胡祖麒，萬 里，吳 晗，劉學強，鄒 廣，吳樹森

(華中科技大學 材料成形與模具國家重點實驗室，武漢 430074)

壓鑄作為生產(chǎn)效率高、尺寸精度和力學性能優(yōu)良的鑄造方法，在汽車、機電、通訊等行業(yè)得到了越來越多的應(yīng)用，如汽車動力零件中的鋁合金缸體、鋁合金油底殼、副車架以及通訊腔體等部件均可采用壓鑄方法制造[1-3]。

壓鑄合金是壓鑄成形的三大要素之一，基于壓鑄成形的工藝特點，目前壓鑄合金中使用和研究得最廣泛的是力學性能高、鑄造性能好的Al-Si-Cu系合金，如YL112、YL113(對應(yīng)于國外 A380、ADC12牌號)等[4-5]。而壓鑄 Al-Mg-Si合金(如YL302)雖然在鑄態(tài)下已具有強度高、韌性好、耐腐蝕性優(yōu)良的優(yōu)點，但由于其熔化時Mg易氧化燒損，夾雜傾向嚴重，鑄造性能差等缺點而使其應(yīng)用受到限制。關(guān)于壓鑄鋁合金力學性能和疲勞性能的研究比較豐富，例如AMMAR等[6-8]探究了壓鑄Al-Si的疲勞斷裂機理，饒勁松等[9]和OKAYASU等[10]則研究了壓鑄 ADC12合金成形性、組織、力學性能和疲勞強度。另外，OTARAWANNA等[11]研究了壓鑄AlMg5Si2Mn合金的微觀組織形成過程，但是并沒有對計算結(jié)果進行確認，并且沒有涉及到該合金的力學性能。然而，對于Fe含量(0.15%)以及Si含量(2%)較低的壓鑄Al-Mg-Si合金疲勞性能[12]的研究鮮見報道，對該類合金的力學性能和疲勞機理的認識不夠深入也嚴重限制其應(yīng)用。因此，改善Al-Mg-Si合金的鑄造性能，充分發(fā)揮其強度高、韌性好的特點，并且深入了解該類金屬的疲勞性能，對擴大Al-Mg-Si合金在汽車關(guān)鍵零部件上應(yīng)用是非常值得研究的一個課題，具有較強的工程意義。

基于此，本文作者對 YL302的合金成分進行調(diào)整，研究Al-Mg-Si-Mn合金的微觀組織結(jié)構(gòu)特點，重點探究Mg含量對于Al-Mg-Si-Mn合金的力學性能的影響，以及合金的疲勞壽命變化，對斷口進行詳細分析從而深入研究合金的斷裂機理。

1 實驗

1.1 壓鑄試驗過程

考慮到Mg、Si、Fe、Cu等含量對合金鑄造性能以及力學性能具有重要影響，為改善鑄造性能和提高合金的韌性，本研究中試驗合金成分的改進思路如下：1) 增加Si的含量，將其含量提高到2%，其目的是提高合金的流動性，提高強度并降低熱裂傾向；2) 降低Fe的含量，控制在0.20%以下，目的是削弱含F(xiàn)e量對鑄件力學性能的不良影響；3) 降低Cu的含量，控制在0.03%以下，目的是提高韌性；4) 增加Mn的含量，以減輕因Fe含量降低而帶來的壓鑄粘?，F(xiàn)象[13]。改進后的具體合金成分如表1所列。

表1 Al-Mg-Si-Mn合金的化學成分Table1 Chemical composition of Al-Mg-Si-Mn alloys (mass fraction, %)

本試驗中控制Si、Fe、Cu、Mn等元素含量不變，僅改變Mg的含量。試驗原材料為Al、Si、Mn等鑄錠以及純鎂，采用石墨坩堝電阻爐熔化，熔化時鎂元素的燒損率設(shè)定為8%。首先加熱熔化Al、Si、Mn等合金元素，待其完全熔化后控制溫度在650 ℃時加入純鎂。隨后將熔液溫度上升至 710 ℃，氬氣精煉 15 min，靜置扒渣，控制鋁液溫度在690～710 ℃范圍內(nèi)澆注。試驗采用平板試樣，尺寸為200 mm×60 mm×4 mm，如圖1所示。壓鑄試驗在2 800 kN臥式冷室壓鑄機上完成，壓射壓力為110 MPa，模溫為200 ℃。合金熔化后成分由光譜分析確定。

圖1 壓鑄試樣外形圖Fig.1 Profile of die casting specimen

1.2 拉伸試驗和疲勞試驗

拉伸測試在材料萬能測試機上完成，拉伸試樣如圖2(a)所示。試樣標距為 50 mm，截面積尺寸為 4 mm×10 mm。機器加載速率為5 mm/min，測試溫度為室溫，相對濕度為60%。疲勞性能試驗試樣如圖2(b)所示，疲勞測試在電液伺服疲勞實驗機上完成，加載頻率為10 Hz，載荷比R=0，加載波形為正弦波。試驗在室溫下進行，試驗時記錄每一級載荷下的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)，以對應(yīng) 5×106次應(yīng)力循環(huán)的載荷為疲勞極限。

圖2 力學性能測試試樣圖Fig.2 Schematic diagrams of tensile specimen (a) and fatigue specimen (b) (Unit: mm)

1.3 顯微組織構(gòu)成及斷口形貌分析

從壓鑄試樣的相同部位截取金相試樣，分別用600號、1 200號和2 000號砂紙進行打磨，隨后用粒度為 2.5 μm 和1.5 μm 的金剛石拋光膏拋光，在HF+HCl+HNO3腐蝕液下侵蝕 20 s，用光學顯微鏡和掃描電鏡觀察其微觀組織。微觀組織的基本構(gòu)成則由XRD結(jié)果判斷，而對于更加細小的組成相則采用SEM在高倍數(shù)下觀察合金的微觀組織，同時，用EDS分析組成相的化學成分和元素的摩爾分數(shù)。斷口形貌則采用掃描電鏡觀察。

2 結(jié)果與分析

如圖1所示，壓鑄所得平板鑄件外觀成形良好，表面光潔，無粘模拉傷現(xiàn)象，內(nèi)部致密，無大的空洞缺陷。

2.1 微觀組織及其分析

圖3 AlMgxSi2Mn合金典型金相組織以及XRD譜Fig.3 Typical optical microscope image (a) and XRD pattern(b) of AlMgxSi2Mn alloy

圖3(a)所示為AlMgxSi2Mn合金的金相組織。從圖3(a)可以看出，合金由白色的枝晶組織和黑色的不規(guī)則組織組成。圖3(b)所示為合金的 XRD譜。由圖3(b)可知，上述兩種組織分別為α(Al)(白色)和Mg2Si相(黑色)。由于壓鑄充型速度很快，充型后金屬液的凝固速度亦很快，因而大部分α(Al)相極為細小，但也存在少量粗大的α(Al)枝晶(見圖3(a))。該粗大枝晶有可能是Al液澆入壓室后，在壓室內(nèi)凝固、長大并被沖頭壓入到型腔內(nèi)而形成的。

通過對Al-Mg-Si三元相圖[14]分析可知，當Si含量為2%時，隨著Mg含量的變化，基體析出相也有所變化。本合金中Mg含量為5.7%～7.2%，該區(qū)域內(nèi)合金的組成相主要有α(Al)和Mg2Si相，基體中還會析出β-Al8Mg5(即β-Al3Mg2)相。另外，從圖4可以清晰地觀察到在α(Al)基體上存在均勻分布的細小亮點，這些亮點就是β-Al8Mg5相，也是Al-Mg系金屬的主要固溶強化相，并且傾向于沿晶界分布，對合金力學性能和耐腐蝕性能有較大影響[15]。因此，鑄態(tài)Al-Mg合金無需固溶熱處理便可獲得優(yōu)良的強度性能。

圖4 AlMg5.5Si2Mn合金SEM像Fig.4 SEM image of of AlMg5.5Si2Mn alloy

在Al合金中，由于Fe對力學性能有損害作用[13]，其加入量受到嚴格控制。對于Fe在Al-Mg-Si-Mn合金中形成的組織或組成相，目前尚未有明確的結(jié)論。在本試驗合金中，可觀察到沿晶界分布的顆粒狀富Fe相化合物(Fe的含量0.16%)，因而有必要探明該Fe相的組成以及對力學性能的影響。

OTARAWANNA 等[11]通過 Thermal-Calc 軟件計算得出該合金中包含的富鐵相有兩種可能形式，分別是Al3Fe以及Al15(Fe,Mn)3Si2。從圖5(a)可以看出，在晶界處的富鐵相化合物和骨骼狀Mg2Si相共同生長，EDS結(jié)果(見圖5(b))顯示該化合物粒子中含有0.54%的Fe元素且沒有Mn元素?？梢酝茢啵瑘D5(a)所示的富鐵相粒子為 Al3Fe，該粒子并不是獨立存在于晶界或者基體上，而是存在于Mg2Si邊界并且鑲嵌其中。從圖5(c)可以看出，位于三叉晶界處的不規(guī)則狀富鐵相顆粒，EDS結(jié)果(見圖5(d))顯示粒子中含有摩爾分數(shù)接近的Fe元素(3.47%)和Mn元素(5.38%)，從而可以斷定合金微觀組織中存在Al15(Fe,Mn)3Si2化合物。因此，本研究合金中觀察到的 Fe相直接驗證了OTARAWANNA的計算結(jié)果是可靠的。至于本研究合金中的Al15(Fe,Mn)3Si2粒子的形成過程尚有待于進一步探討。

圖5 Al3Fe相和Al15(Fe,Mn)3Si2相形貌及其EDS譜Fig.5 Morphologies of Al3Fe and Al15(Fe,Mn)3Si2 and corresponding EDS patterns: (a) Al3Fe, SEM image; (b) Al3Fe, EDS pattern;(c) Al15(Fe,Mn)3Si2, SEM image; (d) Al15(Fe,Mn)3Si2, EDS pattern

由于本研究合金中的Fe含量較低，形成富鐵相粒子數(shù)量較少，同時Mn元素的加入也對富鐵相的形貌的改善起到明顯促進作用[16]，使得本研究合金中的富鐵相Al3Fe和Al15(Fe,Mn)3Si2以不規(guī)則顆粒狀隨機分布在晶界處，對基體的割裂作用小于針狀或者板狀富鐵相對基體的割裂作用。因此可以推斷，在該類金屬中富鐵相對Al-Mg-Si-Mn合金力學性能的不利影響較小。綜上所述，合金的微觀組織由枝晶狀α(Al)、骨骼狀Mg2Si、彌散分布于基體的β-Al8Mg5以及少量不規(guī)則富鐵相粒子構(gòu)成。

2.2 力學性能測試結(jié)果分析

壓鑄AlMgxSi2Mn合金力學性能結(jié)果以及變化趨勢如圖6所示。從圖6可以看出，隨著Mg含量從5.7%上升到 7.2%，試樣的斷后伸長率由 8.3%迅速下降到4.5%，屈服強度則由 183 MPa逐漸上升至 202 MPa(10.4%)；抗拉強度的變化趨勢不明顯，Mg含量為6.1%時，合金抗拉強度為325 MPa。另外，硬度從87上升至95(9%)。上述結(jié)果表明，隨著Mg含量的提高，合金屈服強度和硬度明顯提高，而塑性下降。

圖6 壓鑄AlMgxSi2Mn合金的拉伸試驗結(jié)果Fig.6 Results of tensile tests of die casting AlMgxSi2Mn alloy

表2列出了 AlMg5.5Si2Mn合金與常用的Al-Si-Cu系(A380，383/384合金)以及Al-Mg系(518.0合金)合金的力學性能[17]。AlMg5.5Si2Mn合金的伸長率明顯高于其他合金的，而程曉宇等[18]通過改進壓鑄工藝得到了抗拉強度為 316 MPa、伸長率為 4.2%的A380合金，其伸長率也明顯低于AlMg5.5Si2Mn合金的伸長率(8.3%)。由此可見，本研究制備的AlMgxSi2Mn合金屬于高強韌的壓鑄鋁合金，可滿足對韌性有較高要求的零件的制造。

表2 多種壓鑄合金的力學性能比較Table2 Comparison of mechanical properties of several die casting aluminum alloys

綜上所述，Mg含量的提高直接導致合金屈服強度和硬度上升，而伸長率顯著下降，根據(jù) Al-Mg-Si相圖[14]可知，Mg含量的提高將會導致 Mg2Si和β-Al8Mg5相的析出量提高，由于以上兩種相均為脆性相，且β-Al8Mg5作為主要固溶強化相均勻分布在基體上，提高了基體抗變形能力即屈服強度。從微觀角度分析，Al-Mg-Si-Mn合金強度高、韌性好的主要原因在于Mg在鋁基體中的溶解度較大，隨著Mg含量的提高，Mg原子大量溶入鋁基體后，使其結(jié)晶點陣發(fā)生扭曲，晶格畸變嚴重，阻礙位錯運動，從而提高合金強度[15]。

2.3 疲勞測試結(jié)果及斷口分析

根據(jù)實驗使用疲勞試驗機的參數(shù)，疲勞壽命測試在57 MPa到125 MPa之間的5～7個應(yīng)力水平進行，每級應(yīng)力下的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)被記錄下來并且繪制成S-N曲線，如圖7所示。

從圖7可以看出，隨著應(yīng)力幅值Sa的降低，3種合金的疲勞壽命均有明顯上升，且在應(yīng)力幅值Sa＞87.5 MPa時，合金的疲勞壽命之間沒有明顯差距。但是當應(yīng)力幅值繼續(xù)降低直到75 MPa時，AlMg7Si2Mn合金的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)已經(jīng)超過5×106次，即發(fā)生越出現(xiàn)象(為了縮短試驗周期，本研究中的條件疲勞極限所對應(yīng)的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)均為 5×106次)，而其他成分合金的疲勞壽命均不足 106次。AlMg5.5Si2Mn和AlMg6Si2Mn合金在57MPa時發(fā)生越出現(xiàn)象，二者比較接近。因此，隨著Mg含量的提高，AlMgxSi2Mn合金的條件疲勞極限呈上升趨勢。

圖7 AlMgxSi2Mn合金S-N散點圖Fig.7 S-N scatter diagram of AlMgxSi2Mn alloys

圖8 AlMgxSi2Mn典型斷口形貌Fig.8 Fractographs of AlMgxSi2Mn: (a) Fractograph of AlMg7Si2Mn alloy; (b) Features of crack propagation region of AlMg5.5Si2Mn alloy

疲勞試樣斷裂后用場發(fā)射掃描電鏡觀察斷口形貌，以便深入了解合金的疲勞斷裂機理，典型斷口形貌如圖8(a)所示。由圖8(a)可見，斷口的典型區(qū)域為起源區(qū)、擴展區(qū)和瞬斷區(qū)，裂紋擴展方向是由圖8(a)下方向上方擴展。由于裂紋起源時裂紋擴展緩慢，因此該區(qū)域相對平整；隨著裂紋擴展速率加快，試樣微觀塑性變形加劇，裂紋擴展區(qū)的表面粗糙，最后在瞬斷區(qū)發(fā)生斷裂。圖8(b)所示為AlMgxSi2Mn疲勞試樣斷口擴展區(qū)形貌。由圖8(b)可見，疲勞裂紋在此區(qū)域穩(wěn)步擴展，合金發(fā)生大量塑性變形，因此可以觀察到大量撕裂棱；同時，在斷口表面有清晰的疲勞條帶，在試樣局部疲勞條帶和撕裂棱邊界處發(fā)現(xiàn)了深入α(Al)基體的二次裂紋。

Mg含量對于合金疲勞性能的影響本質(zhì)就是 Mg含量對于微觀組織和屈服強度的影響，前面曾指出，Mg原子大量溶入鋁基體后晶格畸變嚴重，從而起到固溶強化的效果。同時更多的Mg2Si相析出也使得組織屈服強度提高，合金抗疲勞性能提高。在疲勞加載過程中，由于材料所受的應(yīng)力較低，不會發(fā)生宏觀塑性變形，但是材料的塑性會逐漸喪失，最后導致斷裂，因此合金屈服強度的提高有利于延長疲勞壽命[19]。β-Al8Mg5對合金的疲勞性能影響則相對較小，這是由于該相尺寸較小(納米或者亞微米級)無法阻攔位錯行進或者改善位錯分布[16]。另外，位于α(Al)基體上的大量疲勞條帶表明合金的主要斷裂機制為穿晶斷裂。

3 結(jié)論

1) 隨著Mg含量的從5.7%上升至7.2%，合金金相組織沒有明顯變化。組織主要由α(Al)和Mg2Si相組成，也觀察到一些沿晶界分布的Al15(Fe,Mn)3Si2粒子以及少量的Al3Fe粒子，在α(Al)基體上出現(xiàn)大量彌散分布β-Al8Mg5相。

2) 應(yīng)力下降過程中，試樣疲勞壽命明顯提高，并且在應(yīng)力幅值較高時合金疲勞壽命接近，隨著Mg含量的提高，合金條件疲勞極限則由57 MPa上升到75 MPa。

3) AlMgxSi2Mn合金力學性能隨著Mg含量的上升有明顯變化，其中屈服強度由183 MPa上升到202 MPa(10.4%)，斷后伸長率由8.3%降到4.5%，抗拉強度則沒有明顯的變化趨勢。

4) AlMgxSi2Mn合金的疲勞斷口沒有宏觀塑性變形，可清晰地觀察到斷口的裂紋起源區(qū)、擴展區(qū)以及瞬斷區(qū)，斷口處出現(xiàn)大量撕裂棱、疲勞條帶以及二次裂紋，合金的主要斷裂機理為穿晶斷裂。

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