过共晶Al-Si合金具有密度小，耐磨性好，导热性好，热线胀系数低等优点，被大范围的使用在电子、汽车和航空航天等领域。

  目前，传统的过共晶Al-Si合金生产的基本工艺主要有：熔炼铸造法、压力/无压浸渗法、半固态成形法、粉末冶金法、喷射沉积法、快速凝固-粉末冶金法等。

  其中熔炼铸造法相对简单，但其凝固速率较低能引起初晶Si的粗化，故不能获得用于电子封装的高硅铝合金。

  因此开发一种短流程、低成本的高硅铝合金制备工艺，具备极其重大的研究意义和经济价值。

  双辊铸轧法是21世纪冶金行业最有潜力的技术之一，具有产量高、成本低、耗能低等优点，因此将其应用在生产过共晶Al-Si合金中很有前景。

  Al-50Si合金的液相线℃，故采用传统铸造工艺制备Al-50Si合金极为困难。

  此外，在合金中添加Mg元素，可以在不增加材料的热膨胀系数的同时降低两相区温度，且Mg2Si相的形成亦能有效提升合金的力学性能。

  本试验主要是通过立式铸轧工艺，制备镁含量不同的Al-50Si-xMg合金。

  并就立式铸轧工艺对Al-50Si-xMg合金的微观结构和硬度的影响进行研究，同时也对所制备的板材中缺陷的形成机制进行探讨。

  保温10min后，将坩埚从感应炉中取出，同时开动铸轧机，将熔体通过铸嘴浇入铸轧机中，设置铸轧速度分别为2m/min、5m/min、30m/min进行铸轧试验。

  我们利用X射线衍射仪对合金物相进行定性分析，并采用EDS能谱分析仪观察合金中相的形态和元素分布。

  最后通过图像分析软件对合金中初晶Si的尺寸做测量，所采用的计算公式为:S=2×A/π(1)。

  我们截取长宽尺寸为10mm×10mm的试样，通过KB-SA型维氏硬度计测量其维氏硬度。

  传统铸造法制备的1#合金，和不同铸轧速度的立式铸轧的Al-50Si-xMg合金的初晶Si的微观结构和尺寸如图1所示。

  可以看出，传统铸造法得到的合金，初晶Si形状不规则，呈粗大板条状和多边形状，且由于初晶Si具有高脆性，在制样过程中容易剥落，使样品中出现许多孔洞。

  相比之下，由立式铸轧法得到的合金，初晶Si的尺寸细小并呈颗粒状均匀分布在基体中，且板材表面和心部的初晶Si都呈现相同的弥散度，如图2所示。

  初晶Si的晶粒尺寸及弥散度，可与喷射沉积以及激光熔化技术所制备的1#合金的相媲美。

  当铸轧速度为5m/min和30m/min时，1#合金中初晶硅的平均尺寸分别为9．1μm和16．4μm，明显优于传统铸造法。

  从图3中能够正常的看到不同铸轧速度下制备的Al-50Si-xMg合金，其初晶Si的尺寸、分布以及微观形貌的变化。

  当铸轧速度为2m/min和5m/min时，两合金板材表层的初晶Si细小且分布均匀，而心部的初晶Si粗大且集中。

  这可归因于铸轧速度低，使得板材表层和心部的冷却速率不同，进而导致板材心部的初晶Si尺寸比表层的大。

  当铸轧速度为30m/min时，板材表层和心部初晶Si的尺寸细小，且分布比铸轧速度为2m/min和5m/min时的更为均匀。

  另外，从表2中能够准确的看出，Al-50Si-xMg合金中初晶Si的尺寸均随铸轧速度的增加而下降，并且存在相同铸轧速度下，初晶Si的尺寸随镁含量的增加而下降的规律。

  这是因为，一方面，部分Fe溶于Si中形成Al-Fe-Si化合物，降低了Si的活性，阻碍了Si原子的聚集和长大。

  另一方面，Mg2Si相的形成降低了合金中Si原子的含量，进而影响初晶Si的尺寸，Al-50Si-xMg合金的XＲD图谱如图4所示。

  由图中能够正常的看到，1#合金的所有衍射峰都是由Al相和Si相产生的，除此之外，观察不到其他的相。

  与常规铸造法制备的样品相比，立式铸轧法制备的1#合金中Si相的衍射峰向低角度移动，表明Si的晶格常数随Al在Si中的固溶度增加而增大。

  且随着铸轧速度的增加，Si相的衍射峰也向低角度移动，是因为铸轧过程中存在比较大的过冷度。

  而过冷度随铸轧速度的增加而增加，从而使得Al在Si中的固溶度增大，由此能够推断合金在铸轧过程中形成了Si(Al)过饱和固溶体。

  此外，在合金的图谱中还可以观察到Al-Si-Fe金属间化合物，如δ-Al4FeSi2相和β-Al5FeSi相。

  a点和f点为Mg2Si相，b点、c点以及e点为Al-Si-Fe金属间化合物，d点为初晶Si。

  在2#合金中，Mg2Si相位于Si相和AlSi-Fe相之间，呈粗大针状的Al-Fe-Si金属间化合物应是亚稳态δ-Al4FeSi2相。

  3#合金中Mg2Si相均匀分布在Al-Si-Fe相之间，长针状金属间化合物应为β-Al5FeSi，这与MaPan的试验结果相同，也与XRD的衍射结果相一致。

  合金的硬度与铸轧速度以及镁含量有关，相同铸轧速度下，2#和3#合金的硬度要高于1#合金的。

  当铸轧速度高于5m/min时，3#合金的硬度要高于2#合金的，在铸轧速度为30m/min时，制备的3#合金硬度值最大，为384HV。

  结果表明，Al-50Si-xMg合金的硬度，随镁含量和铸轧速度的增加而提高。其中Mg2Si相的形成能有效提升铸轧板的硬度，来提升板材的力学性能。

  随铸轧速度的增加，三种铸轧板的厚度表现出相同的规律。不同镁含量下铸轧板的厚度均随铸轧速度的增加而降低。

  将熔体倒入铸轧区时，首先与轧辊接触的部分会迅速凝固，并沿着轧辊表面冷凝成一层很薄的凝固胚壳。

  当铸轧速度很快时，固-液界面只有少数的时间向熔体内推进，两侧的凝固胚壳在轧辊和熔体的作用下被带到kiss点附近。

  最后，轧辊两侧的固-液界面在kiss点相遇，并在轧制力的作用下轧成板坯。

  当铸轧速度较慢时，轧辊两侧的固-液界面在相遇前，有足够的时间向两相区转变，从而增加kiss点附近凝固层的厚度。

  当铸轧速度为2m/min时，制备的Al-50Si-xMg合金其心部均出现裂纹并产生分层现象。

  然而，裂纹仅出现在铸轧速度为2m/min的情况下，这可归因于板材心部较慢的冷却速率以及较低的散热速率。

  结合上述XＲD和EDS检测的结果，基体中Si元素主要以初晶Si和Al-Fe-Si金属间化合物的形式存在；Fe元素主要以Al-Fe-Si金属间化合物的形式存在；Mg元素主要以Mg2Si相的形式均匀分布在基体中。

  呈脆性的初晶Si和Al-Fe-Si金属间化合物在板材心部的聚集，是产生中心裂纹的根本原因之一。

  裂纹穿过初晶Si和Al-Fe-Si金属间化合物，继续扩展，最后导致穿晶断裂。

  当熔融金属注入辊缝时，邻近轧辊两侧的熔体优先凝固，是因为轧辊温度低，传热能力强，在靠近轧辊一侧的熔体中有较大的过冷度，并且轧辊也能作为异质形核的基底，因而在轧辊附近会迅速产生大量晶核。

  由于大量晶核的出现，相邻晶粒将很快彼此相遇进而不再继续长大，因此铸轧板表面的Si颗粒细小而均匀。

  在轧辊附近的熔体快速凝固后，未凝固熔体中较大的Si团簇在重力的作用下，进入铸轧区的中心。

  这些Si团簇具有相互凝固以降低表面能的趋势，并且熔体中心温度比较高，通过凝固区散热缓慢。

  而结晶潜热的释放也会阻碍熔体中心热量的散失，因此固-液界面前沿的温度梯度变得平缓，造成熔体中心的过冷度降低，进而促进Si团簇的聚集和长大。

  不同尺寸和形状的初晶Si在板材心部聚集，将导致该区域的内应力集中并增加畸变能。

  当剪切应力和内应力之和超过材料的抗拉强度时，就会导致材料开裂、分层，从而恶化板材性能。

  立式双辊铸轧工艺能有效改善初晶Si的尺寸，当铸轧速度为5m/min时，Al-50Si合金中初晶Si的尺寸能从传统铸造的80．1μm减小到9．1μm。

  在Al-50Si合金中添加Mg元素能有效改善初晶Si的尺寸，当添加w(Mg)=10%，铸轧速度为30m/min时，合金中初晶Si的尺寸能从16．4μm减小到7．0μm。

  铸轧板的厚度随铸轧速度的增加而降低，当铸轧速度低于5m/min时，板材中将出现初晶Si的中心偏聚现象。

  Al-50Si合金的硬度主要受铸轧速度和镁含量的影响，当添加w(Mg)=10%，铸轧速度为30m/min时，合金的最大硬度可达384HV。