原标题:新型高强度压铸 Al-Si-Mg-Mn合金组织和性能的演变

摘 要:研究了新型高强度Al-Si-Mg-Mn合金组织和性能的演变。基于JMatPro相图模拟计算，设计了不同共晶体积分数的Al-Si-Mg-Mn合金成分。结果表明，新型Al-Si-Mg-Mn合金压铸后（铸态）的抗拉强度可达230～310 MPa，屈服强度200～240 MPa，伸长率约0.5%。铸态组织中包含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。微观组织观察表明，细小α-AlFeMnSi相和多尺度的共晶组织的形成使得该合金具有高的强度；断口形貌分析发现，合金伸长率较低是较大的气孔以及粗大的第二相直接导致的。

压铸工艺是近终成形工艺，集中生产效率高，而压铸产品精度高、性能优异，因此压铸被广泛用于制造汽车、通讯、工程机械等零部件。近十年内，汽车零部件中许多钢制部件被压铸铝合金件所代替，从而降低汽车重量，实现节能减排。在过去的几十年里，对高性能压铸铝合金的研究已经非常多，现有的压铸铝合金系列有Al-Si系、Al-Si-Mg系、Al-Si-Cu系、Al-Si-Cu-Mg系以及Al-Mg系。常用的压铸铝合金种类及性能见表1，从表中可得出，这些铝合金在压铸后屈服强度在100～190 MPa，但伸长率变化较大。在压铸铝合金中加入Mg、Cu、Mn或者Zn等元素形成AlMgZn、AlMn或Al 2 Cu等中间化合物从而提高强度，这些合金的强化效果还归因于固溶强化和析出强化。Hu等研发的Al-Mg-Si-Mn合金铸造屈服强度达183 MPa，Zhang等开发的Al-5Mg-0.6Mn合金屈服强度达212 MPa，Ji等开发的Al-10Mg-3.5Zn-3Si合金压铸后经过热处理后的屈服强度可达320 MPa。因为需要热处理，压铸件中有一定的起泡是不可避免的，同时热处理的温度一般较高（如535 ℃），会造成产品的表面起泡及尺寸不稳定。在合金中加入适量的Mn不仅可以减小粘模，同时可以改变β-Fe相形貌。Cu、Zn合金加入后不但提高了合金密度（达不到减重的效果），同时成分也相应增加。

表1 工业常用压铸铝合金铸态性能

由于超细共晶组织能提高合金的强度和塑性，因此，近年来具有二元或者多元超细共晶或者亚共晶组织的研究得到广泛的关注。目前超细共晶合金系列相对较少，例如TiNbCoCuAl合金，由于组织中存在超细共晶组织，其特定取向的共晶相阻碍位错运动，提高合金强度及塑性。但对于压铸Al-Si合金，铸态下屈服强度超过200 MPa仍然是一个挑战。

1、试验材料与方法

试验所用原料有工业纯Al（99.7%）、金属Si（99.7%）、纯Mg（99.9%）及Al-20Mn中间合金。首先将工业纯Al表面油污及其他杂质清洗去除烘干后，加入压铸机机边炉（容量300 kg）中200 kg，压铸机型号为海天DC-300（普通冷式压铸机）。按照表2进行成分调配，熔炼温度控制在（730±10）℃，待全部熔化后，静置30 min，进行除气精炼，石墨转子转速380 r/min，除气时间15 min。采用SPECTROLAB M12直读光谱仪测定合金成分，实际成分如表3。\

表2 JMatPro6.0模拟计算不同共晶体积分数的合金成分 wB/%

表3 合金实际化学成分 wB/%

合金成分测定合格后进行压铸试验，压铸机吨位300 t，压铸时熔液温度保持在液相线以上（50±5）℃。压铸机主要工艺参数如表4，压铸模具如图1所示。

表4 压铸机主要工艺参数

图1 压铸模具示意图

组织观察试样取于 Φ 6.4拉伸试棒的中间部位，经过标准研磨与抛光，用OLYMPUS GX53倒置金相显微镜观察微观组织；用ImagePro6.0对试样从边缘到中心五个不同区域组织统计第二相的体积分数；扫描电镜（Nova NanoSEM450）试样在0.5%HF中腐蚀30 s；利用Ultima V型多功能X射线衍射仪（XRD）测试Al-Si-Mg-Mn合金的相组成，试样取于 Φ 6.4拉伸试棒中间部位的垂直面，测试步长为0.02°，扫描速率20°/min，扫描范围10°~90°（2 θ ），测试选用的靶材为铜靶（Cu，K α ，λ =0.154 059 8 nm）；利用NETZSCH DSC204 f1型差示热量扫描仪测试Al-Si-Mg-Mn合金的熔化温度以及熔化潜热，升温及降温速率均为8 K/min，氩气流量60 mL/min；拉伸试验在DDL-200系列实验机上进行，拉伸速率1 mm/min，拉伸试棒标距50 mm，试棒标准直径6.35 mm，试验结果取5根拉伸试棒的平均值。

2、试验结果与讨论

2.1 JMatPro 模拟凝固路径

Al-Si-Mg三元合金中，成分为Al-13.9Si-5.55Mg时发生L→α-Al+Mg 2 Si+Si三元共晶反应。基于此三元共晶成分，计算了包含体积分数40%和60%的亚共晶Al-Si-Mg合金的成分。在压铸工艺标准中为了脱模，Fe的含量一般不低于0.7wt.%，但Fe在铝合金中一般对其性能有害，因此工业中采用Mn来代替Fe，Mn不但有助于脱模同时在压铸过程中会形成弥散的含Mn强化相。因此，基于Scheil凝固模型预测共晶与亚共晶Al-Si-Mg-Mn-（Fe）的凝固路径（根据实测成分计算凝固路径）如图2所示。

图2 Al-Si-Mg-Mn合金凝固路径模拟

随着Mg和Si含量的改变，共晶体积分数由0.4到1.0。三种合金在凝固最终（约556.9 ℃）发生四元共晶反应：L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg 2 Si+Si。在发生三元L→α-Al+α-AlFeMnSi+Mg2 Si时，合金A由L→α-Al和L→α-Al+α-AlFeMnSi形成0.58的固相；合金B由L→α-AlFeMnSi和L→α-Al+α-AlFeMnSi反应形成0.22的固相；合金C中由L→α-AlFeMnSi和L→α-AlFeMnSi+Mg2 Si反应形成0.02的固相。三元反应结束时，三种合金的固相率分别为0.67、0.54、0.04。

2.2 XRD 分析

图3是不同共晶体积分数的Al-Si-Mg-Mn合金XRD图谱，分析得出主要的衍射峰相标定为α-Al、Si、Mg2 Si和α-AlFeMnSi相。值得指出的是，有些微小的峰为π-AlFe（Mn）MgSi相。

图3 Al-Si-Mg-Mn合金的XRD图谱

2.3 Al-Si-Mg-Mn 组织演变

图4a为合金A的铸态SEM低倍整体形貌，其微观组织如图4b。从SEM整体形貌图可直观看出，合金A中有许多微小的气孔，其直径在20～40 μm；合金B的低倍形貌和合金A类似，但其气孔尺寸约230 μm左右，如图4c。在OM组织中可观察到两种不同形貌的α-Al相，一种为粗大的枝晶状结构，定义为初生α1，这种α-Al相是压铸时铝液浇注至压射缸时形成的（铝液温度较高，压射缸温度较低）；另一种α-Al相呈细小球状，这是铝液快速充型到模具中形成的，定义为二次α2 ，这两种α-Al相在合金A、B中均可观察到，如图4b、d。在合金B中还观察到了密实多边、形状不规则的化合物，呈灰色，在后续的SEM-EDS分析中可知，这是α-AlFeMnSi相，如图4d，同样的相在合金C中也存在，如图4f。合金C和合金A、B的微观组织有明显的区别，合金C中有大量的黑色块状化合物，结合合金成分和SEM-EDS分析，该黑色化合物为初生Mg2 Si，而在凝固模拟分析中并没有初生的Mg2 Si相（块状），只有共晶Mg2 Si（汉字状），这可能是由于压铸冷却速率非常快，非平衡凝固导致的结果。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B；（e）、（f）合金C

图4 Al-Si-Mg-Mn合金组织演变

2.4 DSC 分析

图5是合金A、B、C的DSC分析曲线。从图中凝固曲线可分析得出最终凝固温度在557.5 ℃，这与图2中模拟计算的最近四元共晶反应的温度相接近。合金A有两个明显吸热峰，对应的是α-Al枝晶、三元共晶和四元共晶的形成，其中三元共晶反应和四元共晶反应非常接近。合金B则出现了三处吸热峰，分别对应α-AlFeMnSi、二元共晶和三元共晶以及四元共晶反应。对于合金C，从DSC曲线只发现了一个峰值，这主要是共晶反应（包括二元、三元和四元反应）以及微量的α-AlFeMnSi，这和模拟分析相一致。这是由于DSC分析中冷却速率非常慢，几乎接近平衡凝固，因此一些中间化合物或者三元共晶反应会在最终共晶反应时析出。合金A具有最高的凝固温度（632 ℃），而合金C则最低，仅582.1 ℃。

图5 合金的DSC分析曲线（降温速率8 K/min）

2.5 SEM-EDS 组织演变

利用SEM-EDS进一步分析了合金中的共晶组织和α-AlFeMnSi颗粒的形貌和组成，如图6。图6a、c分别是合金A和B的背散射电子图，在图6a中观察到α-AlFeMnSi相非常细小，呈多边形，近似球状，弥散分布在基体上，直径约0.25～1.75 μm。而在合金B观察区域中，α-AlFeMnSi相数量明显增多，且尺寸比较集中，约0.5～0.75 μm，可以观察到合金B中气孔也在增多，如图6c。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B；（e）、（f）合金C

图6 合金组织SEM-BSE图

合金C中，如图6e，并没有发现许多弥散分布的细小α-AlFeMnSi相，仅有非常少的α-AlFeMnSi相，且呈粗大不规则状，其长度约20 μm；同时在合金C组织中出现了大量的粗大的四方体Mg2 Si相，合金中不同中间相的平均化学成分如表5。图6b、d中有两种共晶组织，标注为Eu1和Eu2，合金A、B中这两种共晶组织的形貌和大致尺寸基本相似，但合金B中的Eu1稍宽些。Eu1中含分枝状的Mg2 Si，在合金A中其分枝间距约0.4～1.2 μm，而合金B中的Eu1分枝间距约0.7～3 μm。合金A和B的Eu2共晶体中包含了α-Al、Si、Mg2 Si以及针状π-AlMnFeSiMg相。合金C中的Eu2和合金A、B中的形貌类似，但尺寸更加细小，如图6e；与合金A、B不同的是，合金C中含有大量的密实块状Mg2 Si相，尺寸约15 μm左右，如图6f。

表5 合金中中间相的化学组成（SEM-EDS）

在Eu2共晶组织中有大量的共晶Si相，其形貌仍呈针状，纵横比及当量直径如表6，可知其纵横比相近。对比当量直径，合金A中Si的当量直径最小为（0.43±0.34）μm，而合金B中Si的当量直径最大为（0.64±0.43）μm。在相同的冷却条件下，本试验合金中的共晶Si尺寸要比二元Al-Si合金中的共晶Si要细小得多。

表6 合金A、B、C中Si颗粒的纵横比及当量直径

2.6 合金 A、B、C 中 α-AlFeMnSi 相尺寸分布

图7是三种合金中α-AlFeMnSi颗粒的尺寸分布。合金A和B中的α-AlFeMnSi颗粒尺寸相对集中且非常细小，在0.5～1.5 μm之间；而合金C中α-AlFeMnSi颗粒尺寸较大且分布弥散，尺寸在4～18 μm之间。另外图7d统计了α-AlFeMnSi颗粒的纵横比，从统计结果可知合金B和C中的α-AlFeMnSi颗粒的纵横比小于合金A。

图7 合金中的α-AlFeMnSi相尺寸分布及α-AlFeMnSi相纵横比-频率分布曲线

2.7 拉伸性能分析

图8a为压铸Al-Si-Mg-Mn合金的拉伸应力-应变曲线。三种合金的铸态屈服强度均超过了200 MPa，但三种合金几乎没有塑性。图8b是三种不同共晶体积分数的Al-Si-Mg合金的拉伸性能对比图，合金A屈服强度达236 MPa，伸长率仅0.36%；合金B屈服强度229 MPa，伸长率约0.16%；合金C的屈服强度仅202 MPa，伸长率0.3%。相比表1中常见牌号的压铸铝合金，此三种合金的屈服强度更高，且该合金中没有其他合金元素，如Cu、Zn等强化元素。

图8 铸造Al-Si-Mg-Mn合金拉伸性能

2.8 断口形貌分析

图9a、c、e分别是合金A、B、C的断口中部形貌，图中均可观察到大量的亮白色α-AlFeMnSi相，从图中还可以观察到断裂从初生相和共晶处开始。在合金B和C断口中还有孔洞的存在，如图9c、e。合金A和B在共晶区域发生了断裂，如图9b、d，而合金C除了在共晶区域断裂，同时也在粗大的Mg2 Si颗粒上断裂，如图9f。同时值得指出的是，合金A的断裂呈撕裂状；而合金B和C则非常平滑，呈直线状。

（a）、（b）合金A；（c）、（d）合金B；（e）、（f）合金C
图9 合金拉伸断口形貌以及与拉伸方向垂直的断口侧面形貌

3、结论

（1）基于超细多元第二相强化机制设计了三种高强度压铸铝合金。含35%共晶体的Al-Si-Mg-Mn合金屈服强度可达237 MPa，抗拉强度达301 MPa，伸长率0.36%；55%共晶体积分数的Al-Si-Mg-Mn合金屈服强度可达229 MPa，抗拉强度达257 MPa，伸长率0.18%。

（2）此高强度Al-Si-Mg-Mn压铸铝合金组织组成比较复杂，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的平均尺寸为0.43 μm。α-AlFeMnSi相非常细小，呈多边形，近似球状，弥散分布在基体上，直径约在0.25～1.75 μm左右。

（4）合金中的孔洞以及粗大的硬质第二相是造成合金塑性差的主要原因。

作者
周鹏飞 陆从相 杨书根
盐城工业职业技术学院
周鹏飞
盐城工学院材料工程学院
本文来自：《铸造》杂志