原標(biāo)題：一種壓鑄用高強(qiáng)Al-Si-Mg合金的組織及力學(xué)性能

摘要：設(shè)計(jì)、開發(fā)出一種新型壓鑄用Al-Si-Mg-Cu合金，并對(duì)該合金的壓鑄件進(jìn)行了自然時(shí)效和在不同溫度下人工時(shí)效處理試驗(yàn)。通過力學(xué)性能測(cè)試和金相觀察，分析了合金元素及時(shí)效處理對(duì)合金性能的影響。結(jié)果表明，提高壓鑄鋁合金中的鎂含量和增加一定量的Cu、Zn、Ti等元素，并通過Sr變質(zhì)處理和時(shí)效處理后，合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均有較大提高。進(jìn)行成分優(yōu)化后的合金的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度可超過310MPa，伸長率最大可以達(dá)到5.9%。成分一定時(shí)，人工時(shí)效對(duì)合金的抗拉強(qiáng)度及伸長率均有提升，當(dāng)時(shí)效溫度在140～170℃范圍內(nèi)升高時(shí)，抗拉強(qiáng)度及伸長率均呈下降趨勢(shì)；在140 ℃低溫時(shí)效8h后，材料具有較好的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度平均可達(dá)到377.08 MPa，伸長率平均可達(dá)3.42%。

近年來，由于壓鑄技術(shù)的不斷提高及汽車輕量化的要求，基于效率、成本、精度、質(zhì)量及力學(xué)性能的綜合考慮，越來越多的汽車零部件采用鋁合金壓鑄成形，如汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、凸輪軸支架、輪轂、變速箱殼體等。隨著壓鑄工藝的不斷發(fā)展，對(duì)具有優(yōu)良綜合性能的壓鑄合金需求量越來越大。壓鑄鋁合金中應(yīng)用最早的是Al-Si二元共晶合金，其具有良好的流動(dòng)性和氣密性，較小的收縮率和熱裂傾向性，且有良好的力學(xué)性能、物理性能和耐腐蝕性，可以壓鑄一些薄壁及對(duì)致密性有要求但不受力的零件，如汽車儀表附件、蓋板、機(jī)殼及有散熱片的缸體殼體等。對(duì)于一般機(jī)加工要求高的承力鑄件，一般采用Al-Si-Mg系及Al-Si-Cu系、Al-Si-Cu-Mg系列合金。目前應(yīng)用最多的是Al-Si系合金，主要合金元素有Si、Mg、Cu、Ti、Zn、Fe等，還可能含有Cr、Zr、V、Sr、B、Sb和RE等元素，每種元素對(duì)合金的影響既相互獨(dú)立又相互作用。

對(duì)于普通壓鑄而言，在壓鑄過程中，由于金屬液體填充型腔的速度很快，型腔中的氣體沒有機(jī)會(huì)逸出，幾乎全部卷入鑄件內(nèi)，形成大量的氣孔，這些氣體在隨后的固溶處理中易受熱膨脹，使鑄件產(chǎn)生鼓包和變形，不能進(jìn)行固溶處理，故其性能不能得到有效改善，但采用壓鑄件可以接受的較低的溫度時(shí)效，可以將其強(qiáng)度提高，既消除了應(yīng)力，穩(wěn)定了尺寸，又發(fā)揮了材料的性能。

本課題設(shè)計(jì)、開發(fā)出一種新型壓鑄用Al-Si-Mg-Cu合金，并對(duì)合金進(jìn)行了自然時(shí)效和人工時(shí)效處理試驗(yàn)。通過力學(xué)性能測(cè)試和金相觀察，分析了合金元素及時(shí)效處理對(duì)鑄件性能的影響，旨在為其應(yīng)用提供參考。

01試驗(yàn)內(nèi)容

1.1 試驗(yàn)材料及化學(xué)成分

新型壓鑄鋁合金的名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）為：9%的Si， 0.5%的Mg， 0.5%的Mn，0.5%的Cu， 0.5%的Zn，0.15%的Ti，0.02%的Sr，F(xiàn)e: ≤0.3%，余量為Al。合金熔配添加的合金或金屬分別為Al-5Ti-B、Al-10Sr、Mg-10Al、純鋅、純銅等，在井式電阻爐中熔煉。當(dāng)合金液溫度達(dá)到720 ℃時(shí)，向其中通入氮?dú)膺M(jìn)行除氣處理。為防止熔煉過程中增鐵，采用石墨坩堝，由于配料時(shí)根據(jù)情況考慮了某些金屬元素的燒損和其他金屬元素的實(shí)收率，實(shí)際采用直讀光譜儀測(cè)得的化學(xué)成分與設(shè)計(jì)值基本接近，見表1。

表1 新型壓鑄合金的化學(xué)成分（%）

1.2 壓鑄試樣的制備

壓鑄試樣參照標(biāo)準(zhǔn)設(shè)計(jì)，試樣見圖1，試樣尺寸見圖2，直徑為6.4 mm，標(biāo)距為50 mm，總長為170 mm。采用臥式冷室壓鑄機(jī)，沖頭直徑為40 mm。壓鑄工藝參數(shù)：澆注溫度為660～670 ℃，模具溫度為150 ℃。

圖1 壓鑄試樣圖

圖2 壓鑄力學(xué)性能圓形試棒尺寸

1.3 時(shí)效處理

為比較自然時(shí)效和人工時(shí)效對(duì)合金力學(xué)性能的影響，各取5根試棒分別進(jìn)行自然時(shí)效和在140、155、170 ℃下進(jìn)行人工時(shí)效處理，自然時(shí)效時(shí)間為90d，人工時(shí)效時(shí)間均為8h。

1.4 力學(xué)性能試驗(yàn)

拉伸測(cè)試在材料萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)完成，伸長率用引伸計(jì)測(cè)量得。試驗(yàn)在室溫下的加載速率為5 mm/min，每組5個(gè)試樣，取平均值。

1.5 微觀組織觀察

取試樣相同部位作為金相試樣，依次經(jīng)400、800、1200、2000號(hào)砂紙打磨，隨后用2.5μm和1.5μm金剛石拋光膏拋光，最后用1%的HF+1.5%的HCl+2.5%的HNO3腐蝕液浸蝕10~20 s并用酒精清洗干凈。制好的金相試樣通過金相顯微鏡和掃描電鏡觀察其微觀組織，并通過能譜分析確定局部元素分布。

02試驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 合金微觀組織

2.1.1 合金元素對(duì)微觀組織的影響

圖3 YL104合金與Al-Si-Mg-Cu合金的金相組織照片

圖3為YL104壓鑄合金和Al-Si-Mg-Cu合金的組織對(duì)比，可以看出，兩種合金中白色組織為α-Al基體，枝晶間灰色組織為共晶組織，但Al-Si-Mg-Cu合金中α-Al基體更加圓整，尺寸明顯變小，最小可達(dá)到3μm。其中圖3c中能發(fā)現(xiàn)部分粗大的α-Al，這部分粗大的枝晶應(yīng)該是在壓室內(nèi)形成的，在壓室內(nèi)凝固、長大，最后被沖頭壓入型腔形成的。由于放大倍數(shù)的限制，還有部分黑色未知組織需進(jìn)行更細(xì)微的分析。

根據(jù)Al-Si-Cu相圖，當(dāng)Mg含量為0.5%，銅含量≤0.5%時(shí)合金凝固后相組成為[α-Al+Si+Mg2Si+Al5Mg8Cu2Si6]，由于Mg、Cu、Zn等合金元素含量較少，添加的Mg、Cu、Zn等合金元素大部分都溶解于Al基體中，因此在微觀組織照片中很難發(fā)現(xiàn)以上元素形成的特征相。通過EDS分析發(fā)現(xiàn)α-Al基體中溶有Mg、Cu、Zn、Si等合金元素，起到固溶強(qiáng)化的作用,見圖4。

圖4 Al-Si-Mg-Cu合金微觀組織與EDS分析

通過SEM進(jìn)一步分析，可以觀察到黑色的纖維狀組織和塊狀的亮灰色組織，見圖5。經(jīng)EDS分析（Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為82.2%，Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為16.2%），纖維狀組織為共晶Si，由于合金在熔煉階段加入了Sr變質(zhì)，Sr將原本細(xì)長的板條狀共晶Si變?yōu)榧?xì)小的纖維狀結(jié)構(gòu)，細(xì)化后的共晶硅尺寸在2μm左右，Sr的加入極大地削弱了共晶Si對(duì)基體的割裂作用。亮灰色組織為Fe相。在鋁硅系合金中鐵相主要以漢字狀α-AlFeSi和針狀β-AlFeSi相存在。根據(jù)SEM觀察，發(fā)現(xiàn)此Fe相為塊狀，判斷此相并不是上述兩種相。根據(jù)Lin Chong等研究，在Al-Si合金添加Mn后發(fā)現(xiàn)有塊狀的Fe相Al4（Fe，Mn）Si2生成，經(jīng)過T6熱處理后轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀的Al5（Fe，Mn）Si。本研究的合金Si含量為9%，通過EDS譜分析（Al的摩爾分?jǐn)?shù)為74.52%，F(xiàn)e的摩爾分?jǐn)?shù)為4.49%，Mn的摩爾分?jǐn)?shù)為8.23%，Si的摩爾分?jǐn)?shù)為12.11%），綜合鐵相的形貌，認(rèn)為此組織為Al5（Fe，Mn）Si。由于Mn的影響，形貌得到了改善，對(duì)于基體的割裂效果明顯減弱。綜上所述，鑄態(tài)的合金微觀組織主要由細(xì)化的α-Al、纖維狀的共晶Si和塊狀的Fe相組成。

圖5 Al-Si-Mg-Cu合金SEM照片和EDS分析

2.1.2時(shí)效處理對(duì)微觀組織的影響

圖6 140℃時(shí)效后Al-Si-Mg-Cu合金的微觀組織和元素分布：（a）金相照片（b）SEM照片（c）Al元素分布（d）Si元素分布（e）Mg元素分布

圖6為140℃ 時(shí)效后Al-Si-Mg-Cu 合金的微觀組織和元素分布。可以觀察到時(shí)效后的微觀組織主要還是初生α-Al和共晶Si相，對(duì)比圖3b，發(fā)現(xiàn)時(shí)效對(duì)于初生α-Al的形貌大小基本沒有影響，都是由細(xì)小的α-Al枝晶和少數(shù)粗大的α-Al枝晶組成。通過SEM分析可以發(fā)現(xiàn)（圖6b），在α-Al出現(xiàn)了一些彌散分布的黑色組織，經(jīng)EDS分析(圖6c、圖6e),此組織主要由Al與Mg組成，結(jié)合胡祖麒等的研究，Al-Mg-Si系合金生成的β-Al8Mg5相經(jīng)過時(shí)效處理后會(huì)重新固溶到鋁基體中，起到固溶強(qiáng)化的作用，分析此組織β-Al8Mg5相。

對(duì)時(shí)效后的組織進(jìn)行了EDS分析，見圖7。從圖7a可見，在共晶Si中間有一圈灰色的環(huán)狀組織，組織主要構(gòu)成元素為Si和Mg，分析認(rèn)為是Mg2Si相；在圖7a左上角和正中間位置還存在形狀不規(guī)則的灰色組織，通過圖7b的EDS分析（Mg摩爾分?jǐn)?shù)為4.24%，Cu摩爾分?jǐn)?shù)為1.10%）和元素分布圖，發(fā)現(xiàn)該組織由Al、Mg、Si、Cu組成，且Mg與Cu摩爾比為4:1，因此判斷該組織為Al5Mg8Cu2Si6相。在壓鑄時(shí)，Mg、Cu等元素由于含量較少能夠完全溶解于基體中，經(jīng)過時(shí)效處理，溶解于基體的強(qiáng)化相析出起到彌散強(qiáng)化的作用。Zn在鋁中有很大的溶解度，因此Zn主要起固溶強(qiáng)化的作用。綜上所述，時(shí)效處理后的合金組織主要有細(xì)小的α-Al、均勻分布的鈍化共晶Si、彌散分布的Mg2Si相和少量的Al5Mg8Cu2Si6相組成。

圖7 時(shí)效后Al-Si-Mg-Cu合金的組織和EDS分析（a）SEM照片（b）EDS分析譜（c）Cu元素的分布（d）Mg元素的分布（e）Si元素的分布（f）Al元素的分布

2.2 力學(xué)性能

用電子拉力試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)成分優(yōu)化后合金的鑄態(tài)、自然時(shí)效和人工時(shí)效后的試棒進(jìn)行了拉力測(cè)試，結(jié)果見圖8。可見鑄態(tài)合金的平均抗拉強(qiáng)度為306.316 MPa，伸長率平均為4.262%相對(duì)于YL104合金分別提高了提高了39.1%和100%。這主要是由于在Al-Si-Mg-Cu系多元合金相對(duì)于YL104合金Mg、Cu、Zn含量都有提升，同時(shí)加入少量鈦和鍶。Mg、Cu、Zn大部分溶解于α-Al中基體內(nèi)，在壓鑄過程中，冷卻速度快，溶解于α-Al中的合金元素來不及完全析出，較多地固溶在基體中起到了固溶強(qiáng)化作用；當(dāng)Mg與Cu含量由0.3%增加到0.5%時(shí)，Mg能與Si可以形成Mg2Si相，當(dāng)Cu/Mg質(zhì)量比小于2.5時(shí)會(huì)生成強(qiáng)化相Al5Mg8Cu2Si6相，時(shí)效處理后強(qiáng)化相析出，起到彌散強(qiáng)化的作用，提高合金強(qiáng)度；鈦元素可以與鋁形成TiAl3，為合金提供異質(zhì)形核點(diǎn)，添加0.15%的Ti能起到細(xì)化晶粒的作用；添加0.02%鍶進(jìn)行變質(zhì)處理能使共晶Si由粗大的針片狀變?yōu)榧?xì)小的纖維狀，減少了共晶Si對(duì)基體的割裂作用，極大地提高了合金的塑性。Fe可以改善壓鑄時(shí)的粘?，F(xiàn)象，但其對(duì)于合金的力學(xué)性能不利，在將Fe含量控制在0.3%以內(nèi)的同時(shí)加入0.5%的Mn可以使鐵相由針狀或板條狀變?yōu)閷?duì)基體割裂作用很小的小塊狀，Mn的加入使Fe相的危害大大減小，從而提高了性能。

圖8 時(shí)效后合金的力學(xué)性能

2.3.2 時(shí)效處理對(duì)合金性能的影響

自然時(shí)效處理的試棒平均抗拉強(qiáng)度為321.077 MPa，伸長率平均為2.842%；經(jīng)過不同溫度的人工時(shí)效發(fā)現(xiàn)，在140 ℃下進(jìn)行人工時(shí)效處理的試棒平均抗拉強(qiáng)度最高，為377.081 MPa，此時(shí)伸長率平均為3.42%，抗拉強(qiáng)度隨人工時(shí)效溫度提高呈下降趨勢(shì)，伸長率也隨時(shí)效溫度的升高而降低。Al-Si-Mg-Cu合金在凝固后主要相組成為[α-Al+Si+Mg2Si+Al5Mg8Cu2Si6]，時(shí)效處理對(duì)于α-Al相的形貌、大小影響不大，但是時(shí)效處理過程促進(jìn)了原子的移動(dòng)和擴(kuò)散，改善了鑄件因?yàn)榫植坷鋮s過快導(dǎo)致的局部成分偏析和局部應(yīng)力，同時(shí)也緩解了鑄件內(nèi)部的殘余應(yīng)力，從而降低了鑄件局部應(yīng)力集中，這使得合金強(qiáng)度上升的同時(shí)，伸長率還能保持相對(duì)穩(wěn)定。另外，時(shí)效處理后會(huì)析出Mg2Si相和少量的Al5Mg8Cu2Si6相，這些強(qiáng)化相彌散分布于晶界間，起到彌散強(qiáng)化的作用從而提高強(qiáng)度。

隨著時(shí)效溫度的提高，強(qiáng)化相析出越多，因此人工時(shí)效相對(duì)自然時(shí)效強(qiáng)度會(huì)上升，當(dāng)溫度達(dá)到一定值之后，析出相會(huì)偏聚長大，破壞基體完整性從而導(dǎo)致強(qiáng)度下降，因此隨著溫度升高強(qiáng)度下降；析出相增多導(dǎo)致合金在變形時(shí)阻力增大，所以合金塑性降低，伸長率隨時(shí)效溫度升高下降。

03結(jié)論

（1）新型壓鑄鋁合金組織主要是α-Al和共晶Si，α-Al晶粒細(xì)小，最小達(dá)到3μm，共晶Si形貌變?yōu)槔w維狀，尺寸小于2μm。
（2）本合金相比YL104合金，抗拉強(qiáng)度提高了39.1%，伸長率提高了1倍，力學(xué)性能明顯提高。
（3）時(shí)效后金相組織中能發(fā)現(xiàn)少量Mg2Si和Al5Mg8Cu2Si6析出，同時(shí)消除了鑄件應(yīng)力集中，這使得合金強(qiáng)度上升的同時(shí)，伸長率保持相對(duì)穩(wěn)定。
（4）合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率在人工時(shí)效超過140℃時(shí)，均隨時(shí)效溫度升高而降低，所以適合的時(shí)效溫度為140℃，此溫度下時(shí)效處理的合金相對(duì)于鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度提高了23.2%，達(dá)到377 MPa，但伸長率由4.26%變?yōu)?.42%。

作者
李云翔 夏凱 方詩杰
湖北航特裝備制造股份有限公司
本文來自：《特種鑄造及有色合金》雜志