铝合金金相组织文献

Common Metallurgical Defects in Grey Cast Irons Causes and Cures

C.M.Ecob

Customer Services Manager, Elkem AS, Foundry Products Division

C.Hartung

Research Manager, Elkem AS, Foundry Products Division

S-O.Olsen

Technical Service Manager, Elkem Bjolvefossen AS

Abstract

Whilst most foundries today recognise the types of defect found in grey cast irons, an appreciation of the causes and therefore cures is not always apparent.

This paper will examine some of the common metallurgical defects, which have been found during examination of rejected castings in Elkem’s Research Centre in Norway.

Gas defects are particularly difficult to categorise and particular attention is paid to hydrogen, nitrogen and carbon monoxide gas holes.

Other defect types examined include shrinkage, flake compaction, Widmanst?tten graphite and the commonly seen ferritic rim.

Introduction

Metallurgical defects, whilst normally a small part of a foundry’s defect casting percentage, can be time consuming and expensive to classify and hence remedy. In this paper, some of the more common defects are described based on case studies from Elkem’s Research Centre. In the examination of any defect, good metallographic facilities are necessary to provide sufficient detail to avoid mistakes in the correct identification of the defect, particularly when gas is suspected as the problem. Other defects, such as Widmanst?tten graphite, may require high magnifications to be able to see the problem.

Hydrogen Pinholes

These may be considered to be one of the most expensive defects as they are not normally revealed until after machining. They can be found both in grey and ductile irons and tend to appear as small spherical holes just beneath the casting surface. The inner surface of the hole will have a continuous graphite lining and hence appear to be black and shiny on examination. This precipitation of graphite onto the surface results in a graphite depleted area around the hydrogen gas hole as shown in Figure 1.

Hydrogen pinholes can be caused by several factors, either alone or in combination. Most commonly, high levels of aluminium or titanium in the base iron causes a reaction with moisture from the greensand, damp tools or wet refractories. Other sources of moisture could be damp or oily charge materials (including rust), a build up of dead clay in the sand system which will tend to retain moisture or the use of old cores, which have picked up moisture from humid atmospheres.

Example of hydrogen porosity revealed on

machining.

Close-up of hydrogen pinhole revealing inner

graphite lining.

Figure 1. Hydrogen pinhole.

Pinholes may be prevented, or the occurrence reduced, by restricting the aluminium content

of the base metal below 200ppm and minimising the titanium content. Careful control of steel scrap, avoidance of CG iron returns (if made using Ti) and elimination of enamelled scrap

will help in this respect. Some pig irons can also contain titanium.

Care should be taken to fully dry refractory patches and coated tools before use and sufficient

new sand added to the moulding system to prevent build up of dead clay. Moisture in the

system should preferably be below 3%. Cores and water-based coatings should be fully cured

and dry before the metal is poured into the mould.

Increasing metal pouring temperatures and carbon equivalents have also been noted to reduce

the incidence of this particular defect.

Nitrogen Blowholes

Example of Nitrogen porosity defect in grey iron

revealed on machining.

Close-up of defect showing flake depleted rim. Figure 2. Nitrogen Blowholes

Nitrogen blowholes may be either a surface defect or a sub-surface occurrence. The example shown in figure 2 was only revealed on machining, thus being detected at the most expensive

post-foundry finishing operation. Blowholes appear more frequently in medium to heavy

section thicknesses and are often adjacent to resin bonded core or mould materials. The holes,

or fissures, are normally irregular in shape (as opposed to the more spherical hydrogen holes)

and are perpendicular to the casting surface, protruding some millimetres into the casting. The

inner surface of the hole has a continuous or dis-continuous graphite lining coupled with the subsequent decarburisation in the immediate surrounding matrix. This is clearly seen in figure 2. Also seen in this figure are dendrites, which have grown into the hole. On occasions, the graphite flakes are seen to have become shorter and thicker, this being a typical sign of high nitrogen.

Nitrogen fissures are caused simply by excess nitrogen in the system. In cupola melted grey irons, this comes from high proportions of steel scrap in the charge which require high levels of coke, whereas in induction melting, poor quality, high nitrogen containing carburiser is normally the cause. The use of some resins in the production of cores or moulds can also lead to nitrogen pick up locally within the casting, particularly at a potential hot spot. Restricting the dissolved nitrogen content to 80 ppm in medium to heavy sections and

120ppm in thin, uncored sections will normally not give nitrogen blowhole problems. In addition, careful selection of raw materials will also help reduce the potential for blowhole problems. Titanium and zirconium are known to neutralise the effects of nitrogen by producing carbo-nitrides, however care should be taken when using titanium as this can then promote hydrogen pinholes in the presence of aluminium and moisture as previously discussed. Increases in pouring temperature and carbon equivalent are also known to reduce the incidence of nitrogen defects.

Often, it is very difficult to distinguish between hydrogen and nitrogen gas defects. Analysis of a defect sample may show that the control parameters for both elements are within limits, yet a gas hole, characteristic of hydrogen or nitrogen, will appear. In such cases, it is likely that there is a synergistic effect where the elements have combined to form the hole. Here, a full examination of the causes for both gases needs to be undertaken with tighter controls put in place.

Carbon Monoxide Blowhole

The third of the common gas defects is the carbon monoxide blowhole. Figure 3 shows an example of this type of defect, which can normally be seen as a surface blow.

The carbon monoxide blow can appear as a hole a few millimetres across, as in the illustration here, or in large castings the hole can be large enough to put a fist into. Normally seen in conjunction with slag and clouds of manganese sulphides, it is also possible to see dendrites protruding from the inner surfaces of the hole.

Example of surface slag blowhole in grey iron.Close-up of defect showing slag cluster. Figure 3. Carbon monoxide blowhole.

The most common cause of this problem is the failure to totally empty ladles between taps. This results in a lowering of the overall metal temperature and a build up of cold manganese sulphide/oxide rich slags. Eventually, the point is reached where a metal/slag reaction takes place as;

MeO + C = Me = CO

The defect may also be attributed to excess manganese and/or sulphur in the system. These should be balanced according to the equation:

%Mn = %S + 0.3

Carbon monoxide blowholes can normally be eliminated by ensuring a complete emptying of ladles between taps, operating with clean ladles and preventing slag build up on the refractory. Increasing metal temperature can also help.

Shrinkage

Overview of the position of the shrinkage. The

defect was revealed after machining and was

located in the centre of the casting section with T-

shape.

Close-up of the shrinkage showing dendrites and

metallic surface.

Figure 4. Example of a hot-spot shrinkage defect.

The example shown in Figure 4 is a typical shrinkage defect, typically the surface of the shrinkage hole will show dendrites, but without any graphitic lining as would be seen in a gas related defect. In the case illustrated, the shrinkage appears at the thermal centre of the casting and the cause was attributed to the sharp radii and to poor metal flow design. Soft sand in the vicinity of the defect may have been a contributory factor in this case.

Indeed, the majority of shrinkage defects found in the industry today may be attributed to a soft spot in the moulding sand. Otherwise there are many causes of shrinkage;

-Thicker sections of a casting that are not properly fed or have inadequate runner/gate designs

-Low carbon or carbon equivalent irons are more prone to shrinkage due to a lack of low density graphite being precipitated and not providing an “expansion” effect to counter the natural solidification shrinkage

-Insufficient clamping or weighting of the mould can lead to lifting

-Under-inoculation or over-inoculation both increase the potential for shrinkage, the former due to the lack of precipitated graphite, the later produces too many eutectic cells which can result in porosity between the cells.

-High phosphorous contents, in excess of 0.1% tend to promote shrinkage, as does excessive pouring temperatures

Inter-cellular Carbides

Figure 5. Example of grain boundary carbides

Today’s industry has to cope with decreases in the quality of affordable steel scrap. Often, the trace element content of the steel is higher than has been found previously and there is a resulting increase in the incidence of inter-cellular carbides. These are particularly noted in thicker section castings where the slow solidification time allows for segregation and a build up in the concentration of deleterious elements, such as molybdenum, vanadium, manganese, chromium and titanium.

In some cases, increased or more powerful inoculation will help to disperse the carbide promoting elements and thus avoid the formation of carbides. However, it must be noted that the effects of trace elements, such as those noted above, is cumulative and not individual to the particular elements. Further, some carbide forms, for example Mo and Cr cannot be removed by subsequent heat treatment.

Avoidance of grain boundary carbides is achieved by careful control of raw materials, particularly steel scrap and by optimising the inoculant addition. Increases in carbon equivalent may also help to disperse the undesirable elements.

Widmanst?tten Graphite.

Figure 6 shows a classical example of Widmanst?tten graphite. This effect, sometimes

referred to as “spiky graphite” is found when levels of the trace elements lead, bismuth or antimony become too high.

Antimony will promote Widmanst?tten graphite in the presence of hydrogen, particularly in heavier section castings, as will bismuth. The usual cause of this defect is the presence of lead, a 0.0005% addition is likely to cause Widmanst?tten graphite forms.

Overview of the graphite structure.Close-up of one of the graphite lamellas. Figure 6. Example of Widmanst?tten graphite.

The normal sources of lead are free cutting steels, old painted scrap, vitreous enamelled scrap, terne plate or contamination of the melt with white metals. Melting petrol engines from the days of leaded petrol can also be a source of lead contamination.

Widmanst?tten graphite has a catastrophic effect on the mechanical properties of the iron, the spikes on the graphite flakes acting as points of weakness to reduce tensile strength values dramatically. The problems with lead tend to arise in induction melted irons as the lead stays within the bath, but is rarely seen in cupola melted metal as the lead disappears up the stack. Once lead has appeared in grey iron, there is no real cure except to use a rare earth containing inoculant/preconditioner to try to scavenge the lead from the iron.

Steadite

Steadite in thick section.

Steadite in thin section.

Figure 7. Steadite in grey iron Steadite, more commonly known as the phosphide eutectic, is really a precipitation of iron phosphides. Normally this is not regarded as a defect unless excess phosphorus enters the system and clusters are detected at the grain boundaries.

Phosphorus has the benefits in iron of increasing fluidity and wear resistance when present in the right amounts. Less than 0.04% may lead to metal penetration and finning, whilst levels of 0.1% and above can lead to the formation of a network of steadite at grain boundaries with subsequent problems of shrinkage and embrittlement. Some irons are deliberately produced with higher phosphorous levels where fluidity is a big issue, radiator castings, stove plates and some electrical casings for example.

The cure for excess steadite, apart from reducing the levels of phosphorous, is to disperse the phosphorous within the casting by improving inoculation or to increase the solidification rate.Care should be taken in the selection of scrap to avoid domestic heating castings and analysis should be made of the pig iron as some brands contain higher levels of phosphorous.Slag

Example of grey iron slag inclusion cluster.

Close-up of slag cluster showing various phases.Figure 8. Example of slag inclusions

Slag inclusions may be found both at the surface of the casting, as illustrated here, or within the body of the casting. They are recognisable as having no decarburisation associated with them and the slag usually seems to have several different phases within the particle.

Slag defects are caused by inadequate slag removal during the melting and pouring phase or by a build up of slag in the pouring ladle or receiver – see also the section on the carbon monoxide blowhole. Slag traps or filters built into the running system often help with the removal of slag, but do not help with the root cause of slag build up and are no substitute for good metal cleaning practise. Slag may also be formed if there is excessive turbulence in the running system or metal is poured from some height. Examination of the runner design or time spent watching the ladle operator’s practise is well spent.

Sand inclusions

The final defect examined in this paper is concerned with sand. As seen in Figure 9, sand can be distinguished from slag in that it has a single phase and the sand grains are relatively regular in shape.

Figure 9. Sand grain inclusions

Sand is normally generated within the mould, loose sand around the downsprue or erosion of sand if the metal is dropping a large distance onto sand at the bottom of the sprue. Sharp corners are also a common cause of sand erosion. Care should be taken to blow loose sand from the mould during the assembly of the mould and frequent examination of pattern plates in horizontal moulding machines should be made to ensure that nothing is sticking to the plate.

As with slag inclusions, avoidance of excess turbulence when pouring will help to avoid subsequent problems.

Figure 10. Sand grains enveloped in slag

On frequent occasions, sand grains have been noted within an envelope of slag, as in Figure

10. Viscous slags coming from the melting/pouring processes can drag sand grains from even

a well bonded surface, emphasising the importance of good metal preparation prior to casting

Summary

Castings with defects very often have to be scrapped. This is a major cost for the foundry, both in terms of productivity and, often, reputation. Defects that have slipped through inspection have the highest value as they may not be discovered until they reach the machining stage or, even worse, the end user.

Systematic logging of defects may seem time consuming, but is a worthwhile exercise so that the most serious problem can be addressed as the priority. Many foundries spend inordinate amounts of time and money addressing minor issues while not focussing resources on the major defects. Good maintenance, raw material selection and careful metal handling are the three key criteria in defect control.

It may be seen throughout this paper that composition and inoculation may be used to control several defects. Careful consideration of these factors can have significant financial benefit for the foundry.

铝合金金相观察实验

铝合金金相观察实验 一、实验过程 1.浇铸 坩埚炉 熔炼铝合金的材料包括金属炉料，助剂和辅助材料 1）根据配比计算，配置炉料，并将配制好的炉料充分预热； 2）将定量的铝及全部硅装炉，随着硅的熔化，分批将剩余铝锭加入熔炉，并充分搅拌，至全部熔化； 3）在700℃左右（680~710℃）加入精炼剂，进行除气精炼处理，扒渣后浇锭4）选用需要的锭模，将合金液体注入其中 5）根据锭模，确定冷却时间，及时开模，取出铸件 6）取出铸件后，观察铸件是否合格，若有缺陷，应采取措施解决，直至合格为止 铸件毛坯 2.切割 实验过程中，首先取出铸造好的样品，呈圆柱形，直径约12~15 mm，根据实验的需要大概需要切下与直径相当长度的样品

切割机 内部构造3.镶嵌 镶嵌机

1）将待镶嵌的样品置于样品台上，按“下降”按钮时样品台下降至镶嵌机最低部。 2）向槽内加入1勺左右镶嵌粉粉末，旋上盖子，设置好镶嵌参数，按动开始按钮开始镶嵌操作。 4.磨光 主要参数有：1号、2号、3号、4号磨光盘设置压力22N，5号磨盘设置压力44N，平均每个盘进行磨光操作3－4分钟，其中平均30秒左右加一次水或抛光液。样品光亮如镜，但由于浇注的材料反复使用本身质量问题等原因，稍有划痕。但不影响后续观察 普通的磨光机器（当然与我们实验所用设备无法相比） 5.观察 Nikon EPIPHOT 300 光学显微镜

OLYMPUS—CK40M光学显微镜

将抛光后的试样，选择合适的浸蚀剂，利用化学浸蚀法，使各组织间、晶界和晶内产生一定的衬度，金属组织得以显示 使用Nikon EPIPHOT 300电子显微镜观察组织结构 使用OLYMPUS—CK40M光学显微镜成像拍摄组织图片 二、讨论题： 1.同样是共晶成分，为什么精砂，精金，变金的显微组织不同，为什么？ 金属模散热快，快速冷却，结晶迅速细密均匀。砂模……变质处理…… 照片有点地方拍出来糊的原因：没有水平放置 最后稍微分析一下

铝合金及热处理

铝合金的热处理 铸造铝合金的金相组织比变形铝合金的金相组织粗大，因而在热处理时也有所不同。前者保温时间长，一般都在2h以上，而后者保温时间短，只要几十分钟。因为金属型铸件、低压铸造件 铸造铝合金的金相组织比变形铝合金的金相组织粗大，因而在热处理时也有所不同。前者保温时间长，一般都在2h以上，而后者保温时间短，只要几十分钟。因为金属型铸件、低压铸造件、差压铸造件是在比较大的冷却速度和压力下结晶凝固的，其结晶组织比石膏型、砂型铸造的铸件细很多，故其在热处理时的保温也短很多。铸造铝合金与变形铝合金的另一不同点是壁厚不均匀，有异形面或内通道等复杂结构外形，为保证热处理时不变形或开裂，有时还要设计专用夹具予以保护，并且淬火介质的温度也比变形铝合金高，故一般多采用人工时效来缩短热处理周期和提高铸件的性能。 一、热处理的目的 铝合金铸件热处理的目的是提高力学性能和耐腐蚀性能，稳定尺寸，改善切削加工和焊接等加工性能。因为许多铸态铝合金的机械性能不能满足使用要求，除Al-Si系的ZL102，Al-Mg系的ZL302和Al-Zn系的ZL401合金外，其余的铸造铝合金都要通过热处理来进一步提高铸件的机械性能和其它使用性能，具体有以下几个方面：1）消除由于铸件结构（如璧厚不均匀、转接处厚大）等原因使铸件在结晶凝固时因冷却速度不均匀所造成的内应力；2）提高合金的机械强度和硬度，改善金相组织，保证合金有一定的塑性和切削加工性能、焊接性能；3）稳定铸件的组织和尺寸，防止和消除高温相变而使体积发生变化；4）消除晶间和成分偏析，使组织均匀化。

二、热处理方法1、退火处理 退火处理的作用是消除铸件的铸造应力和机械加工引起的内应力，稳定加工件的外形和尺寸，并使Al-Si系合金的部分Si结晶球状化，改善合金的塑性。其工艺是：将铝合金铸件加热到280-300℃，保温2-3h，随炉冷却到室温，使固溶体慢慢发生分解，析出的第二质点聚集，从而消除铸件的内应力，达到稳定尺寸、提高塑性、减少变形、翘曲的目的。 2、淬火 淬火是把铝合金铸件加热到较高的温度（一般在接近于共晶体的熔点，多在500℃以上），保温2h以上，使合金内的可溶相充分溶解。然后，急速淬入60-100℃的水中，使铸件急冷，使强化组元在合金中得到最大限度的溶解并固定保存到室温。这种过程叫做淬火，也叫固溶处理或冷处理。 3、时效处理 时效处理，又称低温回火，是把经过淬火的铝合金铸件加热到某个温度，保温一定时间出炉空冷直至室温，使过饱和的固溶体分解，让合金基体组织稳定的工艺过程。 合金在时效处理过程中，随温度的上升和时间的延长，约经过过饱和固溶体点阵内原子的重新组合，生成溶质原子富集区（称为G-PⅠ区）和G-PⅠ区消失，第二相原子按一定规律偏聚并生成G-PⅡ区，之后生成亚稳定的第二相（过渡相），大量的G-PⅡ区和少量的亚稳定相结合以及亚稳定相转变为稳定相、第二相质点聚集几个阶段。 时效处理又分为自然时效和人工时效两大类。自然时效是指时效强化在室温下进行的时效。人工时效又分为不完全人工时效、完全人工时效、过时效3

A铝合金显微组织及断口分析

目录 1 绪论 (1) 1.1断口分析的意义 (1) 1.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析 (1) 1.3研究方法和实验设计 (3) 1.4预期结果和意义 (3) 2 实验过程 (4) 2.1 生产工艺 (4) 2．1.1 加料 (4) 2.1.2 精炼 (4) 2.1．3 保温、扒渣和放料 (5) 2.1. 4 单线除气和单线过滤 (5) 2.1. 5连铸 (6) 2.2 实验过程 (6) 2.2. 1 试样的选取 (6) 2.2.2 金相试样的制取 (8) 2.2.3 用显微镜观察 (9) 2.3 观察方法 (10) 2.3.1显微组织的观察 (10) 2.3.2 对断口形貌的观察 (11) 3 实验结果及分析 (11) 3.1对所取K模试样的观察 (11) 3.2 金相试样的观察及分析 (12) 3.2.1 对显微组织的观察 (12) 3.2.2 断口缺陷 (15)

结论 (23) 致谢 (24) 参考文献 (25) 附录 (27)

1 绪论 1.1断口分析的意义 随着现代科技的发展以及现代工业的需求，作为21世纪三大支柱产业的材料科学正朝着高比强度，高强高韧等综合性能等方向发展。长久以来，铸造铝合金以其价廉、质轻、性能可靠等因素在工业应用中获得了较大的发展。尤其随着近年来对轨道交通材料轻量化的要求日益迫切[1]，作为铸造铝合金中应用最广的A356铝合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小，经过变质和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能[2-3]，与钢轮毂相比，铝合金轮毂具有质量轻、安全、舒适、节能等，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[4]。 然而，由于其凝固收缩，同时在熔融状态下很容易溶入氢，因此铸造铝合金不可避免地包含一定数量的缺陷，比如空隙、氧化物、孔洞和非金属夹杂物等[5-7]。这些缺陷对构件的力学性能影响较大，如含1%体积分数的空隙将导致其疲劳50%，疲劳极限降20%[8-9]。所以研究构件中缺陷的性质、数量、尺寸和分布位置对力学性能的影响具有重要意义[10]。而这些缺陷往往是通过显微组织和断口分析来研究的。 另外，通过显微组织和断口分析所得到的结果可以分析这些缺陷产生的原因，研究断裂机理，比结合工艺过程分析缺陷产生的原因，从而对改进工艺提出一定的有效措施，确定较好的生产工艺，以提高铝合金铸锭的性能。 但关于该合金的微观组织及其断口分析研究较少，研究内容深但不够综合，每篇论文多研究其部分缺陷，断口的获得多为拉伸端口。因此，希望对A356铝合金的断口缺陷有一个较为全面的研究。 1.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析 铸件的力学性能与其微观组织有密切联系[11]。A356合金是一个典型的Al-Si-Mg系三元合金，它是Al-Si二元合金中添加镁、形成强化相Mg2Si，通过热处理来显著提高合金的时效强化能力，改善合金的力学性能。A356合金处于α-Al＋Mg2Si＋Si三元共晶系内，其平衡组织为初生α-Al＋（α-Al＋Si）共晶＋

铝合金及铜合金金相制样的制备

铝合金及铜合金金相制样的制备 材料成型实验室内部资料 2012.9.14 内容是根据个人经验总结得来，每个人的经验可能不同，具体操作技巧还有自己多磨多总结，本文仅供参考。刚开始一般几天都很难磨好一个样，但熟练后一天10-20个不成问题。如果谁有上面好的经验可以慢慢总结尽量，慢慢完善。 金相试样制备步骤：取样、镶样、标号、磨光、抛光、显示。 一、取样、镶样、标号 根据所需检测面的组织取样（手工锯或线切割），确定磨哪个面，然后再镶样机上镶样（样品大小如果合适就不必镶样），并对所取样品进行编号标示，以免样品多或放置时间长而导致样品混乱分不清。保证每个样品用一个样品袋装着并贴上标签纸。 二、磨光、抛光 1、磨光 原则（最终要求）：一个平面、划痕朝一个方向 磨光一般包括粗磨和细磨两个阶段，每步都要达到上面要求即只有一个平面，划痕朝一个方向；粗磨一般在300-1000的砂纸上进行，细磨一般在1500-2000上砂纸上进行，样品比较平整的可以直接进行细磨。 技巧：手拿着样品放在预磨机上保证压力均匀的压着样品，用力要适中，手不动。细磨时也可以不在预磨机上直接把砂纸放在桌之上手工磨，手工磨时要保证磨的方向朝一个方向，用力均匀。 初学者容易出现的问题：a、磨出几个平面；b、磨成斜面；c、磨的时候没加水找出严重氧化；d、手指拿样品时靠砂纸太近，不知不觉把手机磨破； 2、抛光 原则（最终要求）：光亮、无划痕、无污点 抛光在抛光机上进行，抛光布有软些的和较硬的，根据实际情况选择那种抛光布，也可以粗抛时在硬一点的布上抛，然后再在软一些的布上抛，抛光时一般都要不定期的加抛光粉，加入量根据实际情况确定，一般是开始时粗抛加多点，后面少加点。抛光时样品压在抛光布上的压力一定要把控好，一般也是开始时压力大点，到后面基本不用力，就让样品跟抛光布轻轻接触。最后保证样品达到上面要求。 抛光一般在5-30分钟即可抛好，如果超过30分钟样品表面容易出现颗粒掉落、应力等缺陷，建议用砂纸（1500-2000）细磨后重新抛光 技巧：手拿样品控制好压力，开始时可以用点力，多加点抛光粉，且手拿样品从抛光布中央向边缘（线速度大）游走，这样即可以使磨光过程产生的粗大划痕可以快点磨掉，也能延长抛光布的使用寿命；到后期则基本不用力，保证样品跟抛光布接触即可，同时抛光粉稍微少加点，但一般不建议不加用清水抛，清水抛容易出新划痕，手拿样品让样品从边缘向中

铝合金金相组织图

铝合金金相组织图 王元瑞 上海材料研究所检测中心（上海200437） 1材料：AC4CHV 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+极少量Mg2Si和S(Al2CuMg)+少量长条针状β(Al9Fe2Si2)相 抛光态形貌500× β(Al9Fe2Si2)相(20%硫酸水溶液) 500× Mg2Si相(25%硝酸水溶液) 500× 2 材料：LY-12CZ 组织说明：α(Al)基体上有褐色的可溶的强化相S(Al2CuMg)和Al2Cu及不可溶的黑色的杂质相 Al6(FeMnSi)，晶粒沿变形方向伸长 抛光态形貌500× 腐蚀态(混合酸水溶液)形貌 500× 3 材料：A390 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+块状相的初生Si+S(Al2CuMg)及少量针状(Al-Fe-Si)等杂质Fe相 抛光态形貌500× S(Al2CuMg)相(25%硝酸水溶液) 500× Al-Fe-Si相(20%硫酸水溶液) 500×

4 材料：T B -2 M 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+块状相的初生Si +鱼骨状 Mg 2Si 和蜂窝状S(Al 2CuMg)+少量细短针状 Β(Al 9Fe 2Si 2)相 抛光态形貌 500× Mg 2Si 相(25%硝酸水溶液) 500× S(Al 2CuMg)相(20%硫酸水溶液) 500× 5 材料：ADC-12 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+少量Al 2Cu+少量Mg 2Si+杂质AlFeMnSi 和细针状T(Al 2FeSi 2)相 抛光态形貌 500× AlFeMnSi 相(混合酸) 500× Mg 2Si 相(20%硫酸水溶液) 500× 6 材料：YL102 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+少量块状初生Si+杂质针状β(Al 9Fe 2Si 2)相和粗针状Al 3Fe 相 抛光态形貌 500× Al 3Fe 相(20%硫酸水溶液) 500× β(Al 9Fe 2Si 2)相(0.5%HF 水溶液) 500×

铝合金金相组织观察

铝合金金相组织观察 Document number：NOCG-YUNOO-BUYTT-UU986-1986UT

北京工业大学 实验报告 模块（课程）名称：材料工程基础综合实验 实验名称：铝合金金相组织观察 学号：08090206 姓名：左迎雪

一、实验目的 ⒈了解铸造、固溶处理、轧制及时效处理4种加工条件对铝合金的组织特征的影响； ⒉分析不同材料加工工艺对铝合金力学性能的影响； 3. 深入了解材料四要素之间的内在联系。 二、实验内容 1. 铝合金铸造、固溶处理、轧制及时效处理后金相组织的观察； 2. 不同工艺处理后铝合金静态拉伸实验； 3. 实验报告撰写。 三、实验过程 1. 制样 每一位同学根据名单选取相应工艺的样品，根据《光学技术实验平台》中对于金相样品制备的学习，按照金相样品制备的一般要求进行。磨光过程经历200、400、600、800等四种牌号的水砂纸，然后抛光、腐蚀。 制样的要点： A 缩短在砂纸上停留的时间（包括全过程及每次接触） B 挡水盘距离盘面1cm，请节约用水 C 样品抛光前必须在粗砂纸上修出倒角 D 抛光膏的使用原则是微量、多次；注水少量、恰当 E 抛光时，用力避免过大，应当适中，可以任意方向抛光 2. 组织观察

3. 结果分析 （1）请同学写出自己制备样品（铸造、固溶、轧制或轧制时效处理）的简要生产工艺过程； （2）观察图片，分析铸造、固溶处理、轧制、轧制时效工艺处理后，形成的组织的特点、原因（注意放大倍数的影响）； （3）分析自己制备样品的质量。 图中所示为铝合金铸态组织，主要由α-Al固溶体 与晶界上和枝晶间的低熔点共晶组成。晶粒基本 呈等轴状，在晶界处和晶内均分布有大量的第二 相颗粒，并且在晶界上还能看到存在一些显微疏松组织，可能是由于铸造过程中的收缩或气体含量过高造成的。此外， 由于铸造过程中的过冷度很大，成分偏析十分严重，这种偏析在会在晶 界处富铸造组织50× 集，越靠近晶界附近合金元素含量越高区域偏析越严重。晶粒细小。 图中所示为铝合金固溶处理组织，可以明显看出合 金晶粒粗化，再结晶组织增多，粗大的第二相组织 基本溶解。同时成分偏析得到一定消除，组织趋于 均匀。

变形铝合金金相图谱

总论 属于防锈铝的有铝－镁及铝－锰系合金。属于硬铝的有铝－铜－镁及铝－铜－锰系合金。铝－锌－镁－铜系为超硬铝。铝－镁－硅－铜及铝－铜－镁－铁－镍系合金为锻铝。 铝－铜－镁－铁－镍及铝－铜－锰系合金与铝－铜－镁系中的L Y6、LY2合金有较好的耐热性，所以也称为耐热铝合金。 在常用的合金元素中，铝和锌、镁、铜、锂、锰、镍、铁在靠铝一边形成共晶反应，和铬、钛形成包晶反应，在铝－铅系中出现偏晶反应。它们在铝中的固溶度以锌、镁、铜、锂最大；锰、硅、镍、钛、铬、铁次之；以铅最小。 合金中的铜、锂、硅等元素以及合金中的化合物Mg2Si、MgZn2、S(CuMgAl2)相等，由于随温度高低有较大的固溶度变化，经淬火及时效后使合金显著强化。 热处理强化的变形铝合金中，以Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si、Al-Mg-Zn系为基的合金用途最广。 第一章工业纯铝 纯铝具有比重小，导电性好、导热性高、熔解潜热大、光反射系数大、热中子吸收截面较小及外表色泽美观等特性。铝在空气中表面能生成致密而坚固的氧化膜，具有较好的抗蚀性。

第二章铝－镁系合金较高的抗蚀性、良好的焊接性及较好的塑性。 表1铝－镁系合金的化学成分

表2 镁含量对铝－镁合金力学性能的影响 当镁含量超过5％时，抗应力腐蚀性能变坏；镁含量超过7％时，合金塑性降低，焊接性能变坏。 锰有利于合金的抗蚀性，提高合金的强度。加入少量钛和钒能细化晶粒。在LF3合金中加入硅改善了合金的焊接性能。 热处理特性 在不同温度下，镁在铝中虽有较大的固溶度变化，但实际上合金没有明显的时效强化作用，这是由于在淬火、时效时形成的新相β和基体不发生共格强化。一般为退火或冷作硬化状态。 铝－镁合金退火时组织和性能发生变化。当温度升高到某一较高温度后，即使退火温度继续升高，组织和性能仍较稳定。合金的再结晶温度与镁含量有密切关系。镁含量由2％增高到5％时，再结晶温度随镁含量的增加而下降；镁含量由5％增高到9％时，再结晶温度随镁含量的增加反而上升。 表3 工业铝－镁系合金部分产品的再结晶温度

铝合金金相组织观察

北京工业大学 实验报告 模块（课程）名称：材料工程基础综合实验 实验名称：铝合金金相组织观察 学号：08090206 姓名：左迎雪

一、实验目的 ⒈了解铸造、固溶处理、轧制及时效处理4种加工条件对铝合金的组织特征的影响； ⒉分析不同材料加工工艺对铝合金力学性能的影响； 3. 深入了解材料四要素之间的内在联系。 二、实验内容 1. 铝合金铸造、固溶处理、轧制及时效处理后金相组织的观察； 2. 不同工艺处理后铝合金静态拉伸实验； 3. 实验报告撰写。 三、实验过程 1. 制样 每一位同学根据名单选取相应工艺的样品，根据《光学技术实验平台》中对于金相样品制备的学习，按照金相样品制备的一般要求进行。磨光过程经历200、400、600、800等四种牌号的水砂纸，然后抛光、腐蚀。 制样的要点： A 缩短在砂纸上停留的时间（包括全过程及每次接触） B 挡水盘距离盘面1cm，请节约用水 C 样品抛光前必须在粗砂纸上修出倒角 D 抛光膏的使用原则是微量、多次；注水少量、恰当 E 抛光时，用力避免过大，应当适中，可以任意方向抛光 2. 组织观察 3. 结果分析 （1）请同学写出自己制备样品（铸造、固溶、轧制或轧制时效处理）的简要生产工艺 过程； （2）观察图片，分析铸造、固溶处理、轧制、轧制时效工艺处理后，形成的组织的特点、原因（注意放大倍数的影响）； （3）分析自己制备样品的质量。 图中所示为铝合金铸态组织，主要由α-Al固溶体与晶界 上和枝晶间的低熔点共晶组成。晶粒基本呈等轴状，在晶 界处和晶内均分布有大量的第二相颗粒，并且在晶界上还 能看到存在一些显微疏松组织，可能是由于铸造过程中的 收缩或气体含量过高造成的。此外，由于铸造过程中的过 冷度很大，成分偏析十分严重，这种偏析在会在晶界处富铸造组织50×集，越靠近晶界附近合金元素含量越高区域偏析越严重。 晶粒细小。

材料人网-铝合金金相组织图

铝合金金相组织图 1材料：AC4CHV 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+极少量Mg2Si和S(Al2CuMg)+少量长条针状β(Al9Fe2Si2)相 抛光态形貌500× β(Al9Fe2Si2)相(20%硫酸水溶液) 500× Mg2Si相(25%硝酸水溶液) 500× 2 材料：LY-12CZ 组织说明：α(Al)基体上有褐色的可溶的强化相S(Al2CuMg)和Al2Cu及不可溶的黑色的杂质相 Al6(FeMnSi)，晶粒沿变形方向伸长 抛光态形貌500× 腐蚀态(混合酸水溶液)形貌 500× 3 材料：A390 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+块状相的初生Si+S(Al2CuMg)及少量针状(Al-Fe-Si)等杂质Fe相 抛光态形貌500× S(Al2CuMg)相(25%硝酸水溶液) 500× Al-Fe-Si相(20%硫酸水溶液) 500×

4 材料：T B -2 M 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+块状相的初生Si +鱼骨状 Mg 2Si 和蜂窝状S(Al 2CuMg)+少量细短针状 Β(Al 9Fe 2Si 2)相 抛光态形貌 500× Mg 2Si 相(25%硝酸水溶液) 500× S(Al 2CuMg)相(20%硫酸水溶液) 500× 5 材料：ADC-12 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+少量Al 2Cu+少量Mg 2Si+杂质AlFeMnSi 和细针状T(Al 2FeSi 2)相 抛光态形貌 500× AlFeMnSi 相(混合酸) 500× Mg 2Si 相(20%硫酸水溶液) 500× 6 材料：YL102 组织说明：α(Al)+(α+Si)共晶+少量块状初生Si+杂质针状β(Al 9Fe 2Si 2)相和粗针状Al 3Fe 相 抛光态形貌 500× Al 3Fe 相(20%硫酸水溶液) 500× β(Al 9Fe 2Si 2)相(0.5%HF 水溶液) 500×

铝合金金相

铝合金金相 一、纯铝的金相 多细杆、长条、针状组织 二、铝硅类合金 2.1 AJ12----Si-10.3%, Fe-0.12%, Mn-0.1%, Cu-0.01%，经变质处理 2.1.1 砂模浇铸，经变质处理后，Ⅱ-9发现α固溶体初晶（白色）作枝晶状，在晶界及枝间布有α与Si二相共晶体。Ⅱ-10中灰色颗粒为Si，由于合金经 放大后：

2.1.2 铁模浇铸，经变质处理后，Ⅱ-11发现组织亦由α固溶体初晶与Si二相共晶体所构成。但因用铁模浇铸，冷速较大，故组织分布较砂模浇铸者为细，Ⅱ

2.2 AJ12----Si-11%, Fe-0.65%, Mn-0.1%, Cu-0.02%, Zn-0.1%,未经变质处理砂模浇铸，未经变质处理，本试样中硅和铁道含量接近于三相共晶成分，因此Ⅱ-13可发现α固溶体初晶极少，而组织几乎全部为α与Si二相共晶体以及α、Si与T2(Al9Fe2Si2)三相共晶体，但图中二相共晶区域与三相共晶区域不易划分。由于成分的局部偏析关系，试样中并有少量呈多面体状的初晶Si发现。又因合金是用砂模浇铸，冷却较慢，且未经变质处理，故全部组织

2.3----Si-17.1%，砂模浇铸，未经变质处理 Ⅱ-14可发现，呈多面体状者为初晶Si，基体为α与Si的共晶体。由于合金是用砂模浇铸，冷却较慢，且未经变质处理，故全部组织甚为粗大。此合金的硅含量超过一般铝硅合金中所采用的范围，故作为中间合金用。 Ⅱ-15为同样的成分采用铁模浇铸，未经变质处理。可发现组织亦由初晶Si 2.4 ----Si-21.22%，Fe-0.19%，铁模浇铸，未经变质处理

铝合金金相组织检验与力学性能实验

实验1.3 1.4 铝合金金相组织的观察及力学性能测定 一、实验目的 1.巩固制备金相试样的方法与技术 2.了解各种加工工艺对铝合金显微组织以及力学性能（硬度）的影响 二、实验内容 1. 对4种试样进行硬度测试 本次试验采用的是TH320全洛氏硬度计。 本次实验所涉及的样品中内应当包括：铸态、固溶处理、固溶处理+轧制、固溶处理+轧制+时效，4种样品。每个样品至少测试4点，第一点不计。两相邻压痕中心之间的距离至少应为压痕直径的4倍，并且不应小于2mm；任一压痕中心距离试样边缘的距离至少应为压痕直径的 2.5倍，并且不应小于1mm。 分别记录4种样品的硬度数据，并结合之后所观察得到的金相组织作出恰当分析。 2.制备、观察4种金相试样。 本次实验制备、显示一个样品，此样品是在之前的课程中制作的。样品涉及

领取属于自己的铝合金样品后，按照金相样品制备的一般要求进行。磨光过程经历200、400、600、800等四种规格的水砂纸，然后进行抛光和腐蚀。 完成金相试样的制备后进行显微镜观察、手工记录。注意观察、记录其他三种样平品，并结合上一个实验所测得得硬度数据，分析加工工艺对于金相力学性能的影响。 三、实验数据记录 1、四种试样洛氏硬度测试结果如下表： 四、实验结果分析 1、观察各种工艺下的样品以及显微组织图片，分析各种工艺处理后，形成 的显微组织的特点、原因。 答：（1）铸态组织 由于冷却的速度较快，固相中的原子来不及扩散，以至于先结晶和后结晶部分的成分不同，形成晶内偏析。由于负温度梯度，导致金属多呈树枝状，先结晶的枝轴与后结晶的的枝间的成分不同，即形成枝晶偏析。在凝固后的铸态组织中，可观察到凝固过程中的树枝晶将金属液分割成互不连通的小熔池。 （2）固溶处理 一般来说，固溶处理是将合金加热到单相区，保温一段时间后，再快速冷却，以获得过饱和固溶体的一种热处理工艺。从固溶处理后的金相组织中，出现较大的晶粒，且分布有细小黑色枝状物。原因是固溶处理保温的时间较短，导致铸态组织中的树枝晶为完全溶解，枝晶偏析未完全消除。 （3）固溶处理+轧制 轧制属于金属塑性变形工艺的一种。在金相组织中，可观察到几乎所有的晶粒都沿着轧辊所提供的切应力的方向被拉长，晶粒变得细长，而沿其他方向的尺寸无明显变化。

铝合金金相组织的观察及力学性能测定实验

铝合金金相组织的观察 一、实验目的 1.了解铸造、固溶处理、轧制及时效处理4种加工工艺对铝合金的组织特征的影响； ⒉分析不同材料加工工艺对铝合金力学性能的影响； 3.深入了解材料四要素之间的内在联系及其在材料生产制造环节中的实际应用。 二、实验内容 分别观察：（1）铸造，（2）固溶处理，（3）轧制，（4）时效处理后铝合金的金相组织； 三、实验过程 1. 样品制备 每一位同学根据名单选取相应工艺的样品，根据《光学技术实验平台》中对于金相样品制备的学习，按照金相样品制备的一般要求进行制样。样品涉及4种工艺，参看下表： 磨光在M-2型预磨机上进行，依次使用200、400、600、800等四种牌号的水砂纸，然后进行抛光、腐蚀。 铝合金比较软，在样品制备过程中一定要控制好磨光的力度，以减少砂粒的嵌入，减轻样品表面内部损伤层的厚度。同时，样品上应当保持一个方向的划痕。在整个制备过程中，样品的倒角一定要始终保持，特别是抛光阶段。 为了保证样品在磨光过程中尽量不出现歪斜，请按照下面示意的实线磨削方向进行磨光操作，避免沿虚线示意的方向进行。 铸锭、固溶处理样品的磨光方向 轧制、轧制时效样品的磨光方向

制样的要点： A 缩短在砂纸上停留的时间 B 挡水盘距离盘面1cm，请节约用水 C 样品抛光前必须在粗砂纸上修出倒角 D 抛光膏的使用原则是微量、多次；注水少量、恰当 E 抛光时，用力避免过大，应当适中，可以任意方向抛光 腐蚀：腐蚀剂采用HF1.0%、HCl1.5%、HNO 2.5%、水95%的混合试剂；腐蚀时间为5 3 分钟左右。为了保证腐蚀效果，样品避免放置在腐蚀液中长时间不动，应当每隔20~30秒钟移动、按动（在脱脂棉上），以保证金属面所接触腐蚀液的效力。 2. 组织观察 5×50× 一 号 样 二 号 样

实验-1.3 铝合金金相组织的检验

1.3 铝合金金相组织的检验 本次实验每位同学需要制备、显示一个样品，此样品是同学自己在之前的实践教学环节过程中镶嵌的。请根据之前的记录，确认自己制备样品的工艺。样品涉及4种工艺，参看下表： 样品制备、组织显示提示： 每一位同学寻找、领取属于自己的样品后，根据《光学技术实验平台》中对于金相样品制备的学习，按照金相样品制备的一般要求进行。磨光过程经历200、400、600、800等四种规格的水砂纸，然后抛光；随后，显微组织蚀刻。这一过程，实际上大家已经有过经验。下面的小字体提示，仅作为帮助：技巧小贴示： 为了消除切割造成的影响，在第一道粗砂纸上暴露出完整样品截面后，继续减薄0.5mm。由于铝合金比较软，在样品制备过程中相应地请注意样品与砂纸之间接触时的黏着感，掌握控制样品平衡的技巧。最初向下用力不要过大，有经验后再逐步加大接触的力度。800号砂纸磨光时，在基本完成前，可以水流加大、用力减轻，近似于漂浮在砂纸上，这样，可以减少砂粒嵌入的机会，减轻样品表面内部损伤层的厚度。同时，样品上应当保持一个方向的划痕。 在整个制备过程中，样品的『倒角』一定要始终保持，特别是抛光阶段。 为了保证样品在磨光过程中尽量不出现歪斜，请按照下面示意的实线磨削方向进行磨光操作，避免沿虚线示意的方向进行。 铸锭、固溶处理样品的磨光方向轧制、轧制时效样品的磨光方向样品制备的要点： A 缩短在砂纸上停留的时间（包括全过程及每次接触） B 挡水盘距离盘面1cm，请节约用水 C 样品抛光前必须在砂纸上修出倒角 D 抛光膏的使用原则是微量、多次；注水少量、恰当 E 抛光时，用力避免过大，应当适中，可以任意方向抛光 样品蚀刻方法请注意： 为了保证腐蚀效果，样品避免放置在腐蚀液中长时间不动，应当每隔20~30秒钟移动、按动（在脱脂棉上），以保证金属面所接触腐蚀液的效力。同时，样品表面倾斜放置，保证腐蚀产生的气泡顺利溢出。

铜及铜合金的金相组织分析

铜及铜合金的金相组织分析一）结晶过程的分析 结晶是以树枝状的方式生长，树枝状的结晶容易造成夹渣外，通常形成显微疏松。 取决于模壁的冷却速度外，还取决于合金成分、熔化与浇注温度等。 （二）宏观分析中常见缺陷 在浇注过程中往往产生缩孔、疏松、气孔、偏析等缺陷。 浇注温度和浇注方式的影响，铸锭、紫铜中容易出现气孔和皮下气孔。 由于合金元素的熔点、比重不一，熔炼工艺不当造成铸锭的成分偏析。 铸造时热应力可产生裂纹。 浇注工艺不当（浇注温度过低），浇注时金属液的中断会造成冷隔。 （三）微观分析 与铜相互作用的性质，杂质可分三类： 1. 溶解在固态铜中的元素（铝、铁、镍、锡、锌、银、金、呻、锑）。 2. 与铜形成脆性化合物的元素（硫、氧、磷等）。 3. 实际上不溶于固态铜中与铜形成易熔共晶的元素（铅、铋等）。 铋与铜形成共晶呈网状分布于铜的基体上，淡灰色。 铅含量很少时和铋一样呈网状分布于晶界，其颜色为黑色； 铅含量大时在铜的晶粒间界上呈单独的黑点。 暗场观察：铅点呈黑色，孔洞为亮点。 硫与氧的观察：均与铜形成化合物（Cu2S、Cu2O），又以共晶形式（Cu2S+ Cu、 Cu2O+ Cu）分布在铜的晶界上。 氯化高铁盐酸水溶液浸蚀：Cu2O变暗，Cu2S不浸蚀。 偏振光观察：Cu2O呈暗红色。 QJ 2337-92 铍青铜的金相试验方法 金相分析晶粒度检测金属显微组织分析，晶粒度分析，GB/T 6394-02 金属平均晶粒度测定方法 ASTM E 112-96（2004） 金属平均晶粒度测定方法

YS/T 347-2004 铜及铜合金平均晶粒度测定方法 GB/T13298-91 金属显微组织检验方法 GB/T 13299-91 钢的显微组织评定方法 GB/T 10561-2005 钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法 ASTM E45-05 钢中非金属夹杂物含量测定方法 GB/T 224-87 钢的脱碳层深度测定方法 ASTM E407-07 金属及其合金的显微腐蚀标准方法 GB/T 226-91 钢的低倍组织及缺陷酸蚀检验方法 GB/T 1979-2001 结构钢低倍组织缺陷评级图 GB/T 5168-85 两相钛合金高低倍组织 GB/T 9441-1988 球墨铸铁金相检验 ASTM A 247-06 铸件中石墨微结构评定试验方法 GB/T 7216-87 灰铸铁金相 EN ISO 945:1994 石墨显微结构 GB/T 13320-07 钢质模锻件金相组织评级图及评定方法 CB 1196-88 船舶螺旋桨用铜合金相含量金相测定方法 JB/T 7946.1-1999 铸造铝合金金相 铸造铝硅合金变质 JB/T 7946.2-1999 铸造铝合金金相 铸造铝硅合金过烧 JB/T 7946.3-1999 铸造铝合金金相铸造铝 氧是铜中最常见的杂质，可产生氢脆。所以含氧量应严格规定。 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 自动评级【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89