原標(biāo)題：鑄造高鋅 AlZnSiCu 合金的力學(xué)性能與熱導(dǎo)率研究。

摘要：以高鋅AlZnSiCu合金為對象，通過控制Zn、Si元素，研究了重力鑄造及高壓鑄造對其組織、力學(xué)性能和熱導(dǎo)率的影響。結(jié)果表明：高壓鑄造相比重力鑄造，α-Al晶粒明顯細(xì)化且由柱狀晶轉(zhuǎn)化為等軸晶，晶界面積和初晶硅的尺寸減小，高壓鑄造下合金的強(qiáng)度和硬度較高，塑性及熱導(dǎo)率低于重力鑄造。2號、3號合金Zn含量的增加造成Al與Si的共晶反應(yīng)減少，造成共晶硅減少，形狀不規(guī)則的初晶硅增多，增加了組織的不均勻性。兩種鑄造方式下，3種合金的布氏硬度與熱導(dǎo)率和伸長率變化趨勢相反，其中2號合金的布氏硬度最高，分別為HBW127（重力鑄造）、HBW170（高壓鑄造），相對于1號合金分別提升9.48%、30.76%，重力鑄造下1號合金的熱導(dǎo)率和伸長率最高，分別為103.73 W/（m·K）、1.7%。高壓鑄造下2、3號合金中固溶于α-Al中Zn元素較1號合金明顯增多，晶界處的第二相數(shù)量增多，2號合金初晶硅尺寸較大，增加了電子傳輸過程中對自由電子的散射作用，使有效傳輸通道數(shù)量減少，降低合金傳熱能力。

鑄造鋁合金由于其優(yōu)良的鑄造性能、導(dǎo)熱性能、良好的室溫力學(xué)性能，生產(chǎn)成本低，并且可循環(huán)利用，被廣泛地應(yīng)用于交通及通訊領(lǐng)域。近年來，隨著電子信息與汽車制造業(yè)迅速發(fā)展，元器件逐漸朝著集成化、輕量化方向發(fā)展，對材料要求具有較高的熱導(dǎo)率同時兼具較高的強(qiáng)度，傳統(tǒng)的Al-Si-Cu系鑄造鋁合金，如ADC12的熱導(dǎo)率為92 W/（m·K），屈服強(qiáng)度為156 MPa，已經(jīng)不能滿足其在通訊及交通領(lǐng)域的性能要求，亟待開發(fā)一種高強(qiáng)度中等導(dǎo)熱的鋁合金來滿足市場需求。AlZnSiCu合金不僅具有優(yōu)良的鑄造性能、導(dǎo)熱性、耐磨性、熱穩(wěn)定性以及良好的綜合力學(xué)性能，還具有極高的自然時效硬化傾向。Zn在α-Al中的固溶度較大，室溫下Zn在α-Al中處于過飽和狀態(tài)，在Al-Si系合金中，添加Zn元素會促進(jìn)初晶Si的析出，使得Si在Al中的固溶度降低，從而降低了Si對合金熱傳導(dǎo)的不利影響，Zn比Al的原子半徑小3%，固溶在Al基體中的Zn不會產(chǎn)生較大的晶格畸變。Cu元素作為重要的合金化元素，通過適量的添加，合金微觀組織中出現(xiàn)并彌散分布于晶界上的富銅θ（CuAl2）相，從而提升合金強(qiáng)度。目前國內(nèi)外對高鋅含量AlZnSiCu合金側(cè)重于成分方面的研究，對于鑄造工藝對合金組織性能相關(guān)研究較少。Yang等人發(fā)現(xiàn)在Al-40Zn中加入超過4%的Si時，組織中就會出現(xiàn)初晶Si相。Yang Jin-long 等在研究焊接材料時發(fā)現(xiàn)，在未變質(zhì)的Al-42Zn-6.5Si 合金組織中存在兩種 Si相，即大塊狀初晶 Si 和板條狀共晶Si。毛豐用Pandat軟件預(yù)測Al-40Zn-xSi合金的凝固過程，當(dāng)Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于5.49%時，初生相是鋁，大于5.49%時，初生相為硅。金屬凝固組織除了受到材料化學(xué)成分影響外，鑄造工藝也是重要的影響因素，因?yàn)殍T造工藝決定了熔體凝固過程的傳熱、傳質(zhì)及液體流動等。

1.試驗(yàn)材料及方法

1.1 合金成分

本試驗(yàn)的ADC12采用的主要原料為再生鋁，烘爐升溫，稱重加入ADC12再生鋁（成分見表1），加入后化驗(yàn)成分；在鋁液710~730 ℃時添加Al-10Sr中間合金，靜置、取樣化驗(yàn)，成分合格后進(jìn)行氣體精煉（未添加精煉劑）；降低鋁液溫度至650 ℃，添加純鋅錠，完全熔化后，充分?jǐn)嚢瑁訙y試成分，成分合格后鑄造，試驗(yàn)合金設(shè)計及實(shí)測成分如表2所示。

表1 ADC12合金的主要成分 wB/%

表2 試驗(yàn)合金的成分 wB/%

1.2 鑄造過程

（1）重力鑄造：采用金屬模具鑄造，根據(jù)計算結(jié)果澆注時1-3號鋁液溫度分別為650 ℃、620 ℃、650 ℃。模具預(yù)熱溫度為200 ℃，在該模具溫度下澆注合金產(chǎn)生的疏松少、縮孔較小，澆注時間為5 s。其尺寸根據(jù)GB/T 1173－3013確定。

（2）高壓鑄造：采用JmatPro計算三種合金的固液區(qū)間，結(jié)果見表3，根據(jù)計算結(jié)果，壓鑄時1-3號鋁液溫度分別為650 ℃、620 ℃、650 ℃。采用海天HDC-300壓鑄機(jī)進(jìn)行壓鑄，鎖模力為300 kN，料柄厚度15 mm，錘頭直徑為60 mm，壓射壓力116 MPa，壓射時間3.0 s，冷卻時間2.5 s，留模時間6.0 s。高壓鑄造過程中模柄動作行程位置：一快位置為90 mm，二快位置為180 mm，增壓位置為280 mm，跟蹤位置為375 mm，本試驗(yàn)通過模溫機(jī)將模具預(yù)熱至200 ℃，然后進(jìn)行高壓鑄造。以上試驗(yàn)，每一種成分的兩種鑄造試驗(yàn)在同一爐內(nèi)完成。

1.3 組織性能分析

利用Phonex掃描電鏡、金相顯微鏡、萬能試驗(yàn)機(jī)、布氏硬度計、差示掃描量熱儀、激光閃射熱導(dǎo)儀、電導(dǎo)儀和直讀光譜儀等分析測試手段，對拉伸試樣組織與性能進(jìn)行分析。在制備好的3種試樣中部取樣，經(jīng)砂紙粗磨、細(xì)磨，機(jī)械拋光后用金相顯微鏡觀察3種合金2種鑄造試樣的金相組織，制備拉伸試樣示意圖如圖1。使用深圳三思萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min。采用DHB-3000硬度計測量布氏硬度，壓頭直徑為10 mm。采用臺式飛納掃描電鏡觀察三種合金高壓鑄造試樣的顯微組織。將試樣加工成Φ12.6 mm×2 mm的圓片用于瞬態(tài)法激光閃射法測量熱擴(kuò)散系數(shù)（α），取10-15 mg用于差式掃描量熱儀測量比熱容（cp ），阿基米德排水法測量密度（ρ），然后計算熱導(dǎo)率：λ＝α·cp ·ρ。使用廈門福司特渦流電導(dǎo)儀測量電導(dǎo)率，用1 000號砂紙將試樣表面磨光滑，且保證試樣兩端面平行。

圖1 鑄件形狀和尺寸

2.試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 凝固歷程分析

采用JMatPro軟件對3種合金的凝固過程進(jìn)行模擬，其結(jié)果如表3所示，可以看出，3種合金的固液相線相差較大，結(jié)晶范圍寬。1號合金從568 ℃開始凝固，410 ℃凝固結(jié)束，凝固區(qū)間寬度為158 ℃，可以看出，1號合金凝固過程中主要析出相有α-Al、 Si、 AlFeSi、Al7Cu2M、Al2Cu、Al7Cu2Mg8Si6，且所有的凝固析出相均在凝固區(qū)間內(nèi)析出。2號合金的凝固過程可分為三個階段，從543 ℃開始凝固，342 ℃凝固結(jié)束，首先形成Si相，然后形成α-Al相，最后形成富鋅相。3號合金的凝固區(qū)間為345~565 ℃，析出相與2號合金相同，但2號合金先析出α-Al相，隨后析出Si相，凝固區(qū)間變寬。

表3 3種合金的凝固區(qū)間及析出相

2.2 顯微組織分析

圖2和圖3為3種合金在2種不同鑄造方法下的顯微組織，圖2為重力鑄造的金相，α-Al晶粒較為粗大，呈灰白色，1號合金、2號合金存在黑色短棒狀或片狀共晶Si相，Sr變質(zhì)有一定的效果。灰色塊狀為初晶硅，Zn在Al中有較大的固溶度，在鑄造過程中Zn過飽和地溶入固溶體中。2號、3號合金與1號合金相比較，隨著Zn含量的增多，Al的消耗量增加，從而減少了與硅的共晶反應(yīng)，共晶硅減少，造成形狀不規(guī)則的初晶硅增多，增加了組織的不均勻性，微量Sr和Ti對初晶硅形貌無明顯改善作用，雖然3號合金的硅含量較低，但是組織中也出現(xiàn)了大量形狀不規(guī)則的初晶硅，初晶硅為脆硬相，使得合金的硬度增加，塑性降低。

圖2 重力鑄造合金的金相組織

圖3 高壓鑄造合金的金相組織

圖3為高壓鑄造的金相，液態(tài)金屬壓力作用下增大了冷卻速率，減小了臨界形核尺寸，降低了形核功，提高了形核率，初生α-Al尺寸明顯減小，可以看出，1號合金中出現(xiàn)了等軸枝晶，晶粒尺寸大小不均，共晶硅的變質(zhì)效果較好且均勻分布于晶界之間，未發(fā)現(xiàn)有初晶硅。2號、3號合金中出現(xiàn)大量形狀、尺寸不等的初晶硅，且隨硅含量減少，α-Al尺寸增大，分布于晶界間的共晶組織明顯減少。為進(jìn)一步觀察高壓鑄造下的3種合金組織，采用掃描電鏡對高壓鑄造下3種合金的形貌及第二相成分進(jìn)行分析。

圖4為高壓鑄造下1號合金的SEM照片及EDS能譜分析，可以看出，深灰色的為基體相（Zn固溶于α-Al基體中），如圖4b中的A處所示，能譜分析Zn的含量4.19at%，黑色的纖維狀和小塊狀為共晶硅相，共晶硅的整體變質(zhì)效果較好，如圖4b中的C處所示。圖4b中亮白色的小圓點(diǎn)為α-AlFeMnSi相，Mn的加入有利于降低β-Fe 富鐵相的優(yōu)勢生長取向，可抑制 β-Fe富鐵相的形成，促進(jìn)β-Fe 相向α-Fe富鐵相轉(zhuǎn)變。分布于晶界處白色物質(zhì)為富Cu金屬間化合物，如圖4a中標(biāo)記D所示，其主要組成元素為Al和Cu，根據(jù)元素含量配比，判斷其為θ-Al2Cu相，其彌散分布于晶界，割裂基體，提升合金強(qiáng)度和硬度的同時降低了塑性。由于固溶體相α-Al所占體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)大于晶界相，因此只有少量的Zn與Al、Cu結(jié)合在晶界上形成金屬間化合物AlZnCu相，如圖4a中標(biāo)記E，而大部分 Zn元素以固溶形式存在于α-Al中。

圖4 高壓鑄造1號合金SEM形貌及EDS

圖5為2號合金的SEM形貌及元素分布面掃描圖，其中Al元素呈深藍(lán)色，Zn元素呈黃棕色，占據(jù)了整個照片的視野。結(jié)合圖5中A處與表4中能譜分析，確定為α-Al相，α-Al相枝晶中心固溶的Zn元素為11.34at%，相比于1號合金，明顯升高。含Si元素的部分呈亮黃色，主要分布于晶界處，紅棕色區(qū)域代表Cu元素的分布區(qū)域。D、F處為共析α+η（η為富Zn相），B處能譜分析只含有硅元素，確定為初晶硅，尺寸達(dá)到30 μm，說明鋅含量的升高促進(jìn)了初晶硅的析出，增加了合金的硬度，降低塑性。E處針狀的相為β-Fe相，是導(dǎo)致合金力學(xué)性能惡化的主要原因，特別是塑性和韌性。元素Zn和Cu在晶界共晶組織處存在著明顯的富集現(xiàn)象，但各元素的富集偏析程度也存在差別：Si元素偏析最嚴(yán)重，Cu元素偏析次之，Zn元素偏析較輕。

圖5 高壓鑄造2號合金SEM形貌及面掃描元素分布圖

表4 高壓鑄造2號合金EDS成分

與2號合金相比較，3號合金晶界處第二相的數(shù)量明顯增加，未發(fā)現(xiàn)初晶硅相，共晶硅的數(shù)量有所減少，固溶于α-Al中的Zn元素增加，如圖6及表5中A處所示，Zn含量達(dá)12.24at%；晶界處白色網(wǎng)狀物質(zhì)主要為α+η富鋅相，如圖6及表5中B、D、F所示，黑色塊狀物為初晶硅；結(jié)合元素掃描分布圖，與2號合金相比較，Cu和Zn元素在晶界處的偏析程度增加。

圖6 高壓鑄造3號合金SEM形貌及面掃描元素分布圖

表5 高壓鑄造3號合金EDS成分

第二相強(qiáng)化的合金，當(dāng)?shù)诙喑示W(wǎng)狀分布于晶界上時，與基體結(jié)合的強(qiáng)度相對較低，微裂紋容易發(fā)生于第二相與基體的界面處，由于能量釋放導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展，降低了合金的塑性與強(qiáng)度。當(dāng)合金中的第二相分布為斷續(xù)點(diǎn)狀時，相應(yīng)的臨界切變應(yīng)力會提高，尤其是硬質(zhì)相質(zhì)點(diǎn)，位錯需要繞過它才能繼續(xù)滑移，嚴(yán)重阻礙了位錯的滑移，位錯堆積會產(chǎn)生應(yīng)力集中，引起開裂的機(jī)會大，造成塑性降低。第二相為不規(guī)則形狀具有尖角時，在外力作用下，尖角處易形成應(yīng)力集中，使裂紋容易在此處形核和長大，從而降低強(qiáng)度和塑性。2號合金中尺寸不規(guī)則的初晶硅相及枝晶間連成網(wǎng)狀的富Zn相受外力作用時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致合金的塑性降低。

2.3 力學(xué)性能分析

在室溫下對2種鑄造方法制備的試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試，結(jié)果見圖7。可以看出，兩種鑄造方式下的3種合金塑性都較差，高壓鑄造下合金的塑性低于重力鑄造，其中2號合金的塑性最差，形狀不規(guī)則初晶硅析出，尺寸變大，脆性增加，且分布極不均勻，割裂了基體。同時，試驗(yàn)合金拉伸變形，首先在晶間共析相上發(fā)生，導(dǎo)致拉伸過程中硅相尖端局部應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致硅相自身開裂或產(chǎn)生微裂紋，重力鑄造下1號合金的抗拉強(qiáng)度與伸長率最優(yōu)，分別為322 MPa、1.7%。高壓鑄造下2號合金的強(qiáng)度最高，伸長率最低，分別為362 MPa、0.4%。兩種鑄造方式下，3種合金的布氏硬度變化趨勢相同，結(jié)果如圖8所示，2號合金的最高，分別為HBW127（重力鑄造）、HBW170（高壓鑄造），相對于1號合金分別提升9.48%、30.76%。Si元素形成的初晶Si相，其硬度遠(yuǎn)高于試驗(yàn)合金基體，充當(dāng)支撐相，從而提高合金的硬度。

圖7 不同鑄造方式下合金的力學(xué)性能

圖8 不同鑄造方式下合金的布氏硬度

2.4 熱導(dǎo)率分析

常溫下，電子導(dǎo)熱和聲子導(dǎo)熱是合金中主要的導(dǎo)熱方式，光子導(dǎo)熱并不明顯，相關(guān)研究表明，電子導(dǎo)熱是合金最主要的導(dǎo)熱方式。有較多自由電子存在于金屬材料中，在一定的溫度梯度作用下，通過互相撞擊產(chǎn)生動能，從而使熱量從高溫處傳至低溫處。當(dāng)溫度不太高時，聲子熱傳導(dǎo)熱作用相對增強(qiáng)，原子在其平衡位置附近以彈性波進(jìn)行熱量傳遞。由此，電子熱導(dǎo)率可由下式計算得出：

式中：Cve 為電子對單位體積熱容的貢獻(xiàn)，J/（m³·K）；Ve 為電子平均速率，m/s；le 為電子的平均自由程。電子對單位體積熱容的貢獻(xiàn)Cve 正比于絕對溫度K。電子在金屬中移動（只考慮平動）的平均速率約為圖片m/s，一般不隨溫度變化。而電子的平均自由程le 是傳導(dǎo)電子兩次碰撞之間得以通過的距離。對于完整比較理想的晶體，理論上電子可以在晶格內(nèi)無限的自由運(yùn)動，此時合金具有最高的導(dǎo)熱性能。然而，由于合金中存在缺陷（空位、位錯等）、第二相的析出或夾雜物等產(chǎn)生較大的晶格畸變，使傳導(dǎo)的電子發(fā)生了散射，限制了傳導(dǎo)電子的平均自由程，降低了合金的熱導(dǎo)率。

從表6中可以看出，重力鑄造下1號合金的熱導(dǎo)率最高，相比于1號合金，2號合金中 Si 析出相數(shù)量的增多，增加了電子傳輸過程中對自由電子的散射作用，使有效傳輸通道數(shù)量減少，降低合金傳熱能力，3號合金隨著硅含量降低，初晶硅的尺寸和數(shù)量明顯減小，降低了電子傳輸過程中對自由電子的散射作用，合金的熱導(dǎo)率有所改善。

表6 室溫下重力鑄造合金的物理性能

根據(jù)金屬的導(dǎo)電、導(dǎo)熱物理本質(zhì)，金屬導(dǎo)熱、導(dǎo)電過程中的主要載體為自由電子。魏德曼（Widemann）和弗蘭茲（Franz）發(fā)現(xiàn)，在室溫下，金屬的熱導(dǎo)率和電導(dǎo)率與溫度成正比，比例常數(shù)的值不隨具體的金屬變化，數(shù)學(xué)表達(dá)式如下：

式中：λ為金屬的熱導(dǎo)率，W/（m·K）；σ為金屬的電導(dǎo)率，ms/m；T為絕對溫度，K；L為洛倫茲數(shù)（Lorentznumber），。Olafsson 等人針對鋁合金，對上述公式進(jìn)行了優(yōu)化，其數(shù)學(xué)表達(dá)式如下：

式中：洛倫茲數(shù)；C為常數(shù)，C=12.6 W/（m·K）。從上面兩個公式可知，合金的電導(dǎo)率和熱導(dǎo)率的變化規(guī)律是一致的。從圖9中可以看出，重力鑄造合金的電導(dǎo)率整體高于高壓鑄造，高壓鑄造溫度高，壓鑄時冷速較快，抑制在冷卻過程中合金元素析出，晶格畸變程度比重力鑄造的大，增加了聲子散射程度，使熱導(dǎo)率降低。高壓鑄造晶粒尺寸相比于重力鑄造明顯細(xì)化，因此使得晶界的體積分?jǐn)?shù)增加明顯，α-Al晶粒在被細(xì)化同時也增加了晶界面積，根據(jù)式（1）可以看出，晶界增加導(dǎo)致電子散射概率增大，從而電子的平均自由程減小，熱導(dǎo)率降低。

圖9 不同鑄造方式下合金的電導(dǎo)率

3.結(jié)論

（1）以高鋅AlZnSiCu鋁合金為對象，研究了重力鑄造及高壓鑄造對其組織、力學(xué)性能和熱導(dǎo)率的影響。鑄造方式對合金的組織形貌有著顯著影響，高壓鑄造相比重力鑄造，晶粒明顯細(xì)化且由柱狀晶轉(zhuǎn)化為等軸晶，初晶硅的尺寸減小，共晶硅由長條狀及片狀轉(zhuǎn)化為纖維狀。兩種鑄造方式下的3種合金塑性較差，其中2號合金伸長率最低，硬度最高，分布于基體中初晶硅的硬度，遠(yuǎn)高于試驗(yàn)合金基體，充當(dāng)支撐相；1號合金的熱導(dǎo)率與伸長率最高。

（2）2號、3號合金Zn含量增加減少了Al與Si的共晶反應(yīng)，造成共晶硅減少，形狀不規(guī)則的初晶硅增多，增加了組織的不均勻性，重力鑄造下1號合金的抗拉強(qiáng)度與伸長率最高，分別為322 MPa、1.7%。高壓鑄造下2號合金的抗拉強(qiáng)度及硬度最高，伸長率最低，分別為362 MPa、0.4%。

（3）3種合金熱導(dǎo)率無較明顯差異，其中，重力鑄造晶粒粗大，晶界面積較小，熱導(dǎo)率整體高于高壓鑄造，高壓鑄造下2、3號合金中固溶于α-Al中Zn元素較1號合金明顯增多，晶界處的第二相數(shù)量增多，2號合金初晶硅尺寸較大，增加了電子傳輸過程中對自由電子的散射作用，使有效傳輸通道數(shù)量減少，降低合金傳熱能力。

作者
石帥 閆俊 范衛(wèi)忠 高偉全 羅遠(yuǎn)文
華勁新材料研究院（廣州）有限公司

本文來自:《鑄造》雜志