其下限。（２）断口宏观为脆性断裂，微观断裂机制为穿晶准解理。（３）合金在铸造过程中，形成缩松缩孔、枝晶偏析、变质剂残留、非金属夹杂、硬质点等，往往成为裂纹源，降低平面断裂韧度Ｋｌｃ值。４Ａ３５６台金麻力腐蚀敏感性实验４Ａ３５６合金应力腐蚀敏感性试验４．１引言腐蚀环境条件下的构件，在低于材料屈服强度的静拉伸载荷作用下就可能发生延迟破坏，这种情况下构件的破坏是由于应力腐蚀开裂（ＳｔｒｅｓｓＣｏｒｒｏｓｉｏｎＣｒａｃｋｉｎｇ简写为ｓ．ｃ．ｃ）引起的。有些合金如钛合金在常规光滑试件的实验中似乎对Ｓ．Ｃ．Ｃ不敏感，但在同条件下对预制裂纹的试件却表现出对ｓ．Ｃ．Ｃ很敏感１８３】。损伤容限设计准则认为所有工程中都不可避免地存在初始缺陷，因此应该借助于断裂力学方法用预制裂纹试件研究材料一环境系统的应力腐蚀丌裂特性。被环境加速的裂纹扩展和应力腐蚀开裂预计发生于裂纹尖端的高应力区，用应力强度因子Ｋｌ来表征Ｓ．Ｃ．Ｃ中驱动力的力学部分是合理的，此时必须满足的必要假设是裂纹尖端的应力为平面状态，它要求裂纹尖端的塑性变形和试样的几何尺寸相比很小，因而对试样的几何尺寸要有限制。目前，应力腐蚀开裂的标准实验方法，通常将平面应变断裂韧性Ｋｌｃ实验所建立起来的限制用于应力腐蚀开裂实验。在惰性环境条件下，材料有临界平面应变应力强度因子Ｋ１ｃ’当裂纹尖端的应力强度因子Ｋ１超过这一极限时，裂纹发生失稳扩展。可以设想，在腐蚀环境条件下，对特定的材料—环境系统也应该有类似性质的临界平面应变应力强度因子，记为Ｋｌｓｃｃ，当裂纹尖端的应力强度因子Ｋｌ低于这个值时。承载构件在指定环境下将有无限长寿命。用各种不同几何形状的试样研究材料—环境系统的Ｋ，ｓｃｃ，实验结果表明，对于一个给定的材料一环境系统，用中心裂纹试样（ＣＣＴ），悬臂梁试样（ｃＡＮＴ），双悬臂梁试样（ＤＣＢ），楔开加载试样（ＷＯＬ）等各种试样获得的ＫＩｓｃｃ值都是一样的，而且在满足裂尖处于平面应变的最小尺寸条件下与试样尺寸无关。所以Ｋｌｓｃｃ是特定材料一环境系统常数。一般说束，材料的屈服强度越高，在特定材料—环境系统中的ＫＬｓｃｃ越低，用材料的应力腐蚀开裂门槛应力强度因子ＫＩｓｃｃ值和断裂韧性ＫＩｃ的比值Ｋｌｓｃｃ／Ｋ１ｃ来表示材料对特定环境的应力腐蚀开裂敏感性，称为应力腐蚀歼裂敏感性相对指数。指数在０．９５～１．００范围内，表示材料不受腐蚀开裂影响；指数在０．８～０，９范围内，表示材料对应力腐蚀有中等程度敏感；指数小于０．８，表示材料对应力腐蚀丌裂很敏感。本章系统地研究了Ａ３５６铝合金应力腐蚀开裂敏感性，测定了在典型模拟环境中的应力腐蚀裂纹扩展速率和应力腐蚀开裂门槛应力强度因子值Ｋｉｓｃｃ，为结构选材和设计提供了依据。州安ｆ：业人学硕十学位论文４．２试验方法和试验过程４．２．１试样制备实验按照ＧＢ／Ｔ１５９７０．６．１９９８‘金属和合金的腐蚀应力腐蚀试验第６部分：预裂纹样的制备和应用’标准，采用紧凑拉伸Ｃ（Ｔ）试样研究Ａ３５６合金应力腐蚀开裂敏感性。对于锻压平板材料，疲劳裂纹的扩展总是存在方向性，而本文使用的Ａ３５６合会材料因为直接铸造成金属型块，不存在方向性。试样形状与断裂韧性实验中的试样相同（见第３章图３－１），主要尺寸为宽度Ｗ＝６０ｍｍ．厚度Ｂ＝３０ｍｍ，半高Ｈ＝３６ｍｍ，有效裂纹长度ａ取Ｏ．５Ｗ＝３０ｍｍ，数量按照标准取５个。试样尺寸满足了平面应变条件，在此条件下，塑性变形在裂纹尖端附近受到限制。实验前先用６００＃金相砂纸打磨试样表面，以便于观察裂纹扩展，注意打磨方向垂直于裂纹扩展方向。然后用丙酮和酒精仔细清洗试样，尤其是沟槽线切割部位，然后在试样表面划上加载线，作为读取裂纹长度的基准。然后把试样装在疲劳试验机上以应力比Ｒ＝０．１预制疲劳裂纹。预制裂纹时最大应力强度因子逐渐缩小，总的预制裂纹长度控制在３．０ｍｍ左右。预制疲劳裂纹面与切口中心面的最大偏差不应大于１００，否则试样作废。４．２．２实验过程ＳＣＣ实验在ｚＤ一２多功能拉伸试验机上进行，如图４－１。将制备好的试样用夹头固定露于３．５％ＮａＣＩ水溶液中，丌始环境实验，并用读数显微镜跟踪测定瞬时裂纹长度，记录下裂纹长度ａ及对应实验时间ｔ。裂纹的监铡采用移动式工具显微镜（见图４－２），裂纹的测试精度在±０．００５ｍｍ。实验尽量持续进行，必须停顿时，要是停顿时间尽量短，并使实验继续浸泡在溶液中。使用静止溶液，每隔４８小时更换一次实验溶液。当应力腐蚀裂纹扩展速率（ｄａ／ｄｔ）ｓｃｃ小于等于１０。６ｍｍ／ｓ时，可以停止实验，取出试样，用风吹干，继续加载使试样断开，按照标准规定，测出断口沿厚度方向五个位置处由表面到心部的裂纹长度尺寸（可参照第三章图３—３裂纹长度ａ的测量位置），然后把试样干燥存放，以便进行断口分析。将测得的五个裂纹长度值取平均值，即（ａｌ＋ａ２＋８３＋ａ４＋ａ５）／５代入公式４－１和４－２计算条件应力腐蚀敏感性的界限应力强度因子Ｋｏｌｓｃｃ的值。ｘ蛳。赤ｍａｍｌ肛’（４－１）ｙｐ．．ｙ１１兰三竺：ｆＯ．８８６＋４．６４×ａ一１３．３２×ｎ２＋１４．７２ｘｄ３—５．６×ａ４１１（４．２）√（１一ａ）３‘ｆ｜ＩＩ安Ｉ业人宁硕十学付论文式中，ｎ；旦，ａ裂纹长度，ａ，Ｂ和Ｗ的含义见试样的形状和尺寸图。形图４．１试验机的示意图图４．２试样的夹持和裂纹的测试装置如果当满足平面应变为主的有效判据时，则Ｋｏｌｓｃｃ＝Ｋ１ＳＥｅ。由实验测得的ａ．ｔ数据，再用ＯｒｉｇｉｎＰｒ０７．５绘图软件求出应力腐蚀裂纹开裂速率（ｄａ／ｄｔ）ｓｃｃ与应力强度因子Ｋ的关系曲线。应力腐蚀实验结束后，将试样拉断，用ＫＱ２２００ＤＥ型超声波清沈器试样后，在ＶＥＧＡＩＩ型扫描电镜下进行断口行貌观察，分析断裂机理。西安【业大学硕十学位论文４．３实验结果和分析实验采用外加恒定载荷的方法，在室温下测得Ａ３５６铝合金在３．５％ＮａＣＩ水溶液中的应力腐蚀强度因子ＫＩｓｃＣ，结果示于表４－１。表４－Ｉ应力腐蚀强度因子ＫＩｓｃｃ从测得的实验数据，可以得到Ａ３５６铝合金在３．５％ＮａＣＩ水溶液中的应力腐蚀开裂敏感性相对指数约为Ｏ．４３～０．５８之间，也就是说其Ｋｌｓｃｃ值只有Ｋｘｃ的４３～５８％，对应力腐蚀开裂比较敏感。环境介质的存在降低了材料的断裂强度，在应力水平远低于材料的断裂韧性时，有可能发生应力腐蚀开裂，导致结构破坏。环境对Ａ３５６铝合金断裂行为的影响是一个不可忽视的因素。ＳＣＣ试验测试的半～足关系曲线示于图４．３以及裂纹扩展长度与时间的关系曲线甜４．４。图４．３是Ａ３５６铝合金的应力裂纹扩展速率ｄａ／ｄｔ与应力强度因子Ｋ的关系曲线，与典型的应力腐蚀扩展动力学曲线并不一致，并没有出现平台阶段。整个裂纹扩展过程，裂纹扩展速率都依赖于应力强度因子。，目日．＿罨口图４－３ｄａ／ｄｔ～Ｋ关系曲线西安工业大学硕士学位论文ｇ—仁ｉＴｉｍｅ，ｍｉｎ围４．４裂纹长度～扩展时问关系４．４应力腐蚀裂纹扩展特性分析实验结果表示，应力腐蚀开裂扩展速率随应力强度因子的增加而单调上升，并没有出现平台特性，分析表明这是由于机械损伤和腐蚀损伤共同作用，相互竞争的结果。应力腐蚀开裂是应力和环境腐蚀共同作用的破坏形式，如果仅有如此低的应力作用而没有环境的侵蚀是不会发生开裂的，同样如果仅有环境的侵蚀而没有拉伸应力的作用也不可能产生如此的破坏特征。在Ｓ．Ｃ．Ｃ过程中，存在着阳极溶解、氢脆、机械损伤及它们之间的交互协同作用等多种损伤形式。从断裂问题的能力平衡观点看，使裂纹扩展的驱动力，不仅有应力作用所释放的应变能，而且还包含了金属与介质反应所释放的电化学能，玑＋Ｕｃ；２ｙ，＋Ｙ。ｕｍ—ｎ．械功“ｃ——化学功（４．３），・——断裂时新表面能，，。——塑性变形能环境的作用一方面表现为金属腐蚀释放电化学能，增加了裂纹扩展的驱动力；另一方面腐蚀介质的存在使金属材料抗断裂性能劣化，降低了裂纹扩展能力。环境中某些特定离子如氢在金属表面吸附，会降低金属的表面能，。，氢还可以在裂尖富集，使材料脆化，从而减小裂尖附近的塑性能ｙ。。这样在腐蚀介质中金属材料比Ｋｌｃ低的载荷水平下就能发生裂纹扩展。拉伸应力在裂纹尖端产生的塑性变形为阳极溶解和氢脆提供了条件，环境引起的裂纹尖端金属的溶解可以造成裂纹扩展，电化学反应腐蚀产物的楔子作用成为应力的来源之一，阴极析氢反应为氢致开裂提供了条件。曲安｝：韭人学硕十学位论文对阳极溶解这种类型的ＳＣＣ，裂纹主要足通过裂尖会属阳极溶解向前扩展的。要产生这样的裂纹扩展，要求在裂纹尖端处存在着会属优先溶解的活性点。使得该处的金属腐蚀速率能远远高于其他部位，特别是裂纹尖端附近的两侧壁。阳极溶解型应力腐蚀歼裂速率取决于活性点的形成和活性点金属的快速溶解这个过程，任何影响这两个过程的因素都会对合金的ＳＣＣ产生影响。氢脆（ＨＥ）型应力腐蚀开裂的基本前提条件是在会属中必须要有氢的富集偏聚，只有当裂尖氢浓度达到这一数值时才会发生轻脆断裂。氢的富集主要是通过扩散和迁移实现的。氢进入金属后溶于过渡族元素，由于过渡元素的３ｄ电子层未填满，氢原子的电子即进入３ｄ电子层，因而增加了使金属３ｄ电子层的电子密度，使金属原子Ｉ’日Ｊ的斥力增加，即降低了晶格的结合力，致使金属变脆。根据Ｇｒｉｆｆｉｔｈ破坏理论盯，ｍ扛瓦历ｉ两（州显然表面能ｙ，的减低直接导致破坏应力（Ｊｒ，的减小。氢的电子进入合金中之后，和合会中的金属元素电子层结合，导致原予闻斥力增加，金属脆化，断裂强度降低。在应力腐蚀开裂过程中拉伸应力的作用一方面为裂尖金属的阳极溶解提供了必要的活性通道，另一方面为氢的富集偏聚提供了外条件。金属中虽然预先存在着阳极溶解的活性点（往往是晶界），但是这类活性点在金属内的分布是随机的，在各个方向上的密度相同，不满足定向ＳＣＣ的必要条件，由应力产生的沿裂纹扩展通道方向分布的高密度的活性点才能在腐蚀环境中导致定向裂纹扩展。金属中氢的迁移主要是通过位错携氢运动实现的。在一定温度下，铝合金中氢的扩散速度是一定的，但是随着变形速度的增加，位移运动速度增大，位错输氢增多，此时氢的偏聚主要是靠位错输氢实现的。同时外加拉伸应力在裂尖附近沿裂纹扩展方向产生的三向拉伸应力场为氢的富集提供了场所。带氢位错运动到最大三向应力处，位错塞集（ｂｌｏｃｋｉｎｇ）造成该处氢富集。此外，拉伸应力还能加速ａ’和ＯＨ在裂尖的吸附，文献１８４】研究了应力水平高低与Ｃｌ噘附量的关系指出，随合金所受拉伸应力增加，表面ａ。的吸附量也增多，ａ。达到较高数值所需时间缩短。ａ‘对铝合金表面很强的活化能力，使外界氢易进入铝合金内。预制裂纹试样在对应低于ＫＩｓｃｃ的拉伸载苟作用下，由于应力水平很低，裂尖屈服范围很小，对Ａ３５６铝合金当Ｋｌ＝Ｋｌｓｃｃ时最大塑性区尺寸很小，在这样低的应力水平下，不足以产生大量的足以使裂纹扩展的阳极溶解活性点：同时由于应力水平很低，裂尖区域ａ’浓度很小，使氢不易进入铝合金内，丽且氢的偏聚几乎全靠扩散实现，速度很慢，另一方面裂尖大部分区域均处于弹性状态，氢将弥散在金属内，不满足氢脆的必要条件，所以观察不到裂纹扩展。当裂尖的应力强度因子ＫＩ＞ＫＩＳｃｃ，随着应力水平提高，裂尖材料进入大范围屈服状态，在裂纹扩展通道上产生大量的阳极溶解活性点，使裂尖金属的溶解速度远远大于裂纹两侧壁的金属溶解速度，丽且裂尖ｃｌ。的吸附速度加快，浓度升高，对铝合金表面的活化能力增强，结果使裂尖阳极溶解产生的氢大量进入合金内。它一方面依靠自由扩散阳安ｊ．业人学硕｝学付论文向裂尖最大三向拉伸应力区内偏聚，另一方面依靠位错运动迁移到最大三向拉伸应力区，形成裂尖区域氢的富集。这样在阳极溶解和氢脆的共同作用下导致了裂纹的扩展。随着外加拉伸载荷的不断增加，上述电化学反应过程速度及氢的传输过程不断增强，使裂尖金属位错运动速度增大，呈现出第一阶段的应力腐蚀裂纹扩展特性。随着载荷增加，裂尖裂纹扩展速率随之增大，虽然裂尖阳极溶解速度会单调增高，但是当应变速率达到某一临界值时金属的氢脆敏感性达到最大，随后随应变速率的进一步增加，位错输氢量反而减少，氢脆敏感性下降，当应变速率升高到某一临界值时，氢原子扩散跟不上位错运动，氢脆完全消失。即Ａ３５６合会的氢脆敏感性与裂尖应力强度因子呈凸抛物线规律。裂尖阳极溶解和氢脆这两个过程的竞争叠加导致了应力腐蚀裂纹扩展曲线如上图４－３所示。当裂尖的应力强度因子接近材料的断裂韧性Ｋｋ时，机械损伤在整个裂纹扩展驱动力中占主导地位，裂纹扩展主要为裂纹尖端断裂力学参量ＫＩ所控制，表现出较高的扩展速率。４．５应力腐蚀开裂的裂纹形态及断口形貌分析４．５．１裂纹形态分析将试样表面抛光，在显微镜下观察裂纹形态。图４－６为试验累计持续了１２４８小时，试样没有被拉断，表面抛光后在显微镜下观察到的表面裂纹形态。从试样表面裂纹形态看来，裂纹呈现沿晶界的特征，存在分叉现象，但是并不是很严重，这可能与表面应力应变状态有关。图４．５表面裂纹形态４．５．２应力腐蚀断口形貌观察图４．６是Ａ３５６铝合金在３．５％ＮａＣｌ水溶液中的宏观断１３形貌，可以看出，应力腐蚀裂纹面较平直，且垂直于加载方向，应力腐蚀裂纹扩展平面前缘呈舌间状，说明试样中部的柏ｆｌｌｉ安Ｉ＞ｔｋ人学硕十学位论文裂纹扩展速率比表面大，受到环境的损伤比表面严重。从受力状态看，试样中部处于平面应力状态，表面材料的断裂韧性高于内部材料；其次中部的应力状态更有利于氢的富集。另外，从介质因素来看，由于闭塞电池效应，使试样中部的环境更为不利。由于这两方面的原因，造成应力腐蚀裂纹面前缘线呈舌尖状特征。应力腐蚀断口可分为两个区域，应力腐蚀裂纹扩展区和机械瞬断区。其中断口的应力腐蚀部分看不出任何塑性变形，并被一层颜色较深的腐蚀产物所覆盖。图４—６应力腐蚀宏观断口Ａ３５６铝合金在３．５％ＮａＣＩ水溶液中的微观断口形貌见图４．７。图４．７微观应力腐蚀断口形貌从图中可以看出，Ａ３５６铝合金应力腐蚀断口表面有腐蚀产物残留，但可以看出应力腐蚀断口形貌具有沿晶的特征，在断口上还可见蚀沟，冰糖状的棱角已明显变钝，这是由于Ａ．３５６铝合会在晶界受到比较严重腐蚀的结果。４１曲安Ｉ。业人学硕十学伸论文４．６本章小结（１）Ａ３５６铝合会对环境应力腐蚀敏感性较高，环境对Ａ３５６铝合会断裂强度的影响必须加以考虑。（２）Ａ３５６铝合金应力腐蚀断口宏观上观察不到塑性变形，属于脆性断裂。微观上呈现明显的沿晶形貌。５Ａ３５６合金品问腐蚀敏感性实验５Ａ３５６合金晶间腐蚀敏感性试验５．１引言众所周知，绝大多数金属材料是由多晶体组成的，晶间腐蚀就是金属材料在适宜的腐蚀性介质中沿品界发生和发展的局部腐蚀破坏形态。产生了晶间腐蚀后从表面上看金属材料仍然有金属光泽，几乎看不到腐蚀产物，但品问的结合力却大大降低了；失去了原有的机械强度，甚至一敲或掉到地上即可碎成粉末。导致严重中的经济损失。由于晶问腐蚀有一定的隐蔽性，因此突发性强，危害性大。铝合金的晶问腐蚀，腐蚀从表面开始，沿晶界向金属内部扩展，直至遍及整个基体。因此，晶间腐蚀大大削弱了晶间之问的结合力，极易引起合金的脆性断裂Ｉ”１。自从１９４０年代开始，铝合金的晶问腐蚀就引起了电化学家和材料学家的很大兴趣。金属材料的晶界结构十分复杂的。在晶界上可能有杂质的偏聚。产生晶界吸附现象；还有可能第二相沉淀现象；晶界也有各种缺陷的聚集区域。晶界是原子排列紊乱而又疏松的区域，存在着显著的成分不均匀性，导致电化学的不均匀性，在适宜的腐蚀介质中，晶界的溶解速度与晶粒本身的溶解速度不同就会产生晶问腐蚀。由于受热或是受力而引起的与晶界有关的组织结构变化都对晶问腐蚀有显著的影响州。引起晶间腐蚀的原因主要是合金中第二帽沿晶界析出，并在晶界附近区形成溶质原子的贫乏带和晶粒本身具有不同的电极电势，当合金处在腐蚀介质中时，即构成二极微电池，造成沿晶的选择性腐蚀。例如，ＡＩ．Ｍｇ合金中的ＭｇｓＡｌ８相的电极电势比基体低，当它沿晶界析出时，将作为阳极被腐蚀，晶界处形成连续的腐蚀通道。对于Ａ１．Ｃｕ合金，铜提高了铝的电极电势，在晶界析出的ＣｕＡｌ２相和基体的电势皆高于晶界附近的溶质贫化带，因而贫化带作为阳极发生溶解，故腐蚀仍然沿晶界发展。由此可见，无论晶界相是作为阳极还是阴极，均造成腐蚀１８７１。作为铝合金的局部腐蚀类型之一，晶间腐蚀将严重恶化Ａ３５６合金的强度、塑性及疲劳性能。Ａ３５６合金的晶间腐蚀性能的研究尚缺乏系统而深入的研究。而作为飞机构件使用的材料，系统地研究其腐蚀性能及其腐蚀机理对于保证飞机构件的结构性能及飞行安全，特别是在海洋大气环境下的运行，具有十分重要的意义。州安Ｉ’业人学硕十学侍论文５．２试验过程５．２．１试样制备晶问腐蚀（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｃｏｒｃｏｓｉｏｎ，ＩＧＣ）试验从具有代表性的部位纵向截取试样（见图５－１和图５．２），数量为５个，尺寸４０ｍｍｘ２０ｍｍ×３ｍｍ。试样表面保持成品的初始状态，并检查试样表面是否有冶金或是机械加工缺陷，否则试样作废。试样用金相砂纸打磨，去除毛边、倒刺等。用有机溶剂擦净试样表面油污后，浸入氢氧化钠溶液中腐蚀５～１５ｍｉｎ，取出后用清水冲洗，再浸入硝酸溶液中，直至表面光洁，用清水洗净后吹千。图５．１零件取样位置图１图５。２零件取样位置图２５．２．２试验过程按照ＧＢ７９９８标准要求。在３５±２０Ｃ温度下进行试验。试样用棉线悬挂于烧杯中，浸入腐蚀溶液（５７９／ＬＮａＣＩ＋１０ｍＬＨＣＩ）中，同时要避免彼此之间或是与烧杯壁接触。２４ｈ后试验终止，取出试样，用流动水冲洗干净，吹干备用。腐蚀后的试样，于垂直主变形方向的一端切去约５ｍｍ，断面按金相试样制备方法磨制和抛光。试样不经浸蚀，在ＮＥＯＰＨＯＴ－３０光学显微镜下检查，测量腐蚀深度、评定其等级，并在ＪＥＭ一８４０型扫描电镜对腐蚀产物进行了能谱分析。５．３晶间腐蚀试验晶间腐蚀是一种由微电池作用而引起的局部破坏现象，是金属材料在特定的腐蚀介质中沿着材料晶界产生的腐蚀。这种腐蚀主要从表面开始，沿着晶界向内部扩展，是一种危西安工业大学硕士学位论文害很大的局部腐蚀。目前，关于铝合金晶间腐蚀的理论，已提出了以下三种：（１）阳极性的晶界构成物（ＳＤＺ和，或沉淀相）与晶格本体的腐蚀电位差异形成电偶腐蚀进而导致晶间腐蚀１８８１．（２）ＳＤＺ和晶格的击穿电位（ｂｒｅａｋｄｏｗｎｐｏｔｅｎｔｉａｌ）差异导致晶间腐蚀【ｓ９－９０１。（３）晶界沉淀相溶解形成侵蚀性更强的闭塞区环境（ｏｃｃｌｕｄｅｄｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）导致连续的晶闻腐蚀【９１税】。近年来关于铝合金晶间腐蚀的研究基本上是以上述三种观点为基础，研究热处理时效对晶界结构，晶界沉淀相与晶格本体的击穿电位的差异和局部腐蚀形式的影响。其中，关于晶界沉淀相的研究方法主要是采用电偶法，即制备晶间沉淀相成分的类似物，与纯铝或固溶处理的合金组成电偶，测量极化曲线，通过来比较腐蚀电流的大小来探讨各种沉淀相在促进局部腐蚀的作用。关于ＳＥＤ和晶格之间击穿电位的差异主要是通过测量极化曲线来研究击穿电位以及不同击穿电位下的腐蚀模式。关于蚀孔的闭塞区环境，其研究方法是采用模拟缝隙，使用微电池测量缝隙内部ＰＨ值随时间的变化，该方法试图支持闭塞区环境导致连续的晶间腐蚀的观点。本文主要采用第一种理论来阐明品间腐蚀的机理。５．３．１金相分析图５－３、５－４、５．５、５－６、５．７、５．８为试样腐蚀后，在金相显微镜下拍摄的照片。图５－３零件位置１处腐蚀照片×１００图５－４零件位置２处腐蚀照片×１００图５－５零件位置３处腐蚀照片ｘ１００图５．６零件位置４处腐蚀照片ｘ１００西安工业大学硕士学位论文图５．７零件５处腐蚀照片ｘ１００图５－８零件５处腐蚀照片ｘ１０从图５．３～５．６照片可以看到合金的腐蚀状况：腐蚀仅仅发生在试样的表面，腐蚀深度很浅，并没有明显的扩展到基体的内部，只有少量Ｓｉ晶粒发生沿晶界脱落。晶间腐蚀的平均深度小于Ｏ．０３ｍｍ，根据晶间腐蚀等级表５．１，其晶间腐蚀等级为ｌ～２级，没有明显的晶间腐蚀倾向。而从图５．７和５－８看来，腐蚀比较严重，呈网状深入基体内部，甚至表面部分发生大片脱落。，其腐蚀等级达到了４～５级，这种腐蚀严重状况并没有发生在整个基体上，只是发生在个别的局部区域。产生这种状况的原因可能是取样于铸件的弯角部分，合金在铸造冷凝过程中，弯角部位冷却速度较快，容易产生较大的内应力和晶体缺陷。由于内应力或（和）缺陷的存在，使晶界上的原子排列紊乱，能量高于晶内原子，原子相对处于不稳定状态，使该部位更容易发生晶间腐蚀。表５－１晶间腐蚀等级表级别１５．３．２能谱分析图５．９、５－１０为图５．７和５．８中腐蚀部位的产物能谱分析图谱。从能谱分析图谱看到，腐蚀部位富集了Ｆｅ、Ｃｕ以及变质剂残留的Ｃａ、Ｋ等元素，由此可以认为这种局部晶问腐蚀状况还可能是合金中Ｆｅ、Ｃｕ等杂质元素偏聚引起的。合金中Ｆｅ、Ｃｕ元素的偏聚，使组织中的产生富铁或富铜的第二相，与Ａｌ基体相比电位差较大，形成局部腐蚀电池。在腐蚀电池的体系中，这两个相的电极电位比铝基体低，第二相作为阴极被溶解，晶问腐蚀扩展速度比较快，由于氧化和腐蚀介质在狭窄的腐蚀通道传输西安工业大学硕士学位论文困难，它的腐蚀深度有限，当向深处侵蚀停止时，晶间腐蚀就向整个表面扩展，从而使Ａ３５６合金发生严重了的网状腐蚀脱落现象。图５－９图５－７中腐蚀部位能谱分析图谱图５．１０图５－８中腐蚀部位能谱分析图谱５．３．３晶间腐蚀行为分析研究表明，Ａ３５６合金晶间腐蚀倾向小，这主要是由其微观组织决定的。Ａ３５６合金组织主要有ａ－Ａ１基体，共晶硅相，还有强化相Ｍ９２Ｓｉ等。在Ａ３５６合金中由于Ｍｇ的含量较低，因此会出现ｓｉ过剩，Ｓｉ不仅圆溶于铝基体中，而且还会以单晶的形式存在。铝的电极电位为一０．８５Ｖ，而固溶１％Ｓｉ的合金中电位为．０．８１Ｖ，可见硅溶入铝中，使铝的电极电位变得稍正～些，不过这种变化很小。Ｓｉ电极电位为．０．２６Ｖ，铝和硅两相之间存在着西安Ｔ业大学硕士学位论文０．５５Ｖ电位差，可以形成微观的腐蚀电池。虽然两相的电位差较大，但是腐蚀的速度却很小，这是由于腐蚀速度的大小并不是由电位差的大小决定的，而是由腐蚀电流决定的。由于铝的电极电位低，硅的电极电位高，在腐蚀电池中铝基体是阳极，共晶硅是阴极，腐蚀的应是铝基体，但由于铝基体所占的面积很大，共晶硅的面积小，就行成了大阳极小阴极的腐蚀体系，在一定的阴极电流密度下，阴极的电流强度较小，而且阳极过程发生在大面积范围内，铝基体的腐蚀分散而轻微，使腐蚀进行的很缓慢，所以铝基体和共晶硅之间的晶间腐蚀发展的很小唧Ｊ。强化相Ｍ９２Ｓｉ的电位比ａ诅ｌ更负一些，Ｍ９２Ｓｉ是阳极相。但它们之间的电极电位差别并不是很大，所以腐蚀的电化学动力很小。在时效过程中，Ｍ９２Ｓｉ在晶内和晶界析出，而且优先在晶界析出，应该说合金具有产生晶间腐蚀的条件，但由于合金中Ｍｇ的含量很低，因此ＭｇｚＳｉ在晶界处析出较少，在晶间不能构成连续阳极链状通道，腐蚀不能连续的进行而深入内部。因此，铝基体和Ｍ９２Ｓｉ相引起明显得晶间腐蚀情况不大。此外，合金铸件中不可避免的存在气孔、夹杂以及Ｆｅ、Ｃｕ等元素的偏析，对合金的腐蚀性能也有不利的影响。气孔为腐蚀液进一步渗入合金内部提供了通道，恶化了合金的腐蚀性能；Ｆｅ、Ｃｕ等元素的富集为腐蚀提供了阳极性的溶解质点，加速了腐蚀的进行。５．４本章小结（１）Ａ３５６合金的晶间腐蚀敏感性较低，合金的腐蚀等级为ｌ～２级，没有明显的晶闻腐蚀倾向。（２）在结构复杂的铸件中，Ａ３５６合金的中Ｆｅ、Ｃｕ等杂质元素偏聚和铸造内应力对合金的晶间腐蚀有一定的影响，引起合金在局部发生脱落或形成网状的腐蚀特征。６全文总结６全文总结６．１全文结论１）Ａ３５６－Ｔ６合金微观组织包括初生ａ（ＡＩ）、（ａ＋Ｓｉ）共晶体、沉淀析出的Ｍ９２Ｓｉ强化相、富Ｆｅ相化合物和初生Ｓｉ相等，以及产生的疏松、缩ｉＬ、夹杂和氧化膜等缺陷。缺陷的性质、尺寸、数量和分布严重影响合金拉伸性能，在拉伸载荷作用下，内部铸造缺陷或央杂处往往成为裂纹萌生源：长而细的硅颗粒在拉伸载荷作用下较容易开裂，也会成为裂纹萌生源。２）采用缺口试样对合金的断裂韧性进行了研究，结果表明铸造Ａ３５６合会的断裂韧性值为１５～２１ＭＰａ．ｍ忱，断口宏观上呈现脆性断裂特征，微观断裂机制为穿晶准解理；合金在熔炼和铸造过程中形成缩松缩孔、枝晶偏析、变质剂残留、非金属夹杂、硬质点等，往往成为裂纹源，降低平面断裂韧度Ｋ１ｃ值。３）研究了Ａ３５６－Ｔ６铸造铝合金在３．５％ＮａＣＩ水溶液中的应力腐蚀开裂特性，测得了该环境条件下材料的应力腐蚀裂纹扩展速率及ＫＩｓｃｃ值，分析了合金的应力腐蚀丌裂机理。结果表明，Ａ３５６铝合金对环境应力腐蚀敏感性比较高，环境对Ａ３５６铝合金断裂强度的影响必须加以考虑。Ａ３５６铝合金应力腐蚀断口宏观上观察不到塑性变形，属于脆性断裂。微观上呈现沿晶断口形貌。４）研究了Ａ３５６．Ｔ６合金的晶问腐蚀性能，试验结果表明，Ａ３５６合金在腐蚀溶液（５７９／ＬＮａＣＩ＋１０ｍＬＨｃ１１中没有明显的晶间腐蚀倾向；但在合金缺陷处由于Ｆｃ、ｃｕ等杂质元素的偏聚或是铸造内应力的影响，能够增加合金的腐蚀敏感性，引起合金在局部发生脱落或形成网状的腐蚀特征。６．２改进措施最终赋予Ａ３５６合金优良性能的主要是合金化学成分和组织结构，而当合金的成分一定时，影响合金组织的因素主要有变质工艺、冶炼铸造以及热处理制度等。下面针对Ａ３５６合金性能的改进提出以下几点措施：１）合金的变质或细化：合金的变质或细化能显著提高合金的力学性能。本文试验材料Ａ３５６铸造合金采用Ｎａ和Ｎａ盐进行了变质处理。使用金属Ｎａ变质时，由于变质温度两安Ｉｉ业人学硕十学俺论文（７４００Ｃ～７４８０ｃ）与Ｎａ的沸点（８８３０Ｃ）接近，容易蒸发，并促使铝液氧化吸气；其次Ｎａ的密度小，富集在铝液表面，变质不稳定；Ｎａ和Ｎａ盐变质的有效时间短，变质经过３０～６０ｍｉｎ出现衰退现象，重熔即会失效，而且变质不当容易产生夹杂、气ｊＬ、过变质或变质不足等问题。建议采用ｓｆ变质，ｓｆ变质具有常效性，它不仅对铝硅合金有变质作用，对初晶硅口（Ａ１）还有细化作用，晶粒细化和变质相结合，可以得到好的效果。ｓｒ变质对合金强度和塑性的提高具有明显效果，而且还可以增加枝晶的数量，减小二次枝晶臂间距，但一定要注意变质时间和加入量。当然在条件允许的情况下也可以采用其他变质剂，如稀土变质、复合变质等，复合变质可以使变质作用相互重叠，相互弥补，使变质效果大大增强，但相应的成本也会提高。２）改进熔炼技术：合金铸造前的熔体质量是影响合金机械性能的主要因素，而合金熔体质量除了受铝锭化学成分和微观组织的影响之外，冶炼工艺对合金的性能有着重要的影响。由于在合金液内部存在着氧化夹杂，它强烈地吸附氢气和水气，成为形成气泡的核心，再加上一些合金元素的作用，如Ｓｉ、Ｍｇ等都使氢的扩散逃逸速度下降，减缓或阻滞了气泡的扩散和析出。我们在断口扫描过程中，发现了气孔和夹杂等缺陷，这些缺陷显著的降低合金的性能。因此，除气排杂仍然是未来工作的重点。在实际操作中，可以采取一些措施以达到除氢的目的，如真空去气、冷凝处理、机械电磁搅拌以及溶剂熔化法等办法，尽量使气体逸出，减少气孔缺陷的生成。如果条件允许，也可以采用先进的熔炼技术，如过滤熔炼、旋转喷吹精炼等技术，以达到除气排杂、降低杂质元素含量的目的。３）改进铸造方法：通过采用新的铸造方法改善合金性能的途径很多。除了加速冷却（如采用金属型、石墨型等）、超声波或电磁振动结晶法以细化晶粒外，还可以采用压力下结晶（如高压挤压铸造——也太模锻、半液态模锻）等方法，不但可以细化晶粒，还能使晶粒的位错密度增加，可以大幅度提高合金的力学性能。同时要求合金在浇泣过程中要严格控制浇注温度和时间，如果保温时间过长，Ａ３５６合金会出现晶粒细化和ｓｉ颗粒变质效果的衰退现象，也可以采用增加冷却速率来防止此类现象出现。４）改善热处理工艺；热处理是提高合金性能的重要手段之一，通过对合金进行热处理，可以提高铝合金铸件的综合力学性能。热处理的目的主要是消除偏析和针状组织、改善组织和性能、稳定合金铸件的组织和尺寸以及消除铸造内应力等。对于Ａ３５６合金常采用Ｔ６热处理状态，获得较高强度的同时，保持较高的塑性。在固溶处理时要严格控制工艺参数，固溶温度尽可能接近共晶温度，固溶处理要求把铸件加热到尽可能高的温度，接近于共晶体的熔点，但一定要严格控制，防止温度波动超过其熔点而产生过烧现象。在该温度下保持足够长的时间，快速冷却，使强化组元在铝中获得最大的溶解度。随后时效过程中非平衡析出细小弥散的Ｍ９２Ｓｉ相，产生沉淀相强化，获得最大的强化效果。西安工业大学硕士学位论文参考文献【１】樊铁船，周起玉，王栓强，等．悬浮浇注和ｓｒ变质对Ａ３５６合金组织性能的影响【Ｊ】．热加工工艺．１９９７，（６）：４０－４１．【２】王平，路贵民，崔建忠，等．近液相线半连续铸造Ａ３５６合金显微组织叨．金属学报，２００２，３８（４）：３８９－３９２．【３】宋谋胜，刘忠侠，李继文，等．加钛方式与钛含量对Ａ３５６铝合金组织和性能的影响【Ｊ】．中国有色金属学报，２００４，１４（１０）：１７２９．１７３５．【４】仲志国，左秀荣，孙海斌，细化及变质方法对Ａ３５６铝合金微观组织的影响阴．铸造技术２００６，２７（１）：４６－４９．【５］Ｃａｃｅｒｅｓ，Ｃ．Ｊ．Ｄａｖｉｄｓｏｎ，Ｊ．Ｒ．Ｃｎ＇ｉｆｆｉｔｈｓ，ｅｔａ１．ＥｆｆｅｃｔｏｆＭｇｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＡ１－Ｓｉ—ＭｇｃａｓｔｉｎｇＯｉｌｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ：ＰｈｙｓｉｃａｌＭｅｔａｌｌｕｒｇｙａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ．１９９９．３０（１０）：２６１ｌ一２６１８．【６１Ｃ．Ｈ．Ｃａｃｅｒｅｓ，Ｃ．Ｊ．Ｄａｖｉｓｉｏｎ，Ｊ．Ｒ．Ｇｒｉｆｆｉｔｈｓ．ＴｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｂｅｈａｖｉｏｕｒｏｆａｌｌＡｌ－Ｓｉ・Ｍｇｃａｓｔｉｎｇａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ．１９９５．Ａ１９７：１７１－１７９．【７］Ｃ．Ｈ．Ｃａｃｅｒｅｓ．Ｍｉｃｒｏｓｔｍｃｔｕｍｅｆｆｅｃｔｓｏｎｔｈｅｓｔｒｅｎｔｈ－ｄｕｃｔｉｌｉｔｙｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｏｆＡｌ－７Ｓｉ・Ｍｇｃａｓｔｉｎｇａｌｌｏｙｓ［Ｊ】．Ｍａｔｅｒｉａｌ．Ｓｃｉ．Ｆｏｒｕｍ．２０００，３３１—３３７：２２３－２２８．［８］Ｓｈａｈ．Ｚ．Ｈ，ＧｏｋｈａｌｅＡ．Ｍ．ＭｉｃｒｏｍｅｃｈａｎｉｃｓＡｃｔａｏｆｃｏｍｐｌｅｘｔｈｒｅｅ—ｄｉｍｅｎｓｉｏｎｍｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ．２００１，（４９）：２００１—２０１５．Ｅｔａ１．ＦａｔｉｇｕｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＡ３５６一Ｔ６ａｌｕｍｉｎｕｍｃａｓｔａｌｌｏｙｓＰａｒｔｌ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｃａｓｔｉｎｇ【９］Ｗａｎｇ．Ｑ．Ｑｄｅｆｅｃｔｓ［Ｊ］．ＪＬｉｇｈｔＭｅｔａｌｓ．２００１．１：７３—８４．［１０］Ｗａｎｇ．Ｑ．ＣｔＭｉｃｍｓｔｍｃｔｕｒａｌＥｆｆｅｃｔｓＯｎｔｈｅＴｅｎｓｉｌｅａｎｄＦｒａｃｔｒｕｒｅＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＡｌｕｍｉｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｕｍＣａｓｔｉｎｇＡｌｌｏｙｓＡ３５６／３５７［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｔｉｏｎｓＡ．２００３，３４Ａ：２８８７．２８９９．【１１］Ｗａｎｇ．Ｑ．ＧＣ．Ｈ．Ｃａｃｅｒｅｓ，Ｊ．Ｒ．Ｇｒｉｆｆｉｔｈｓ．ＤａｍａｇｅｂｙＥｕｔｅｃｔｉｃＰａｒｔｉｃｌｅＣｒａｃｋｉｎｇｉｎＣａｓｔｉｎｇＡｌｌｏｙｓＡ３５６／３５７［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ．２００３．３４Ａ：２９０１．２９１２．【１２】罗启全．铝合金的熔炼与铸造【Ｍ】．广州：广东科学出版社，２００２．【１３］ｑ：祝堂，田荣璋．轻合金及其加工手册．长沙：中南工业大学出版社，１９８９：４４．［１４】金国，周宏，大成桂作，等．镍和锰对ＡＩ．ｓｉ－Ｃｕ—Ｍｇ四元合金凝固组织和时效硬化的影响【Ｊ】．中国有色金属学报，２０００，（１０）：１６８—１７２．【１５】高洪吾．Ｃ２Ｃｈ精炼对工业纯铝电阻率的影响【Ｊ】．上海：上海有色金属，２０００，（６）：１７－２０．【１６］Ｎ．Ｆａｔａｈａｌｌａ，Ｍ．Ｈａｆｉｚ．ＥｆｆｅｃｔｏｆＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｎＴｈｅＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓＡｎｄＦｒａｃｔｕｒｅｏｆＣｏｍｍｅｒｃｉａｌＨｙｐｏｅｕｔｅｃｔｉｃＡＩ—ＳｉＡｌｌｏｙＭｏｄｉｆｉｅｄｗｉｍＮａ．ＳｂＡｎｄＳｒ，ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅ．１９９９：３４，３５５５・３５６４．【１７】张静武，李慧，孟显哲，等．ＺＬｌ０１Ａ合金的变质【Ｊ】．中国有色金属学报，２００１，１１（Ｓ２）：９１・９４．【１８】潘增源．Ａｌ－ｓｉ合金用锶变质的特点与问题【Ｊ】．特种铸造及有色合金，１９８７，２：５２．５３．西安工业大学硕士学位论文【１９】廖恒成，丁毅，孙国雄．ｓｒ对近共晶ＡＩ－ｓｉ合金中盯枝晶生长行为的影响田．金属学报，２００２，３８（３）：２４５・２４９．【２０］孟繁琴，胡明，陈舒梅．稀土、钡用于铝硅合金变质、精炼复合熔剂的研究【Ｊ１．佳木斯工学院学报，１９９７，１５（１３）：２１８・２２０．【２１］张冀粤，王智民，黄积荣．复合变质剂对Ａ１ＳｉＴＭｇ合金组织和性能影响们．特种铸造及有色合金，１９９９，（４）：６－８．［２２１张密林．稀土在铝及铝合金中的应用进展．１９９８，（５）：３４—３７．【２３］黄良余．铝及其合金的晶粒细化简述［Ｊ】，特种铸造及有色合金，１９９７，３：４１－４３．【２４］ＬｕＳＺ，ＨｅｌｌａｗａｌｌＡ．ＴｈｅＭｅｃｈａｎｉｓｍｏｆＳｉｌｉｃｏｎＭｏｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｉｎＡｌｕｍｉｎｕｍ・ＳｉｌｉｃｏｎＡｌｌｏｙｓ，ＩｍｐｕｒｉｔｙＩｎｄｕｃｅｄＴｗｉｎｎｉｎｇ，ＭｅｔａＵ．Ｔｒａｎｓ．Ａ，１９８７，１８Ａ（１０）：１７２１－１７３３．ＳｔｕｄｙｏｆＣｒｙｓｔａｌＤｅｆｅｃｔｓｏｆｔｈｅＳｉｌｉｃｏｎＰｈａｓｅｉｎＡＩ—Ｓｉ［２５］ＬｉｕＱ．ＴＥＭＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｅｔＥｕｔｅｃｔｉｃｓ，ＳｃｒｉｎｔａＭｅｔｅｒｉａｌｉａ，１９９１，２５：３７１・３７６．ｏｆｒｅａｌ＂ｅａｒｔｈＣｅ【２６】Ｄ．Ｈ．Ｘｉａｎ，Ｊ．Ｎ．Ｗａｎｇ，Ｄ．Ｙ．Ｄｉｎｇ，Ｈ．Ｌ．Ｙａｎｇ．Ｅｆｆｅｃｔｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ２００３，３５２：８４・８８，ａｌｌａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｔｈｅＡＩ－Ｍｇ・Ａｇａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ．［２７１李金富等．碳酸稀土变质铝硅合金的研究【Ｊ】．太原工业大学学报，１９９４（３）：２１—２５．［２８１Ｔ．Ｄ．Ｂｕｒｌｅｉｇｈ．ＴｈｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆＳＣＣｏｆａｌｕｍｉｎｉｕｍ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，１９９１，４７（２）：２．【２９１Ｍ．Ｋｅｄｄａｍ，Ｃ．Ｋｕｎｔｚ，Ｈ．Ｔａｋｅｎｏｕｔｉ，Ｄ．ＳｃｈｕｓｔｅｒａｌｕｍｉｎｕｎｌａＩｌｏｙｓｅｘａｍｉｎｅｄｂｙａｎｄＤ．Ｚｕｉｌｉ．ＥｘｆｏｌｉａｔｉｏｎｃｏｒｒｏｓｉｏｎｏｆｅｌｅｃｔｒｏｄｅｉｍｐｅｄａｎｃｅＥｌｅｃｈｉｍｉｃａＡｃｔａ，１９９４，４２（１）：８７．ｉｎｔｈｅ【３０］Ｔｈ．Ｍａｇｎｉｎ．Ｒｅｃｅｎｔａｄｖａｎｃｅｓｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓｅｎｓｉｔｉｖｅｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓ．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍ，１９９６，（８３）：２１７－２２２．【３１］Ａｆａｔｉｇｕｅ—ｌｉｆｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｍｅｔｈｏｄｏｌｏｇｙｓｅａｗａｔｅｒｆｏｒｎｏｔｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｕｍ－ｍａｇｎｅｓｉｕｍａｌｌｏｙｉｎｇｕｌｆｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔＪ．Ｍａｔｅｒ．Ｅｎｇ．Ｐｅｒｆ．，１９９５，４（５）：６１７．ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ【３２］Ｊ．Ｃｈａｕｄｈｕｒｌ，ＹＭ．Ｔａｎ，Ｋ．ＰａｔｎｌａｎｄＡ．Ｅｔｔｅｋｈａｒｌ．Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎｏｆｃｏｒｒｏｓｉｏｎ－ｆａｔｉｇｕｅｏｆ６０１３ｂａｒｅ，ＡＩＣｌａｄ２０２４，ａｎｄ２０２４ｂａｒｅａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓｈｅｅｔｍａｔｅｒｉａｌｓ【Ｊ】．Ｍａｔｅｒ．Ｅｎｇ．Ｐｅｒｆ．１９９２，１（１）：９１．【３３１ｆ目大京，张宇东，王洪顺，等．时效制度对７４７５和７０５０铝合金应力腐蚀及剥蚀腐蚀性能的影响【Ｊ】．材料科学与工程，１９９３（２）：１３．【３４］Ｒ．Ｂｒａｕｎ．ＯｎｔｈｅｓｔｒｅｓｓｃｏｒｒｏｓｉｏｎｃｒａｃｋｉｎｇｂｅｈａｖｉｏｕｒｏｆａｌｎｍｉｎｕｍＧＷ．Ｌｏｒｉｍｅｒａｌｌｏｙｓｈｅｅｔｉｎａｎａｑｕｅｏｕｓｓｏｌｕｔｉｏｎｏｆ３％ＮａＣＩ＋０．３％Ｈ２０２．ＷｅｒｋｓｔｏｆｆｅａｎｄＫｏｎｏｓｉｏｎ，１９９４，４５：２５５．【３５］Ｄ．Ｍ．Ｊｉａｎｇ，Ｂ．Ｄ．Ｈｏｎｇ，Ｔ．Ｃ．Ｌｅｉ，Ｄ．Ａ．ＤｏｗｎｈａｍｏｆａｎｕｎｄｅｒａｇｅＡＩ—Ｍｇ－Ｓｉ【３６］Ｄａｅ－ＪｕｎｅＨａｎｃｏｒｒｏｓｉｏｎａｎｄＦａｔｉｇｕｅｆｒａｃｔｕｒｅｂｅｈａｖｉｏｒａｌｌｏｙ．ＳｃｆｉｐｍＭｅｔ．Ｍａｔｅｒ．，１９９４，２４：６５１．ｏｎａｎｄＳｕ－ＩＩＰｙｕｎ．ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆａｇｅｉｎｇｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｃｏｒｒｏｓｉｏｎｔｈｅｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌａｎｄｓｔｒｅｓｓｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＡＩ—Ｚｎ—Ｍｇ－Ｃｕａｌｌｏｙｓ．Ａｌｕｍｉｎｕｍ，１９８２，５“１１）：３７．５２西安工业大学硕十学位论文【３７］Ｄａｅ—ＪｕｎｅｃｏｒｒｏｓｉｏｎＨａｒｔａｎｄＳｕ・ＩＩｅｙｕｎ．ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆａｇｅｉｎｇｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｓｔｒｅｓｓｏｎｔｈｅｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌａｎｄｃｏｒｒｏｓｉｏｎｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＡ１－Ｚｎ—Ｍｇ・Ｃｕａｌｌｏｙｓ．Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ，１９８２，５７（１１）：３７．ｆ３８１Ｎ．科瓦索夫．工业铝合金．韩秉诚，蒋香泉等译．北京：冶金工业出版社．１９８１，６０．【３９］Ｓ．Ｓｈｉｖｋｕｍａｒ，Ｓ．Ｒｉｃｃｉ，Ｊｒ，Ｂ．Ｓｔｅｅｎｈｏｆｆ．ＡｎＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌＳｔｕｄｙｔｏＯｐｔｉｍｉｚｅｔｈｅＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｆＡ３５６ＡＩＩｏｙ，ＡＦＳＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９８９，１３８：７３１—８１０．【４０］Ｓ．Ｓｈｉｖｋｕｍａｒ，Ｓ．Ｒｉｃｃｉ，Ｊｒ，Ｃ．Ｋｅｌｌｅｒ．ＥｆｆｅｃｔＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＳｏｌｕｔｉｏｎＴｒｅａｔｍｅｎｔＰａｒａｍｅｔｅｒｓｏｎＴｅｎｓｉｌｅｏｆＣａｓｔＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＨｅａｔＴｒｅａｔｉｎｇ，１９９０，８（１）：６３－７０．【４１】翟学良．工艺因素对铸造ＡＩ—Ｓｉ－Ｍｇ合金机械性能的影响［Ｊ】．江苏广播电视大学学报，２００１，１２（６）：５０・５２．【４２】王秉玉．重复热处理对铸造铝硅合金力学性能的影响【Ｊ】．航天工艺．１９９７，６：２４．２６．【４３］廖恒成，方信贤，孙国雄．铸造Ａｌ－Ｓｉ合金溶体处理－晶粒细化四．特种铸造及有色合金，１９９９，３：４９－５３．【４４】李双涛，朱跃峰，曾大本，等．原料组织遗传性及其在铸造合金中的应用【Ｊ】．铸造，１９９９，８：５３—５７．【４５］何树贤，孙宝德，王峻，等．溶体温度处理工艺对Ａ３５６合金组织和性能的影响阴．中国有色金属学报，２００１，１１（５）：８３４—８３９．［４６１Ｇ．Ｋ．Ｓｉｇｗｏｒｔｈ．ＴｈｅＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＭｅｔａｌＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｎＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣａｓｔＡＩ－Ｓｉ－ＭｇＡｌｌｏｙｓ，ＡＦＳＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎ．１９９８，１３９：８１１－８２４．【４７］陆文华等．铸造合金及其熔炼【Ｍ】，机械工业出版社，２００２．［４８］ＷＭｅｙｅｒｓ．ＳｏｌｕｔｉｏｎＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔＥｆｆｅｃｔｉｎＡ３５６Ａｌｌｏｙｓ叨．ＡＦＳＴｒａｎｓ．，１９８５，（１１２）：７４１—７５０．１４９］Ｓ．Ａ．Ｋｏｒｉ，Ｂ．Ｓ．ＭｕｒｒｙａｎｄＭ．Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ．ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔＡＩ一７Ｓｉｏｆａｎｅｆｆｉｃｉｅｎｔｇｒａｉｎｒｅｆｉｎｅｒｆｏｒａｌｌｏｙ【Ｊ】．ＭａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅａｎｄｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０００，Ａ２８０：５８・６１．【５０］Ｓ．Ａ．Ｋｏｒｉ，Ｂ．Ｓ．ＭｕｒｒｙＡＩ－７ＳｉａｎｄＭ．Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｓｃｉｅｎｃｅａｎｅｆｆｉｃｉｅｍｇｒａｉｎｒｅｆｉｎｅｒｆｏｒａｌｌｏｙ【Ｊ】．Ｍａｔｅｒｉａｌｓａｎｄｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａ，２０００，Ａ２８０：５８－６１．ｉｎＡ１ＳｉＭ９０．３５ｆｏｕｎｄｒｙａｌｌｏｙａｔ【５１］Ａ．Ｋ．Ｄａｈｌｅ，Ｄ．Ｈ．Ｓｔ．Ｊｏｈｎ，ＥＡｔｔａｖａｎｉｃｈ，ｅｔａ１．Ｇｒａｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎｌｏｗｓｕｐｅｒｈｅａｔ［Ｊ】．Ｍａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅｆｏｒｕｍ，２０００，３３１—３３７：２７１・２７６．ｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｅｍｐｅｒｔｕｒｅＳｃｉｅｎｃｅａｎｄｏｎ［５２］Ｄ…ＬＺｈａｎｇ，Ｌ．Ｈ．Ｚｈｅｎｇ，ａｎｄＤ．Ｈ．ＳＯｏｈｎ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｏｆｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓＡ１－７Ｓｉ－０．３Ｍｇ（ｗｔ％）ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９８，Ｊｕｌｙ，、，０１．１４：６１９—６２５．【５３１Ｋ．Ｔ．Ｋａｓｈｙａｐ．Ｓ．Ｍｕｒａｌｉ，Ｋ．Ｓ．ＲＢｎ－ｌａｎａｎｄＫ．Ｓ．Ｓ．Ｍｕｒｔｈ．ＣａｓｔｉｎｇａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｖａｒｉａｂｉｅｓｏｆＡｌ一７Ｓｉ－Ｍｇａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＭａｒｃｈ，１９９３．Ｖ０１．９．１８９—２０３．［５４］Ｓ．Ｓｈｉｖｋｕｍａｒ，Ｒｉｃｃｉ，Ｊｒ．，Ｃ．ＫｅｌｌｅｒＴｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄＤ．Ａｐｅｌｉａｎ．ＥｆｆｅｃｔｏｆＳｏｌｕｔｉｏｎＴｒｅａｔｍｅｎｔＰａｒａｍｅｔｅｒｏｎｏｆＣａｓｔＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＨｅａｔＴｒｅａｔｉｎｇ，，１９９０，Ｖｏｌ，８，Ｎｏ，１：６３—７０，Ｓ３西安工业大学硕士学位论文［５５］Ｐ．Ａ．Ｒｏｍｅｔｓｃｈ，Ｇ．Ｂ．ＳｃｈａｆｆｅｒＡｎａｇｅｈａｒｄｅｎｉｎｇｍｏｄｅｌｆｏｒＡｌ－７Ｓｉ－Ｍｇｃａｓｔｉｎｇａｌｌｏｙｓ［ｊＪ】．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２００２，Ａ３２５：４２４－４３４．【５６１Ｄ．Ｌ．Ｚｈａｎｇ，Ｌ．Ｈ．ＺｈｅｎｇａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｏｆＬｉｇｈｔＭｅｔａｌｓＤ．Ｈ．ＳｔＪｏｌｌｎ．ＥｆｆｅｃｔｏｆｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｍｏｄｉｆｉｅｄａｓｈｏｒｔｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔｔｉｍｅｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌＡｌ－７ｗｔ％Ｓｉ一０．３ｗｔ％Ｍｇａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ２（２００２）：２７－３６．ａｎｄＧ．Ｓｉｇｗｏｒｔｈ．Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌａｓｐｅｃｔｓｏｆｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆｃａｓｔ［５７］Ｄ．Ａｐｅｌｉａｎ，Ｓ．ＳｈｉｖｋｕｍａｒＡｌ—Ｓｉ・Ｍｇａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＡＦＳＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９８９，８９－１４７．【５８］Ｍ．Ｏ．ＰｅｋｇｕｌｅｒｙｕｚａｎｄＪ．Ｅ．Ｇｒｕｚｌｅｓｋｉ．ＣｏｎｄｉｔｉｏｎｆｏｒｓｔｒｏｎｔｉｕｍｍａｓｔｅｒａｌｌｏｙａｄｄｉｔｉｏｎｔｏＡ３５６ａｌｌｏｙｓ叨．ＡＦｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９８８，９６：５５—６４．【５９］ＷａｎｇＱＧＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｆｆｅｃｔｓｏｎｔｈｅＴｅｎｓｉｌｅａｎｄＦｒａｔｕｒｅＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＡｌｕｍｉｎｕｍＣａｓｔｉｎｇＡｌｌｏｙｓＡ３５６／Ａ３５７．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ［Ｊ】．２００３，３４Ａ：２８８７—２８９９．ｂｙＥｕｔｅｃｔｉｃＰａｒｔｉｃｌｅＣｒａｃｋｉｎｇｉｎ【６０］ＷａｎｇＱＧＣ，Ｈ．Ｃａｃｅｒｅｓ，Ｊ．Ｒ．Ｇｒｉｆｆｉｔｈｓ．ＤａｍａｇｅＡｌｕｍｉｎｕｍＣａｓｔｉｎｇＡｌｌｏｙｓＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ［Ｊ］，２００３，３４Ａ：２９０１－２９１２．【６ｌ】廖恒成，丁毅，孙国雄．锶变质近共晶Ａｌ—Ｓｉ合金力学性能与枝晶口数量之间的相关性，２００２，５１（３）：１４８—１５２．【６４］Ｄ．Ｌ．ＭｃＤｏｗｅｌｌ，Ｋ．Ｇａｌｌ，Ｍ．Ｆ．Ｈｏｒｓｔｅｍｅｙｅｒｅｔａ１．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ・ｂａｓｅｄｆａｔｉｇｕｅｍｏｄｅｌｉｎｇｏｆｃａｓｔＡ３５６・Ｔ６ａｌｌｏｙ．ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＦｒａｃｔｕｒｅＭｅｃｈａｎｉｃｓ【Ｊ】．２００３，７０：４９—８０．【６５］ＡｎｓｏｎＪＰ，Ｇｎ】ｚｌｅｓｋｉＪＥ．ＴｈｅｉｎｃａｓｔｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅＤｉｓｃｒｉｍｉｎａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｓｈｒｉｎｋａｇｅａｌｌｏｙｓｕｓｉｎｇＳｐａｔｉａｌＤａｔａａｎｄｇａｓｍｉｃｒｏｐｏｒｏｓｉｔｙａｌｕｍｉｎｕｍａｎａｌｙｓｉｓ，Ｍａｔｅｒｉａｌｓｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ［Ｊ］．１９９９，４９：３１９・３３５．【６６］ＳｋａｌｌｅｒｕｄＢ．ＦａｔｉｇｕｅＦｒａｃｔｕｒｅｌｉｆｅａｓｓｅｓｓｍｅｎｔｏｆａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓ谢ｔｈｃａｓｔｉｎｇｄｅｆｅｃｔｓ．ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＭｅｃｈａｎｉｃｓ【Ｊ】１９９３，４４（６）：８５７—８７４，Ａ．Ｉｒｏｎｉｎ【６７］Ｃｏｕｔｕｒｅａｌｕｍｉｎｕｍｃａｓｔｉｎｇａｌｌｏｙｓ－ａｌｔｅｒａｔｕｒｅｓｕｒｖｅｙ［Ｊ］．ＡＦＳＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＣａｓｔＭｅｔａｌｓＪｏｕｒｎａｌ，１９８１，６（４）：９－１７．【６８］廖恒成，丁毅，孙国雄．锶变质近共晶Ａ１．ｓｉ合金力学性能与枝晶口．Ａｌ特征参数的相关性【Ｊ】铸造，２００２，５１（９）：５４１—５４５．【６９１廖恒成，丁毅，孙国雄．锶变质近共晶Ａｌ—Ｓｉ合金力学性能与枝晶口数量之间的相关性【Ｊ】．２００２，５１（３）：１４８—１５２．【７０】ＱＬａｓｌａｚ，ＥＬｔｙ，ＯａｓＰｏｒｏｓｉｔｙａｎｄＭｅｔａｌＣｌｅａｎｌｉｎｅｓｓｉｎＡｌｕｍｉｎｕｍＣａｓｔｍｇＡｌｌｏｙｓ，ＡＦＳＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎ，１９９１，４０：８３－９０．【７ｌ】疏达，孙宝德，王俊．铸造铝合金洁净度．性能关系【Ｊ］．特种铸造及有色合金，１９９９，２：５２．５６．【７２］ＣｒｒａｎｄｔｎｏｓｈｅｄＡＦ．Ｍｏｄｅｌｉｎｇｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｉｎｔｉａｌｍａｔｅｒｉａｌｉｎｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｉｅｓｏｎｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｌｉｇｅｏｆｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ．ＦａｔｉｇｕｅＦｒａｃｔ［Ｊ］．Ｅｎｇｎｇ．Ｍａｔｅｒ．Ｓｔｒｕｃｔ．１９９３，１６（２）：１９９・２１３．ＤＡ，ＡｐｅｌｉａｎＤ．ＦａｔｉｇｕｅｃｒａｃｋｇｒｏｗｔｈｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｅｒｉｃｓｉｎｃａｓｔＡｌ・Ｓｉ—ＭｇａｌｌｏｙｓｐａｒｔｌＩ．ｕｓｉｎｇ【７３］ＬａｄｏｓＬｉｆｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｆａｔｉｇｕｅｃｒａｃｋ５４ｇｒｏｗｔｈａａｔａ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ西安工业大学硕士学位论文Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ．２００４，Ａ３５８：１８７－１９９．【７４］Ｔ．Ｋｏｂａｙａｓｈｉ．ＳｔｒｅｎｇｔｈＥｎｇ．２０００，Ａ２８０（１）：３３３・３４１．【７５］ＱｉｕＺｈｕｘｉａｎ，Ｚｈａｎｇａｎｄａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｏｆａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｍｉｎｊｉｅ，ＹｕＹａｘｉｎｒｅｄｕｃｔｉｏｎｏｆｅｔａ１．Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａｈｔｍｉｎｕｍ．ｔｉｔａｎｉｕｍａｌｌｏｙｓｂｙｉｎｅｌｅｃｔｒｏｌｙｓｉｓｔｈｅｒｍａｌｔｉｔｉａｎｃｒｙｏｌｉｔｅ．ａｌｕｍｉｎａｍｅｌｔｓ阴．Ａｌｕｍｉｎｕｍ．１９８８，６４（６）：６０６—６０９．【７６】武恭，姚良均，李震夏等．铝及铝合金材料手册【Ｍ】．ｊＢ京：科学出版社，１９９４，（２９４—２９７）：３７０．３７５．【７７】郑修麟．材料的力学性能［Ｍ】．西北工业大学出版社，１９９０．【７８】石林．取代老龄飞机材料的高强度铝合金【Ｍ】．航空制造工程，１９９８，１：１５．１６．［７９】肖纪美．金属的韧性与韧化【Ｍ】．上海：上海科学技术出版社，１９８０．［ｓｏｌ束德林．金属力学性能【Ｍ】．北京：机械工业出版社，１９９４．【８ｌ】钱志屏．材料的变形与断裂【Ｍ】．上海：同济大学出版社，１９８９．［８２】李小刚，郑修麟．金属塑性断裂的微观模型［Ｊ】．金属科学与工艺，１９８７，６（３）：６５．７３．【８３］Ｍ．Ｊ．Ｂｌａｃｋｂｕｒｎ，Ｊ．Ａ．ＦｅｅｎｅｙＡｌｌｏｙｓ，ＡＤＶＡＮＣＥＳＩＮａｎｄＴ．ｒ．Ｂｅｃｋ．Ｓｔｒｅｓｓ．ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＣｒａｃｋｉｎｇｏｆＴｉｔａｎｉｕｍＣＯＲＲＯＳＩＯＮＣＥＩＥＮＣＥＡＮＤＴＨＥＣＨＮＯＬＯＧＹＶｂｌｕｍｅ３．ＰＬＥＮＵＭＰＲＥＳＳ，ＮＥＷＹＯＲＫ．ＬＯＮＤＯＮ．１９７３．［８４】陆世英．不锈钢应力腐蚀事故分析与耐应力腐蚀不锈钢原子能出版社．１９８５．［８５】９３棣华，王振达，张亦良，等．应力腐蚀门限值８ＳＣＣ的恒载荷多试样测定法阴．中国腐蚀与防护学报，１９９４（１）：７３～７６．［８６】吴一雷，强俊，李永伟，等．晶界结构对Ａ１．Ｍｇ．Ｌｉ．Ｃｕ系合金应力腐蚀性能的影响【Ｊ】．材料工程，１９９４，（８～９）：１６～１９．【８７】曾为民，金石．铝合金应力腐蚀的电化学研究【Ｊ】材料护，２００１，３４（９）：８～９．［８８］ＢｒｏｗｎＲＨ，ＦｉｎｋＷＬ，ＨｕｎｔｅｒＭＳ．Ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｒｅｓｅａｒｃｈｏｆｉｒｒｅｖｅｒｓｉｂｌｅｐｏｔｅｎｔｉａｌｓａｓａｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌｔｏｏｌ［Ｊ］．Ｔｒａｎｓ．ＡＩＭＥ，１９４１，１４３：１１５．ＪＲ．Ｄｅ【８９ｊＧａｌｖｅｌｅＭｉｃｈｅｌｉＳＭ．ＭｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒｃｏｒｒｏｓｉｏｎｏｆＡＩ．Ｃｕａｌｌｏｙｓ【Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓ．Ｓｃｉ．，１９７０，１０：７９５．【９０］ＭａｉｔｒａＳ，ＥｎｇｌｉｓｈＧＣ．ＭｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｌｏｃａｌｉｚｅｄＴｒａｎｓ．，１９８１，１２Ａ：５３５．ｃｏｒｒｏｓｉｏｎｏｆ７０７５ａｌｌｏｙｐｌａｔｅ［Ｊ］．Ｍｅｔ．【９１］ＢｕｃｈｈｅｉｔｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃＲＧ，ＭｏｒｇａｎＪＰ，ＳｔｏｎｅｒＧＥ．ＥｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌａｎｄｉｔｓｒｏｌｅｉｎｌｏｃａｌｉｚｅｄｂｅｈａｖｉｏｒｃｏｒｒｏｓｉｏｎｏｆｔｈｅｏｆＴＩ（Ａ１２ＣｕＬｉ）ｃｏｍｐｏｕｎｄＡＩ．２％Ｌｉ．．３％Ｃｕａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，１９９４，５０：１２０．［９２］ＢｕｃｈｈｅｉｔＲＧ，ＷａｌｌＦＤ，ＳｔｏｎｅｒＧＥ．Ａｎｏｄｉｃｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ．ｂａｓｅｄｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｔｈｅｒａｐｉｄｃｒａｃｋｉｎｇ，ｐｒｅｅｘｐｏｓｕｒｅｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎｄｅｍｏｎｓｔｒａｔｅｄｂｙａｈｉｍｉｎｕｍ．１ｉｔｈｉｕｍ．ｃｏｐｐｅｒａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，１９９５，５ｌ：４１７．西安工业大学硕士学位论文【９３】金属腐蚀手册编写组．金属腐蚀手册．上海：科学技术出版社，１９８７：８４州安ｊ：业人学硕十学位论文攻读硕士学位期间发表论文情况【１】董大军，上官晓峰．铸造铝合会Ａ３５６平面断裂韧度Ｋｊｃ的研究．（己收录《铸造》杂志）【２】上官晓峰，董大军，史蒲英．Ａ３５６．０断裂机理研究［Ｊ１．铸造技术，２００６，２７（１１）：１３５２－－１３５４．阿安Ｉ业人学硕卜学侮论文致谢本文是在导师王Ｊ下品教授、上官晓峰副教授精心指导下完成的。导师们渊博的知识、严谨的治学态度、敏锐的思维能力以及对科学孜孜不倦地追求，给我留下了深刻的印象，并将使我受益终生。在课题选择、进展以及论文撰写上无不倾注了导师们的心血。在此，向精心培养和关心我的导师们致以崇高的敬意和深深的感谢。感谢实验室的杨通老师、赵唏老师、刘春霞老师给予的大力支持和热心帮助。非常感谢材料与化工学院领导和老师们在Ｒ常学习和工作中给予的关心和帮助。衷心感谢华山机械厂的张利民工程师、席伟峰助理工程师，西安交通大学的黄淑菊教授、西安理工大学的刘志宏教授、北方兵器工业庆华集团公司的恽志峰工程师给予的帮助和支持。感谢我的学友和朋友们对我的关心和帮助。豁租制悄ｌ趟嗽一餍禽俅晕辍：啭美＊‘＾０拦《３簧ｏ毯；，口｜，／／ｔ口｜／霉ｇ；｛霉ｏ｜，１日ａＪ厂ｌ—∥鸷。扩—圹‘羝Ｉ～ｑｆ＼、＿√一＼、Ｉ鼍矗ｔ尊ｊ∥撵｜Ｌ飞时Ｖ譬忿．’ｋ＿掌Ｎ长翘遘塾量嚣爨磊窝琵萎罄掌盆嚣忍。豁坦山姑暴留林谢晕诽龉．噼美戗秘晕扑二醪扑爿懈菌