原標(biāo)題:新型高強(qiáng)度壓鑄 Al-Si-Mg-Mn合金組織和性能的演變

摘 要:研究了新型高強(qiáng)度Al-Si-Mg-Mn合金組織和性能的演變?；贘MatPro相圖模擬計(jì)算，設(shè)計(jì)了不同共晶體積分?jǐn)?shù)的Al-Si-Mg-Mn合金成分。結(jié)果表明，新型Al-Si-Mg-Mn合金壓鑄后（鑄態(tài)）的抗拉強(qiáng)度可達(dá)230～310 MPa，屈服強(qiáng)度200～240 MPa，伸長率約0.5%。鑄態(tài)組織中包含α-Al、α-AlFeMnSi、二元（α-Al+α-AlFeMnSi/α-AlFeMnSi+Mg2 Si）、四元（α-Al+α-AlMnSiFe+Mg2 Si+Si）共晶。微觀組織觀察表明，細(xì)小α-AlFeMnSi相和多尺度的共晶組織的形成使得該合金具有高的強(qiáng)度；斷口形貌分析發(fā)現(xiàn)，合金伸長率較低是較大的氣孔以及粗大的第二相直接導(dǎo)致的。

壓鑄工藝是近終成形工藝，集中生產(chǎn)效率高，而壓鑄產(chǎn)品精度高、性能優(yōu)異，因此壓鑄被廣泛用于制造汽車、通訊、工程機(jī)械等零部件。近十年內(nèi)，汽車零部件中許多鋼制部件被壓鑄鋁合金件所代替，從而降低汽車重量，實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排。在過去的幾十年里，對高性能壓鑄鋁合金的研究已經(jīng)非常多，現(xiàn)有的壓鑄鋁合金系列有Al-Si系、Al-Si-Mg系、Al-Si-Cu系、Al-Si-Cu-Mg系以及Al-Mg系。常用的壓鑄鋁合金種類及性能見表1，從表中可得出，這些鋁合金在壓鑄后屈服強(qiáng)度在100～190 MPa，但伸長率變化較大。在壓鑄鋁合金中加入Mg、Cu、Mn或者Zn等元素形成AlMgZn、AlMn或Al 2 Cu等中間化合物從而提高強(qiáng)度，這些合金的強(qiáng)化效果還歸因于固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。Hu等研發(fā)的Al-Mg-Si-Mn合金鑄造屈服強(qiáng)度達(dá)183 MPa，Zhang等開發(fā)的Al-5Mg-0.6Mn合金屈服強(qiáng)度達(dá)212 MPa，Ji等開發(fā)的Al-10Mg-3.5Zn-3Si合金壓鑄后經(jīng)過熱處理后的屈服強(qiáng)度可達(dá)320 MPa。因?yàn)樾枰獰崽幚?，壓鑄件中有一定的起泡是不可避免的，同時(shí)熱處理的溫度一般較高（如535 ℃），會(huì)造成產(chǎn)品的表面起泡及尺寸不穩(wěn)定。在合金中加入適量的Mn不僅可以減小粘模，同時(shí)可以改變β-Fe相形貌。Cu、Zn合金加入后不但提高了合金密度（達(dá)不到減重的效果），同時(shí)成分也相應(yīng)增加。

表1 工業(yè)常用壓鑄鋁合金鑄態(tài)性能

由于超細(xì)共晶組織能提高合金的強(qiáng)度和塑性，因此，近年來具有二元或者多元超細(xì)共晶或者亞共晶組織的研究得到廣泛的關(guān)注。目前超細(xì)共晶合金系列相對較少，例如TiNbCoCuAl合金，由于組織中存在超細(xì)共晶組織，其特定取向的共晶相阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金強(qiáng)度及塑性。但對于壓鑄Al-Si合金，鑄態(tài)下屈服強(qiáng)度超過200 MPa仍然是一個(gè)挑戰(zhàn)。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用原料有工業(yè)純Al（99.7%）、金屬Si（99.7%）、純Mg（99.9%）及Al-20Mn中間合金。首先將工業(yè)純Al表面油污及其他雜質(zhì)清洗去除烘干后，加入壓鑄機(jī)機(jī)邊爐（容量300 kg）中200 kg，壓鑄機(jī)型號(hào)為海天DC-300（普通冷式壓鑄機(jī)）。按照表2進(jìn)行成分調(diào)配，熔煉溫度控制在（730±10）℃，待全部熔化后，靜置30 min，進(jìn)行除氣精煉，石墨轉(zhuǎn)子轉(zhuǎn)速380 r/min，除氣時(shí)間15 min。采用SPECTROLAB M12直讀光譜儀測定合金成分，實(shí)際成分如表3。\

表2 JMatPro6.0模擬計(jì)算不同共晶體積分?jǐn)?shù)的合金成分 wB/%

表3 合金實(shí)際化學(xué)成分 wB/%

合金成分測定合格后進(jìn)行壓鑄試驗(yàn)，壓鑄機(jī)噸位300 t，壓鑄時(shí)熔液溫度保持在液相線以上（50±5）℃。壓鑄機(jī)主要工藝參數(shù)如表4，壓鑄模具如圖1所示。

表4 壓鑄機(jī)主要工藝參數(shù)

圖1 壓鑄模具示意圖

組織觀察試樣取于 Φ 6.4拉伸試棒的中間部位，經(jīng)過標(biāo)準(zhǔn)研磨與拋光，用OLYMPUS GX53倒置金相顯微鏡觀察微觀組織；用ImagePro6.0對試樣從邊緣到中心五個(gè)不同區(qū)域組織統(tǒng)計(jì)第二相的體積分?jǐn)?shù)；掃描電鏡（Nova NanoSEM450）試樣在0.5%HF中腐蝕30 s；利用Ultima V型多功能X射線衍射儀（XRD）測試Al-Si-Mg-Mn合金的相組成，試樣取于 Φ 6.4拉伸試棒中間部位的垂直面，測試步長為0.02°，掃描速率20°/min，掃描范圍10°~90°（2 θ ），測試選用的靶材為銅靶（Cu，K α ，λ =0.154 059 8 nm）；利用NETZSCH DSC204 f1型差示熱量掃描儀測試Al-Si-Mg-Mn合金的熔化溫度以及熔化潛熱，升溫及降溫速率均為8 K/min，氬氣流量60 mL/min；拉伸試驗(yàn)在DDL-200系列實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率1 mm/min，拉伸試棒標(biāo)距50 mm，試棒標(biāo)準(zhǔn)直徑6.35 mm，試驗(yàn)結(jié)果取5根拉伸試棒的平均值。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1?JMatPro 模擬凝固路徑

Al-Si-Mg三元合金中，成分為Al-13.9Si-5.55Mg時(shí)發(fā)生L→α-Al+Mg 2 Si+Si三元共晶反應(yīng)?；诖巳簿С煞郑?jì)算了包含體積分?jǐn)?shù)40%和60%的亞共晶Al-Si-Mg合金的成分。在壓鑄工藝標(biāo)準(zhǔn)中為了脫模，F(xiàn)e的含量一般不低于0.7wt.%，但Fe在鋁合金中一般對其性能有害，因此工業(yè)中采用Mn來代替Fe，Mn不但有助于脫模同時(shí)在壓鑄過程中會(huì)形成彌散的含Mn強(qiáng)化相。因此，基于Scheil凝固模型預(yù)測共晶與亞共晶Al-Si-Mg-Mn-（Fe）的凝固路徑（根據(jù)實(shí)測成分計(jì)算凝固路徑）如圖2所示。

圖2 Al-Si-Mg-Mn合金凝固路徑模擬

隨著Mg和Si含量的改變，共晶體積分?jǐn)?shù)由0.4到1.0。三種合金在凝固最終（約556.9 ℃）發(fā)生四元共晶反應(yīng)：L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg 2 Si+Si。在發(fā)生三元L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg2 Si時(shí)，合金A由L→α-Al和L→α-Al+α-AlFeMnSi形成0.58的固相；合金B(yǎng)由L→α-AlFeMnSi和L→α-Al+α-AlFeMnSi反應(yīng)形成0.22的固相；合金C中由L→α-AlFeMnSi和L→α-AlFeMnSi+Mg2 Si反應(yīng)形成0.02的固相。三元反應(yīng)結(jié)束時(shí)，三種合金的固相率分別為0.67、0.54、0.04。

2.2?XRD 分析

圖3是不同共晶體積分?jǐn)?shù)的Al-Si-Mg-Mn合金XRD圖譜，分析得出主要的衍射峰相標(biāo)定為α-Al、Si、Mg2 Si和α-AlFeMnSi相。值得指出的是，有些微小的峰為π-AlFe（Mn）MgSi相。

圖3 Al-Si-Mg-Mn合金的XRD圖譜

2.3?Al-Si-Mg-Mn 組織演變

圖4a為合金A的鑄態(tài)SEM低倍整體形貌，其微觀組織如圖4b。從SEM整體形貌圖可直觀看出，合金A中有許多微小的氣孔，其直徑在20～40 μm；合金B(yǎng)的低倍形貌和合金A類似，但其氣孔尺寸約230 μm左右，如圖4c。在OM組織中可觀察到兩種不同形貌的α-Al相，一種為粗大的枝晶狀結(jié)構(gòu)，定義為初生α1，這種α-Al相是壓鑄時(shí)鋁液澆注至壓射缸時(shí)形成的（鋁液溫度較高，壓射缸溫度較低）；另一種α-Al相呈細(xì)小球狀，這是鋁液快速充型到模具中形成的，定義為二次α2 ，這兩種α-Al相在合金A、B中均可觀察到，如圖4b、d。在合金B(yǎng)中還觀察到了密實(shí)多邊、形狀不規(guī)則的化合物，呈灰色，在后續(xù)的SEM-EDS分析中可知，這是α-AlFeMnSi相，如圖4d，同樣的相在合金C中也存在，如圖4f。合金C和合金A、B的微觀組織有明顯的區(qū)別，合金C中有大量的黑色塊狀化合物，結(jié)合合金成分和SEM-EDS分析，該黑色化合物為初生Mg2 Si，而在凝固模擬分析中并沒有初生的Mg2 Si相（塊狀），只有共晶Mg2 Si（漢字狀），這可能是由于壓鑄冷卻速率非?？?，非平衡凝固導(dǎo)致的結(jié)果。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B(yǎng)；（e）、（f）合金C

圖4 Al-Si-Mg-Mn合金組織演變

2.4?DSC 分析

圖5是合金A、B、C的DSC分析曲線。從圖中凝固曲線可分析得出最終凝固溫度在557.5 ℃，這與圖2中模擬計(jì)算的最近四元共晶反應(yīng)的溫度相接近。合金A有兩個(gè)明顯吸熱峰，對應(yīng)的是α-Al枝晶、三元共晶和四元共晶的形成，其中三元共晶反應(yīng)和四元共晶反應(yīng)非常接近。合金B(yǎng)則出現(xiàn)了三處吸熱峰，分別對應(yīng)α-AlFeMnSi、二元共晶和三元共晶以及四元共晶反應(yīng)。對于合金C，從DSC曲線只發(fā)現(xiàn)了一個(gè)峰值，這主要是共晶反應(yīng)（包括二元、三元和四元反應(yīng)）以及微量的α-AlFeMnSi，這和模擬分析相一致。這是由于DSC分析中冷卻速率非常慢，幾乎接近平衡凝固，因此一些中間化合物或者三元共晶反應(yīng)會(huì)在最終共晶反應(yīng)時(shí)析出。合金A具有最高的凝固溫度（632 ℃），而合金C則最低，僅582.1 ℃。

圖5 合金的DSC分析曲線（降溫速率8 K/min）

2.5?SEM-EDS 組織演變

利用SEM-EDS進(jìn)一步分析了合金中的共晶組織和α-AlFeMnSi顆粒的形貌和組成，如圖6。圖6a、c分別是合金A和B的背散射電子圖，在圖6a中觀察到α-AlFeMnSi相非常細(xì)小，呈多邊形，近似球狀，彌散分布在基體上，直徑約0.25～1.75 μm。而在合金B(yǎng)觀察區(qū)域中，α-AlFeMnSi相數(shù)量明顯增多，且尺寸比較集中，約0.5～0.75 μm，可以觀察到合金B(yǎng)中氣孔也在增多，如圖6c。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B(yǎng)；（e）、（f）合金C

圖6 合金組織SEM-BSE圖

合金C中，如圖6e，并沒有發(fā)現(xiàn)許多彌散分布的細(xì)小α-AlFeMnSi相，僅有非常少的α-AlFeMnSi相，且呈粗大不規(guī)則狀，其長度約20 μm；同時(shí)在合金C組織中出現(xiàn)了大量的粗大的四方體Mg2 Si相，合金中不同中間相的平均化學(xué)成分如表5。圖6b、d中有兩種共晶組織，標(biāo)注為Eu1和Eu2，合金A、B中這兩種共晶組織的形貌和大致尺寸基本相似，但合金B(yǎng)中的Eu1稍寬些。Eu1中含分枝狀的Mg2 Si，在合金A中其分枝間距約0.4～1.2 μm，而合金B(yǎng)中的Eu1分枝間距約0.7～3 μm。合金A和B的Eu2共晶體中包含了α-Al、Si、Mg2 Si以及針狀π-AlMnFeSiMg相。合金C中的Eu2和合金A、B中的形貌類似，但尺寸更加細(xì)小，如圖6e；與合金A、B不同的是，合金C中含有大量的密實(shí)塊狀Mg2 Si相，尺寸約15 μm左右，如圖6f。

表5 合金中中間相的化學(xué)組成（SEM-EDS）

在Eu2共晶組織中有大量的共晶Si相，其形貌仍呈針狀，縱橫比及當(dāng)量直徑如表6，可知其縱橫比相近。對比當(dāng)量直徑，合金A中Si的當(dāng)量直徑最小為（0.43±0.34）μm，而合金B(yǎng)中Si的當(dāng)量直徑最大為（0.64±0.43）μm。在相同的冷卻條件下，本試驗(yàn)合金中的共晶Si尺寸要比二元Al-Si合金中的共晶Si要細(xì)小得多。

表6 合金A、B、C中Si顆粒的縱橫比及當(dāng)量直徑

2.6?合金 A、B、C 中 α-AlFeMnSi 相尺寸分布

圖7是三種合金中α-AlFeMnSi顆粒的尺寸分布。合金A和B中的α-AlFeMnSi顆粒尺寸相對集中且非常細(xì)小，在0.5～1.5 μm之間；而合金C中α-AlFeMnSi顆粒尺寸較大且分布彌散，尺寸在4～18 μm之間。另外圖7d統(tǒng)計(jì)了α-AlFeMnSi顆粒的縱橫比，從統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知合金B(yǎng)和C中的α-AlFeMnSi顆粒的縱橫比小于合金A。

圖7 合金中的α-AlFeMnSi相尺寸分布及α-AlFeMnSi相縱橫比-頻率分布曲線

2.7?拉伸性能分析

圖8a為壓鑄Al-Si-Mg-Mn合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。三種合金的鑄態(tài)屈服強(qiáng)度均超過了200 MPa，但三種合金幾乎沒有塑性。圖8b是三種不同共晶體積分?jǐn)?shù)的Al-Si-Mg合金的拉伸性能對比圖，合金A屈服強(qiáng)度達(dá)236 MPa，伸長率僅0.36%；合金B(yǎng)屈服強(qiáng)度229 MPa，伸長率約0.16%；合金C的屈服強(qiáng)度僅202 MPa，伸長率0.3%。相比表1中常見牌號(hào)的壓鑄鋁合金，此三種合金的屈服強(qiáng)度更高，且該合金中沒有其他合金元素，如Cu、Zn等強(qiáng)化元素。

圖8 鑄造Al-Si-Mg-Mn合金拉伸性能

2.8?斷口形貌分析

圖9a、c、e分別是合金A、B、C的斷口中部形貌，圖中均可觀察到大量的亮白色α-AlFeMnSi相，從圖中還可以觀察到斷裂從初生相和共晶處開始。在合金B(yǎng)和C斷口中還有孔洞的存在，如圖9c、e。合金A和B在共晶區(qū)域發(fā)生了斷裂，如圖9b、d，而合金C除了在共晶區(qū)域斷裂，同時(shí)也在粗大的Mg2 Si顆粒上斷裂，如圖9f。同時(shí)值得指出的是，合金A的斷裂呈撕裂狀；而合金B(yǎng)和C則非常平滑，呈直線狀。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B(yǎng)；（e）、（f）合金C
圖9 合金拉伸斷口形貌以及與拉伸方向垂直的斷口側(cè)面形貌

3、結(jié)論

（1）基于超細(xì)多元第二相強(qiáng)化機(jī)制設(shè)計(jì)了三種高強(qiáng)度壓鑄鋁合金。含35%共晶體的Al-Si-Mg-Mn合金屈服強(qiáng)度可達(dá)237 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)301 MPa，伸長率0.36%；55%共晶體積分?jǐn)?shù)的Al-Si-Mg-Mn合金屈服強(qiáng)度可達(dá)229 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)257 MPa，伸長率0.18%。

（2）此高強(qiáng)度Al-Si-Mg-Mn壓鑄鋁合金組織組成比較復(fù)雜，包含α-Al相、α-AlFeMnSi相、二元（Al+Mg2 Si）共晶以及四元Al+Mg2Si+Si+α-AlFeMnSi共晶。

（3）在含35%共晶的Al-Si-Mg-Mn合金中共晶Si的平均尺寸為0.43 μm。α-AlFeMnSi相非常細(xì)小，呈多邊形，近似球狀，彌散分布在基體上，直徑約在0.25～1.75 μm左右。

（4）合金中的孔洞以及粗大的硬質(zhì)第二相是造成合金塑性差的主要原因。

作者
周鵬飛 陸從相 楊書根
鹽城工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院
周鵬飛
鹽城工學(xué)院材料工程學(xué)院
本文來自：《鑄造》雜志