原標題:新型高強度壓鑄 Al-Si-Mg-Mn合金組織和性能的演變

摘 要:研究了新型高強度Al-Si-Mg-Mn合金組織和性能的演變。基于JMatPro相圖模擬計算，設計了不同共晶體積分數的Al-Si-Mg-Mn合金成分。結果表明，新型Al-Si-Mg-Mn合金壓鑄后（鑄態(tài)）的抗拉強度可達230～310 MPa，屈服強度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度；斷口形貌分析發(fā)現，合金伸長率較低是較大的氣孔以及粗大的第二相直接導致的。

壓鑄工藝是近終成形工藝，集中生產效率高，而壓鑄產品精度高、性能優(yōu)異，因此壓鑄被廣泛用于制造汽車、通訊、工程機械等零部件。近十年內，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，實現節(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非常多，現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度，這些合金的強化效果還歸因于固溶強化和析出強化。Hu等研發(fā)的Al-Mg-Si-Mn合金鑄造屈服強度達183 MPa，Zhang等開發(fā)的Al-5Mg-0.6Mn合金屈服強度達212 MPa，Ji等開發(fā)的Al-10Mg-3.5Zn-3Si合金壓鑄后經過熱處理后的屈服強度可達320 MPa。因為需要熱處理，壓鑄件中有一定的起泡是不可避免的，同時熱處理的溫度一般較高（如535 ℃），會造成產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（達不到減重的效果），同時成分也相應增加。

表1 工業(yè)常用壓鑄鋁合金鑄態(tài)性能

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

1、試驗材料與方法

試驗所用原料有工業(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清洗去除烘干后，加入壓鑄機機邊爐（容量300 kg）中200 kg，壓鑄機型號為海天DC-300（普通冷式壓鑄機）。按照表2進行成分調配，熔煉溫度控制在（730±10）℃，待全部熔化后，靜置30 min，進行除氣精煉，石墨轉子轉速380 r/min，除氣時間15 min。采用SPECTROLAB M12直讀光譜儀測定合金成分，實際成分如表3。\

表2 JMatPro6.0模擬計算不同共晶體積分數的合金成分 wB/%

表3 合金實際化學成分 wB/%

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

表4 壓鑄機主要工藝參數

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，經過標準研磨與拋光，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不同區(qū)域組織統(tǒng)計第二相的體積分數；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；拉伸試驗在DDL-200系列實驗機上進行，拉伸速率1 mm/min，拉伸試棒標距50 mm，試棒標準直徑6.35 mm，試驗結果取5根拉伸試棒的平均值。

2、試驗結果與討論

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時發(fā)生L→α-Al+Mg 2 Si+Si三元共晶反應。基于此三元共晶成分，計算了包含體積分數40%和60%的亞共晶Al-Si-Mg合金的成分。在壓鑄工藝標準中為了脫模，Fe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在壓鑄過程中會形成彌散的含Mn強化相。因此，基于Scheil凝固模型預測共晶與亞共晶Al-Si-Mg-Mn-（Fe）的凝固路徑（根據實測成分計算凝固路徑）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，共晶體積分數由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：L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg 2 Si+Si。在發(fā)生三元L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg2 Si時，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反應形成0.22的固相；合金C中由L→α-AlFeMnSi和L→α-AlFeMnSi+Mg2 Si反應形成0.02的固相。三元反應結束時，三種合金的固相率分別為0.67、0.54、0.04。

2.2?XRD 分析

圖3是不同共晶體積分數的Al-Si-Mg-Mn合金XRD圖譜，分析得出主要的衍射峰相標定為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構，定義為初生α1，這種α-Al相是壓鑄時鋁液澆注至壓射缸時形成的（鋁液溫度較高，壓射缸溫度較低）；另一種α-Al相呈細小球狀，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常快，非平衡凝固導致的結果。

（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中模擬計算的最近四元共晶反應的溫度相接近。合金A有兩個明顯吸熱峰，對應的是α-Al枝晶、三元共晶和四元共晶的形成，其中三元共晶反應和四元共晶反應非常接近。合金B(yǎng)則出現了三處吸熱峰，分別對應α-AlFeMnSi、二元共晶和三元共晶以及四元共晶反應。對于合金C，從DSC曲線只發(fā)現了一個峰值，這主要是共晶反應（包括二元、三元和四元反應）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會在最終共晶反應時析出。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)現許多彌散分布的細小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；同時在合金C組織中出現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成分如表5。圖6b、d中有兩種共晶組織，標注為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，但尺寸更加細小，如圖6e；與合金A、B不同的是，合金C中含有大量的密實塊狀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，縱橫比及當量直徑如表6，可知其縱橫比相近。對比當量直徑，合金A中Si的當量直徑最小為（0.43±0.34）μm，而合金B(yǎng)中Si的當量直徑最大為（0.64±0.43）μm。在相同的冷卻條件下，本試驗合金中的共晶Si尺寸要比二元Al-Si合金中的共晶Si要細小得多。

表6 合金A、B、C中Si顆粒的縱橫比及當量直徑

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)計了α-AlFeMnSi顆粒的縱橫比，從統(tǒng)計結果可知合金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合金的拉伸應力-應變曲線。三種合金的鑄態(tài)屈服強度均超過了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數的Al-Si-Mg合金的拉伸性能對比圖，合金A屈服強度達236 MPa，伸長率僅0.36%；合金B(yǎng)屈服強度229 MPa，伸長率約0.16%；合金C的屈服強度僅202 MPa，伸長率0.3%。相比表1中常見牌號的壓鑄鋁合金，此三種合金的屈服強度更高，且該合金中沒有其他合金元素，如Cu、Zn等強化元素。

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，同時也在粗大的Mg2 Si顆粒上斷裂，如圖9f。同時值得指出的是，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面形貌

3、結論

（1）基于超細多元第二相強化機制設計了三種高強度壓鑄鋁合金。含35%共晶體的Al-Si-Mg-Mn合金屈服強度可達237 MPa，抗拉強度達301 MPa，伸長率0.36%；55%共晶體積分數的Al-Si-Mg-Mn合金屈服強度可達229 MPa，抗拉強度達257 MPa，伸長率0.18%。

（2）此高強度Al-Si-Mg-Mn壓鑄鋁合金組織組成比較復雜，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)技術學院
周鵬飛
鹽城工學院材料工程學院
本文來自：《鑄造》雜志