山大MD延伸率实现倍增！流线型强化相构型的AlSiMg合金

　　Al-Si-Mg合金是目前应用最为广泛的铝合金之一，除了细晶强化、粒子强化及热处理强化之外，晶粒的取向及强化相的构型在合金的强度和塑性方面同样起着重要的主导作用。为了获得高强高韧的材料，有必要研究合金的组织构型和力学性能之间的相互关系。
　　山东大学刘相法教授团队利用自主研制的Al-TCB-25Si晶种合金，通过其中的C掺杂型TiB2 (C-TiB2)细化α-Al晶粒，并通过SiC进一步强化基体，制备了强化相呈网状构型的新型Al-Si-Mg合金。进一步借助热挤压工艺将网状构型改变成流线型，系统地研究了不同构型Al-Si-Mg合金的组织和力学性能，并讨论了组织构型对力学性能的影响机理。相关论文以＂Revealing the correlation of microstructure configuration and mechanical properties of Al–Si–Mg alloy reinforced by C-doped TiB2 and SiC＂为题发表在《Materials & Design》上。论文第一作者为山东大学材料科学与工程学院李道秀博士生，通讯作者为刘思达研究员（个人链接：https://faculty.sdu.edu.cn/liusida/zh_CN/），刘相法教授（课题组链接：纳米晶种材料创新工作室 (nfalloys.com)）。
　　论文链接：
　　https://doi.org/10.1016/j.matdes.2023.111694
　　铸态Al-Si-Mg合金中的共晶Si呈网状构型分布，SiC和C-TiB2分布在晶内和晶界处，热挤压后，合金中的共晶Si、SiC和C-TiB2沿挤压方向呈流线型分布。网状构型的Al-Si-Mg合金的晶粒取向是各向同性的，而流线型构型合金则具有(100)Al的择优取向，(111)Al和(220)Al取向的强度有所减弱。此外，网状构型合金的平均晶粒尺寸为69.2 μm，晶粒尺寸被明显细化。流线型构型合金的晶粒发生了动态再结晶，平均晶粒尺寸为36.7 μm，比网状构型合金减小了47%。
　　图1网状构型及流线型构型的Al-Si-Mg合金的显微组织
　　图2 网状构型和流线型构型的晶粒取向及晶粒尺寸
　　在成分一致的情况下，与网状构型合金相比，流线型构型合金的极限抗拉强度(UTS)和屈服强度(YS)略有降低，其中UTS降低了11.0%，YS降低了15.6%，然而其延伸率提高了79.5%，达到20.1%。经T6处理后，网状构型合金的UTS和YS分别达到338 MPa和275 MPa，而流线型构型合金仍具有良好的延伸率，比相同状态下的网状构型合金高出约84.2%。
　　图3 T6热处理前后两种构型合金的室温拉伸性能
　　晶粒的取向对合金的性能也有明显的影响。Schmidt因子越大，滑移系越容易开动，晶体越容易变形。网状构型合金和流线型构型合金的Schmidt因子的平均值分别为0.435和0.459，说明在外力作用下，大多数晶粒滑移体系趋于同时被激活并发生变形。但网状构型合金中Schmidt因子范围小于0.4的晶粒比例更高，抗变形能力更强。此外，虽然两种组织构型合金的Taylor因子都在2.3–3.7范围内，但是网状构型合金的Taylor因子分布较为均匀，而流线型构型合金则主要集中在2.3–3.1的较低范围，说明流线型构型的合金更容易发生塑性变形，具有更好的塑性。
　　图4 组织构型对合金Schmidt因子、Taylor因子及GND密度的影响
　　增强相的构型对合金的性能也有显著影响，这与其承载力的方式密切相关。对于具有网状构型的合金，在承受外力时，位错首先在强化相周围聚集，形成的大量位错也沿网状分布，直至形成微裂纹。在持续的外力作用下，微裂纹垂直于应力方向相互连接，直至试样断裂。相比之下，流线型构型合金中的位错同样首先在强化相周围产生，但随着拉伸过程的进行，微裂纹趋于沿拉伸方向扩展，裂纹之间难以连接，合金得以持续变形，拥有更好的塑性。
　　图5 网状构型和流线型构型合金在拉伸过程中裂纹扩展的示意图。
　　综上，共晶Si和增强颗粒的流线型分布有利于提高Al-Si-Mg合金的塑性，其延伸率几乎是网状构型合金的两倍。网状构型的增强相能更好地承受应力，防止基体变形，提高合金强度；而流线型的增强相为基体的塑性变形提供了有利条件，阻碍基体中微裂纹的接触，从而提高合金的伸长率。这为高强高韧材料的设计提供了数据支撑和理论支持。
　　*感谢论文作者团队对本文的大力支持。
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