胡歐林 李鵬飛 蘆富敏 張恒華 孫保良 楊弋濤

(1. 上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444; 2.上海匯眾汽車制造有限公司，上海 200122)

鑄造鋁合金因質(zhì)輕和抗蝕性能、導(dǎo)電性能、導(dǎo)熱性能和比強度高等特點及無低溫脆性、易加工成型等優(yōu)點，在航空航天等許多重要國防部門以及在機械制造業(yè)、化工、電力和儀表等輕工部門得到廣泛的應(yīng)用[1]。Al-Si-Mg系合金具有良好的力學(xué)性能、物理性能、耐腐蝕性能和較好的機械加工性能，是鑄造鋁合金中用途最廣的合金之一，并因其優(yōu)良的鑄造性能、高比強度等而成為鋁制汽車、摩托車輪轂的首選材料[2]。近年來，鋁合金輪轂裝車率持續(xù)提高，尤其是歐美市場，除轎車輪轂外，客車、輕型卡車鋁合金輪轂的裝車率也較快上升，汽車零部件產(chǎn)業(yè)的競爭日趨劇烈，對輪轂材料力學(xué)性能的要求也越來越嚴(yán)格[3]。然而傳統(tǒng)Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能不佳，已無法滿足對于力學(xué)性能要求較高的汽車承重零部件的安全使用要求。且在生產(chǎn)實際中，經(jīng)常發(fā)現(xiàn)對不同廠家同一牌號的合金錠進行重熔鑄造，最終的性能卻存在明顯差異，這主要是由于合金中主要元素含量和其他細化變質(zhì)的合金元素成分不同導(dǎo)致的[4]。

因此，為提高傳統(tǒng)鑄造Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能，本文以Al-Si-Mg系合金為研究對象，通過調(diào)整Mg、Cu元素含量，并通過T6處理提高合金的性能，研究Mg、Cu含量變化對合金組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，并揭示影響機制。

1 試驗材料與方法

試驗材料采用A356鋁合金、工業(yè)純鋁、Al-40%Cu、Al-20%Sr中間合金(變質(zhì)劑)、精煉劑等。其中A356鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為：6.5%～7.5% Si，0.25%～0.45% Mg，0.2% Ti，0.2% Fe，Al余量。分別調(diào)整Mg(0.2%～0.8%)含量和Cu(0.1%～0.5%)含量，研究合金元素對Al-Si-Mg系合金組織與性能的影響。熔煉合金的化學(xué)成分范圍如表1所示。

表1 熔煉合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the molten alloy (mass fraction) %

熔煉時按照比例配置爐料，每批爐料只改變一種合金元素的含量，鋁液質(zhì)量約3 kg。工藝參數(shù)為：環(huán)境相對濕度30%(40%，熔煉溫度700～720 ℃，升溫時間2 h，保溫時間30 min，精煉劑主要成分為KCl、NaCl、NaF和Na2SiF6，用鐘罩將精煉劑分批壓入熔液面下約2/3處，然后用石墨棒攪拌2 min，而后靜置20 min。

靜置結(jié)束后，加入鋁鍶變質(zhì)劑，變質(zhì)溫度不超過740 ℃，變質(zhì)時間約10 min；合金精煉后需盡快澆注完畢，砂型鑄造應(yīng)控制在40 min內(nèi)，金屬型鑄造應(yīng)控制在2 h內(nèi)，否則，要重新進行精煉、變質(zhì)[5]。澆鑄完畢后進行T6熱處理，具體工藝為：540 ℃固溶2 h+60 ℃以下熱水淬火+170 ℃人工時效8 h。

按照GB/T 228—2002《金屬材料 室溫拉伸試驗方法》加工標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒，其尺寸如圖1所示，拉伸試驗在MTS微機控制型萬能試驗機上進行，拉伸速率為2 mm/min，測量3個試樣后取平均值。合金顯微組織觀察在Nikon MA100光學(xué)顯微鏡上進行；掃描斷口形貌分析在HITACHI SU-1510掃描電子顯微鏡上進行。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of size for tensile specimen

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 Mg含量對Al-Si-Mg系合金力學(xué)性能的影響

表2為試驗所用A356鋁合金的力學(xué)性能。將Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)保持在0.4%、Mg含量變化對Al-Si-Mg系合金力學(xué)性能的影響見表3。

表2 A356鋁合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of A356 aluminum alloys

表3 不同Mg含量(wSi=0.4%)的Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of Al-Si-Mg series alloys with different Mg contents(wSi=0.4%)

對比表1和表2可知，Mg含量的變化對鋁合金的力學(xué)性能有顯著影響，當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時，合金的強度最低，抗拉強度僅有258.3 MPa，屈服強度也只有186.8 MPa；當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加至0.4%時，強度明顯提升；當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到0.6%時，合金的抗拉強度和屈服強度達到最高，分別為341.4和307.5 MPa，且斷后伸長率較高，為6.5%，與A356合金相比，均有大幅度提高；當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加到0.8%時，強度基本無變化，但斷后伸長率明顯降低。故初步將Mg的最佳質(zhì)量分?jǐn)?shù)定在0.4%～0.6%。

將Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)保持在0.3%，Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.4%～0.6%之間變化，得到Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能見表4。

表4 不同Mg含量(wSi=0.3%)的Al-Si-Mg系合金的力學(xué)性能Table 4 Mechanical properties of Al-Si-Mg series alloys with different Mg contents(wSi=0.3%)

由表4可知，當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%時，合金的強度最高，抗拉強度達到338.7 MPa，屈服強度達到310.0 MPa；當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%時，斷后伸長率最高，為11.84%；Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時合金的強度相較于0.6%時略有降低,但斷后伸長率有所提升，考慮到后續(xù)試驗中要加入Cu元素，通過Al2Cu相的析出強化來提高強度，因此將Mg的最佳質(zhì)量分?jǐn)?shù)定在0.5%～0.6%。

2.2 Mg含量對Al-Si-Mg系合金組織的影響

圖2為不同Mg含量合金(wSi=0.4%)的顯微組織，主要由鋁基體、共晶Si和Mg2Si強化相組成。

對比圖2發(fā)現(xiàn)，隨著Mg含量的增加，合金的二次枝晶臂間距減小，由最初的40 μm減小至30 μm左右，同時在固溶過程中溶入α-Al基體的Mg、Si增多，經(jīng)時效處理后，Mg2Si析出強化相凝聚細化[6]，從而對合金起到強化作用；隨著Mg含量的增加，合金中Mg2Si強化相增多，合金強度升高。

圖3為不同Mg含量合金(wSi=0.4%)的拉伸試樣斷口形貌。圖3中的斷口形貌表現(xiàn)為典型韌窩斷口特征，均為塑性斷裂，斷口纖維區(qū)較多。

圖2 不同Mg含量Al-Si-Mg合金(wSi=0.4%)的顯微組織Fig.2 Microstructures of Al-Si-Mg alloys(wSi=0.4%) with different Mg contents

圖3 不同Mg含量Al-Si-Mg合金(wSi=0.4%)的拉伸斷口形貌Fig.3 Fracture morphologies of Al-Si-Mg alloys(wSi=0.4%) with different Mg contents

圖3(a,b)中的韌窩呈等軸狀，其中Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%合金的韌窩比Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%合金的大而深，說明前者的塑性更好。圖3(c,d)中的斷口大而淺，韌窩內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了較多的裂紋，說明Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%或0.8%合金的塑性較差。因此，隨著Mg含量的增加，合金的塑性呈先上升后下降的趨勢。

2.3 Cu含量對Al-Si-Mg系合金力學(xué)性能的影響

表5為Cu含量變化對Al-Si-Mg系合金力學(xué)性能的影響。

表5 Cu含量變化對Al-Si-Mg系合金力學(xué)性能影響Table 5 Effect of Cu content on mechanical properties of Al-Si-Mg alloys

由表5可知，維持Si、Mg含量基本不變的情況下，隨著Cu含量的增加，合金的強度有一定幅度的提升。Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時，合金的強度最高，抗拉強度和屈服強度分別達到了351.5和316.5 MPa；Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時，合金的斷后伸長率最高，為8.37%。綜合考慮，將Cu的最佳質(zhì)量分?jǐn)?shù)定在0.3%～0.5%之間。

Cu的添加能在一定程度上提高A356鋁合金的力學(xué)性能，是因為適量的Cu能與合金中的初生α-Al相生成CuAl2強化相，該強化相形成鋁基固溶體，造成晶格畸變，阻礙了位錯的運動，起到固溶強化的作用,可使合金的強度提高；并結(jié)合T6熱處理強化，由于合金元素在鋁中有較大固溶度且隨溫度降低而急劇減小，故鋁合金經(jīng)加熱到一定溫度淬火后，可得到過飽和的鋁基固溶體，這種過飽和的鋁基固溶體放置在室溫或加熱到某一溫度時，其強度、硬度隨時間的延長而提高，塑性、韌性則降低[7]。觀察拉伸試樣發(fā)現(xiàn)，斷口位置普遍集中在標(biāo)距長度1/4和1/3的中間區(qū)段內(nèi)，且斷口形貌為杯錐狀，說明合金具有較好的塑性[8]。

2.4 Cu含量對Al-Si-Mg系合金組織的影響

圖4為不同Cu含量Al-Si-Mg合金的顯微組織，其主要相組成為鋁基體、共晶Si和Al2Cu強化相。

對比圖4發(fā)現(xiàn)，隨著Cu含量的增加，共晶Si由片狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿浬⒎植嫉那驙睿掖笮〔灰?。Al2Cu強化相形成的鋁基固溶體起到了固溶強化的作用[9]，結(jié)合后續(xù)鋁合金的熱處理強化，從而大幅度提高了合金的強度。

圖5為不同Cu含量Al-Si-Mg合金的拉伸試樣斷口形貌。

圖4 不同Cu含量Al-Si-Mg合金的顯微組織Fig.4 Microstructures of Al-Si-Mg alloys with different Cu contents

圖5中的斷口形貌顯示同樣為塑性斷裂，纖維區(qū)也較多。其中Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%或0.5%合金的韌窩呈等軸狀，大而深，說明塑性更好；Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%合金的韌窩大而淺，內(nèi)部有裂紋，說明塑性較差，這與力學(xué)性能的測試結(jié)果相吻合。隨著Cu含量的增加，韌窩周邊形成了塑性變形程度較大的突起撕裂棱，這是由于第二相粒子Al2Cu的增加導(dǎo)致的，它會與基體界面開裂形成韌窩源，隨著應(yīng)力增大、變形量增大，韌窩逐漸撕開，形成了大量的突起的撕裂棱[10]。

3 結(jié)論

(1)當(dāng)Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%，Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.5%～0.6%時，Al-Si-Mg系合金有相對較好的力學(xué)性能，抗拉強度達到333.8 MPa，屈服強度達到298.0 MPa，斷后伸長率為7.42%。

隨著Mg含量的增加，合金的二次枝晶間距減小，Mg2Si強化相增多，起到固溶強化的作用；合金的斷口形貌表現(xiàn)為典型韌窩斷口特征，均為塑性斷裂，斷口纖維區(qū)較多。

(2)當(dāng)Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0%，Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%～0.6%，Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.3%～0.5%時，Al-Si-Mg-Cu系合金有相對較好的力學(xué)性能，抗拉強度達到350.9 MPa，屈服強度達到304.4 MPa，斷后伸長率為6.96%。隨著Cu含量的增加，共晶Si由片狀逐漸轉(zhuǎn)變成細小彌散分布的球狀，且大小不一；Al2Cu強化相所形成的鋁基固溶體對合金可起到強化作用；合金的斷裂同樣為塑性斷裂，纖維區(qū)較多，韌窩周邊形成了變形程度較大的突起撕裂棱。