原標(biāo)題：高強(qiáng)韌Al-Si-Cu-Mg擠壓鑄造合金組織性能研究

摘要：研究了高強(qiáng)韌Al-Si-Cu-Mg擠壓鑄造合金的組織性能。組織分析結(jié)果表明，擠壓鑄造合金中組織致密性優(yōu)良，合金中的共晶Si、含Cu相均勻分布于材料的橫截面。在T6處理后，合金中共晶Si與含Cu相均發(fā)生了明顯的球化，時效過程含Cu/Si/Mg納米強(qiáng)化相的析出能夠使屈服強(qiáng)度提升180 MPa以上，同時合金也能保持良好的韌性；力學(xué)性能測試結(jié)果表明，四元組成的擠壓鑄造Al-9Si-3.4Cu-0.15Mg合金，T6處理后的屈服強(qiáng)度可達(dá)到375 MPa以上，抗拉強(qiáng)度可達(dá)到423 MPa以上，伸長率可達(dá)到9%以上。

擠壓鑄造工藝是結(jié)合鑄造和塑性加工特點(diǎn)的先進(jìn)精確材料成形加工技術(shù)。其加工過程中液態(tài)金屬在外壓力下充型、凝固、結(jié)晶和成形，所得到的鑄件具有內(nèi)部組織致密、晶粒細(xì)小、力學(xué)性能良好、表面粗糙度低和尺寸精度高等優(yōu)點(diǎn)，是高效利用鋁合金材料、構(gòu)件高性能化和精確化的重要成形技術(shù)，相較于壓鑄材料，鋁合金擠壓鑄件可以通過T6熱處理進(jìn)行時效強(qiáng)化，有效提高其力學(xué)性能。目前擠壓鑄造鋁合金主要以Al-Si-Mg合金為主，其具有良好的鑄造性能和耐蝕性，T6處理后通過β''強(qiáng)化相的析出，可使合金的屈服強(qiáng)度提升至250~300 MPa，伸長率為6%~10%。但隨著新一代輕量化擠壓鑄造鋁合金對力學(xué)性能要求的提高，需要屈服強(qiáng)度達(dá)到350 MPa以上，伸長率大于6%，以滿足鑄造鋁合金承載件的性能需求。目前研究較多的Al-Cu系鑄造合金，雖然能夠達(dá)到較高的力學(xué)性能指標(biāo)，但Al-Cu合金的鑄造性能弱于Al-Si合金，壓力鑄造過程易出現(xiàn)鑄造缺陷。而Al-Mg系的鑄造鋁合金鑄造性能以及強(qiáng)度目前難以滿足高強(qiáng)韌鑄造鋁合金的性能需求。

本課題以此為出發(fā)點(diǎn)，以鑄造性能優(yōu)異的Al-Si系合金為基礎(chǔ)，通過Cu、Mg含量的適當(dāng)匹配，設(shè)計制備高強(qiáng)韌的擠壓鑄造鋁合金，分析其微觀組織與力學(xué)性能，同時分析T6處理后合金的強(qiáng)化機(jī)理。

1、試驗(yàn)方法

試驗(yàn)使用99.99%純鋁錠，Al-20Si中間合金，99.95%純Mg錠，99.99%純Cu塊在擠壓鑄造機(jī)邊爐內(nèi)配置試驗(yàn)合金，合金設(shè)計成分為Al-9Si-3.5Cu-0.15Mg，光譜檢測實(shí)際成分見表1。首先在機(jī)邊爐內(nèi)熔煉純鋁錠，而后在730~750 ℃溫度下依次加入Si、Mg、Cu元素原料進(jìn)行熔化，而后對熔體使用高純氬氣除氣精煉20 min。合金使用Al-10Sr中間合金進(jìn)行Si變質(zhì)處理，細(xì)化共晶Si組織。熔煉完成后進(jìn)行擠壓鑄造試驗(yàn)，試驗(yàn)使用HVSC-400T型擠壓鑄造機(jī)，其中熔體澆注溫度710~750 ℃，擠壓力50~60 MPa，試驗(yàn)使用直徑6 mm的拉伸試棒模制備擠壓鑄造拉伸試棒，其尺寸見圖1，試棒模具溫度240~260 ℃。

表1 擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金的光譜檢測成分 %

圖1 擠壓鑄造拉伸試棒示意圖

試棒取拉伸段的橫截面進(jìn)行微觀組織分析，使用NETZSCH DSC204進(jìn)行鑄態(tài)試樣的DSC曲線分析，使用phenom XI掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織的觀察分析，使用DDL200拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試；而后對鑄態(tài)試樣進(jìn)行T6處理，490 ℃×4 h固溶處理后水淬，而后進(jìn)行170 ℃×6 h的時效處理，觀察T6處理后的微觀組織以及拉伸性能測試；通過JEM-2100場發(fā)射透射電鏡(TEM)觀察時效后的納米強(qiáng)化相析出，最后進(jìn)行拉伸斷口的掃描電鏡觀察。

2.試驗(yàn)結(jié)果與討論

圖2為擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金試棒橫截面從試棒邊部到心部再到邊部的均勻性對比?？梢钥闯?，擠壓鑄造試棒橫截面的微觀組織較為均勻，其中的白色相為含Cu相，主要為θ-Al2Cu相與Q-AlCuMgSi相，在試棒橫截面分布較為均勻，未出現(xiàn)明顯的偏聚，這有利于合金力學(xué)性能的均勻穩(wěn)定。

圖2 擠壓鑄造試棒橫截面微觀組織均勻性

圖3為擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金高倍微觀組織?？梢钥闯?，合金微觀組織主要由黑色的α-Al相、灰色的共晶Si相以及白色的θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相組成，其中兩種含Cu相的能譜測試結(jié)果見圖3e、圖3f。θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要沿α-Al的晶界分布，通過圖3c、圖3d可知，θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要呈現(xiàn)短桿狀和塊狀，另外合金中的共晶Si主要呈現(xiàn)細(xì)小絨毛狀，熔煉過程的Sr變質(zhì)對共晶Si相起到了良好的變質(zhì)細(xì)化作用，細(xì)小的共晶Si形態(tài)有利于固溶處理過程Si顆粒的球化分散以及力學(xué)性能的提高。

圖4為鑄態(tài)Al-Si-Cu-Mg合金的升溫DSC曲線?？梢钥闯觯?05 ℃的位置出現(xiàn)了θ-Al2Cu相的吸熱熔化峰，而后在約525 ℃出現(xiàn)了Q-AlCuMgSi相的吸熱熔化峰，之后在570 ℃左右出現(xiàn)了共晶Si的熔化峰。DSC的結(jié)果表明，合金的固溶溫度最高不能超過505 ℃，所以T6處理試驗(yàn)以此為依據(jù)，并考慮熱處理可能出現(xiàn)的溫度波動，設(shè)定固溶溫度為495 ℃。

(a) 基體組織   (b)析出相形貌   (c) 含Cu相形貌   (d)共晶Si形貌  (e) Q-AlCuMgSi相EDS  (f)θ-Al2Cu相EDS
圖3 擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金的SEM和EDS分析

圖4 鑄態(tài)Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲線

圖5a和圖5b為固溶處理后Al-Si-Cu-Mg合金的SEM微觀組織?？梢钥闯?，合金在經(jīng)過固溶處理以后，共晶Si相和Al2Cu相均發(fā)生了明顯的球化，Al2Cu相發(fā)生了明顯的回溶，從圖5c和圖5d可以看出，共晶Si相主要呈現(xiàn)近球化的顆粒狀，Al2Cu相也主要以近似球化的顆粒狀存在。這種固溶處理后合金相的球化、分散，固溶處理過程合金元素的回溶，有助于合金韌性的提高。

表2為Al-Si-Cu-Mg合金T6處理后的力學(xué)性能，可以看出，相較于鑄態(tài)下合金的力學(xué)性能，T6處理后合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有明顯的提升，屈服強(qiáng)度超過375 MPa，抗拉強(qiáng)度超過420 MPa，同時合金保持7%~9%的良好伸長率，較Al-Si-Mg擠壓鑄造合金性能有明顯提升，具有高強(qiáng)高韌的力學(xué)性能。

在進(jìn)行T6熱處理之后，合金的屈服強(qiáng)度從175 MPa顯著提升至375 MPa以上，可見擠壓鑄造合金可進(jìn)行充分的T6處理并使其性能顯著提升，在性能上相較于常規(guī)壓鑄件有明顯的優(yōu)勢。圖6為時效處理后Al-Si-Cu-Mg合金納米強(qiáng)化相的析出的TEM圖像及其對應(yīng)的選區(qū)衍射斑點(diǎn)。結(jié)合有關(guān)的文獻(xiàn)報道以及圖6c和圖6d可知，在Al-Si-Cu-Mg合金的時效過程中主要有θ'以及β''納米強(qiáng)化相的析出，并且在Cu含量較高時，條狀的θ'納米相析出占據(jù)較為主要的貢獻(xiàn)[16,17]，從圖6a中可以看出，在Al-Si-Cu-Mg合金中Cu含量達(dá)到3.41%時，時效過程析出了數(shù)量較多的條狀θ'相，同時也有一定數(shù)量的β''相析出，不同納米強(qiáng)化相的析出共同起到了強(qiáng)化合金力學(xué)性能的作用。擠壓鑄造相較于重力鑄造，形成的鑄態(tài)組織更加細(xì)小，晶界含Cu相的尺寸也更小、更均勻。這種鑄態(tài)組織能夠使Cu在固溶處理后更加充分地回溶于基體，同時使晶界的含Cu相殘留更少；這既有利于時效過程高密度θ'相的充分析出，同時晶界上較少的含Cu相殘余也有助于合金保持較好的伸長率。所以，以擠壓鑄造方式進(jìn)行高Cu低Mg合金配比的Al-Si-Cu-Mg成分合金制備，能夠得到高強(qiáng)度、高伸長率的鑄造鋁合金材料。

(a) SEM圖1, (b) SEM圖2; (c) 含Cu相與Si顆粒1, (d)含Cu相與Si顆粒2
圖5 T6處理后Al-Si-Cu-Mg合金的微觀組織

表2 鑄態(tài)與T6處理后合金的拉伸性能

圖7a和圖7b為3號和5號T6拉伸試樣的拉伸斷口組織?？梢钥闯觯瑪嗫诮M織中出現(xiàn)了較為均勻的韌窩形態(tài)，球化的硬質(zhì)Si顆粒在拉伸過程易出現(xiàn)應(yīng)力集中形成斷裂源，均勻彌散的Si顆粒能夠一定程度分散拉伸過程的應(yīng)力集中且形成均勻的韌窩組織，3號試樣這種較為均勻致密的斷口形態(tài)也能反映出合金相對較高的伸長率。而5號試樣的斷口組織則出現(xiàn)了尺寸較大的長片狀A(yù)l2Cu相，斷口組織的均勻性也較差，反應(yīng)在伸長率上也說明了組織的不均勻性導(dǎo)致合金韌性的下降。

(a) TEM圖像; (b) 選區(qū)衍射斑點(diǎn); (c) β''相的HRTEM圖像; (d) θ'相的HRTEM圖像
圖6 時效處理后Al-Si-Cu-Mg合金納米強(qiáng)化相的析出

(a) 3號試樣                   (b) 4號試樣
圖7 T6拉伸試樣的拉伸斷口組織

3、結(jié)論

（1）擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金試棒橫截面的組織分布較為均勻，Cu和Mg在中主要形成θ-Al2Cu、Q-AlSiCuMg相，T6熱處理后，含Cu相與共晶Si相出現(xiàn)了明顯的球化現(xiàn)象，Cu與Mg在固溶處理過程中向基體中回溶。

（2）擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金在T6處理后，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度有顯著提高，分別達(dá)到375 MPa和423 MPa，伸長率為7%~9%，顯現(xiàn)出良好的強(qiáng)韌性指標(biāo)，T6處理后，合金中主要析出了θ'以及β''納米強(qiáng)化相，有效強(qiáng)化了合金的力學(xué)性能，同時T6處理后彌散均勻的共晶Si顆粒以及含Cu相又有利于合金韌性的提高。

作者：

范衛(wèi)忠 黃建良 閆俊
華勁新材料研究院（廣州）有限公司

王東濤 張海
蘇州大學(xué)高性能金屬結(jié)構(gòu)材料研究院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第4期