摘要：研究了Sr變質及不同熱處理狀態(tài)對Al-Si-Mg 系合金組織構成、共晶硅形貌、力學性能及斷裂模式等方面的影響，提出通過調控共晶硅形貌及減少Al（Fe，Mn）Si等硬脆相數(shù)量及尺寸，改善Al-Si-Mg系鑄造合金塑性的途徑。結果表明，添加Sr后，相互交叉呈“直片狀”的共晶硅變質為 “細小羽毛狀”形態(tài)，合金斷后伸長率提升137%，強度提升不明顯；熱處理可通過對共晶硅的熔斷與球化，實現(xiàn)鋁合金斷裂模式與力學性能的改變，人工時效處理可提升合金屈服強度73%，固溶處理可提升合金斷后伸長率97%，淬火溫度對2#鋁合金T6處理的力學性能影響較大，淬火溫度為530 ℃時，經(jīng)200 ℃人工時效處理后，鋁合金抗拉和屈服強度分別較鑄態(tài)提高14%和100%，斷后伸長率與鑄態(tài)持平，顯示出較為優(yōu)良的綜合力學性能。

關鍵詞：Al-Si-Mg合金 Sr 共晶硅形貌 力學性能 斷裂模式

中圖分類號：TG113 " 文獻標志碼：B " DOI： 10.19710/J.cnki.1003-8817.20240033

The Influence of Sr amp; Heat Treatment on the Morphology of Eutectic Silicon and Mechanical Properties of Al-Si-Mg Alloy

Zhang Xin， He Mingxue， Li Wei， Wu Ning， Xie Lianqing， Xu Chenglin

（Commercial Vehicle Development Institute， FAW Jiefang Automobile Co.， Ltd.， Changchun 130011）

Abstract： This paper analyzes the effects of Sr elements and different heat treatment states on the microstructure， eutectic silicon morphology， mechanical properties， and fracture mode of Al-Si-Mg alloy. The paper also proposes a way to improve the plasticity of Al Si Mg cast alloys by regulating the morphology of eutectic silicon and reducing the number and sizes of hard and brittle phases such as Al （Fe， Mn） Si. The results show that， after Sr modification， the straight sheet eutectic silicon is transformed into fine feather shaped eutectic silicon， the elongation of the aluminum alloy increases by 137% compared to unmodified， while the alloy strength doesn’t improve significantly. After heat treatment， eutectic silicon undergoes melting and spheroidization， changing the fracture mode and mechanical properties of the aluminum alloy. After artificial aging and solid solution treatment， the yield strength and the elongation of the aluminum alloy increase by 73% and 97% respectively compared to the cast state. The quenching temperatures have a significant impact on the mechanical properties of the 2# alloy by T6 treated. When the quenching temperature is 530 ℃， after artificial aging treatment， the tensile and yield strength of the aluminum alloy are increased by 14% and 100% respectively compared to the cast state， and the elongation remains unchanged， demonstrating superior comprehensive mechanical properties.

Key words：Al-Si-Mg alloy， Strontium， Morphology of eutectic Si， Mechanical property， Fracture mode

1 前言

Al-Si-Mg 系鑄造合金是在Al-Si系合金基礎上添加一定量Mg元素形成的一種特殊合金，該系合金具有凝固溫度區(qū)間小、流動性好、收縮率低、熱裂傾向小、不易形成鑄造裂紋等性能特點，適用于制造復雜、薄壁、大型或有密封性要求的鑄件，在汽車、機械、航空、航天等工業(yè)領域廣泛應用[1-2]。

部分應用場景除要求Al-Si-Mg 系合金具有良好的鑄造工藝性能外，還需具有較強的力學性能。對Al-Si-Mg 系合金而言，主成分確定后，合金的力學性能往往與其組織形態(tài)、晶粒大小及熱處理狀態(tài)等因素相關。目前，行業(yè)內一方面通過向Al-Si-Mg 系合金中添加變質劑，改善共晶硅形貌，提升合金力學性能，另一方面，還可通過合金固溶、時效等熱處理方式，提升Al-Si-Mg 系合金力學性能[3-4]。

以汽車行業(yè)常用的Al-Si-Mg 系亞共晶鋁合金為基礎，研究采用Sr變質及不同熱處理狀態(tài)對Al-Si-Mg 系合金組織構成、共晶硅形貌、合金力學性能及斷裂模式等方面的影響，為汽車用Al-Si-Mg 系材料開發(fā)與力學性能調控提供參考。

2 試驗方法

2.1 試樣制備

采用熔煉爐分別熔煉2種Al-Si-Mg 系亞共晶鋁合金。其中1#鋁合金不含Sr元素，2#鋁合金Sr添加量為0.02 %（質量分數(shù)）。2種合金的其余元素種類與含量均相近，如表1所示。

2.2 試驗方法

對2#壓鑄試棒分別進行人工時效、固溶處理與T6處理。其中固溶和T6處理的淬火分別采用490 ℃和530 ℃2種溫度進行。熱處理工藝參數(shù)如表2所示。

采用OLYMPUS金相顯微鏡、ZEISS場發(fā)射掃描電鏡對2種鋁合金樣品進行金相組織、共晶硅與斷口形貌分析；采用X射線能譜儀（Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy，EDX）分析2種鋁合金樣品的相成分構成；采用MTS拉伸試驗機進行2種鋁合金壓鑄試棒的力學性能測試，拉伸速度控制為2 mm/min。

3 試驗結果與討論

3.1 金相組織分析

1#和2#合金在鑄態(tài)及不同熱處理狀態(tài)下的金相組織如圖2所示。由圖2a、圖2b對比可知：未經(jīng)Sr變質的1#合金鑄態(tài)組織主要為長直條及短桿狀共晶硅+α-Al固溶體+塊狀及條狀的Al（Fe，Mn）Si相，共晶硅長度分布在5～25 μm范圍內，中添加質量分數(shù)為0.02%Sr的進行變質處理后，長直條及短桿狀共晶硅明顯細化，呈細小珊瑚狀分布在α-Al固溶體邊界，此時共晶硅長度lt;5 μm；2#合金鑄態(tài)組織主要為細小珊瑚狀共晶硅+α-Al固溶體+塊狀及條狀的Al（Fe，Mn）Si相。上述觀察結果表明，采用Sr變質可顯著細化Al-Si-Mg 系鋁合金中的共晶硅。

圖2c～圖2g和圖3所示為2#合金不同熱處理狀態(tài)下的金相組織。2#合金經(jīng)200 ℃人工時效處理3 h后，金相組織與鑄態(tài)較為接近，主要為細小珊瑚狀共晶硅+α-Al固溶體+塊狀及條狀的Al（Fe，Mn）Si相（見圖2c）。但仔細對比圖3a和圖3b還可發(fā)現(xiàn)，時效處理后的共晶硅較鑄態(tài)分布更密集。在2 000倍光學顯微鏡下觀察，已難分辨共晶硅之間的間隙。分析認為可能與時效處理后共晶硅發(fā)生粗化有關。

2#合金經(jīng)不同固溶溫度處理后，與鑄態(tài)及時效態(tài)組織相比，主要發(fā)生2個方面的變化。一是共晶硅發(fā)生熔斷并球化，由鑄態(tài)的細小珊瑚狀變?yōu)辄c狀、球狀形態(tài)，且較為均勻地分布在α-Al固溶體之間。其中固溶溫度對共晶硅形貌的影響主要體現(xiàn)在粒狀共晶硅尺寸上。當固溶溫度為490 ℃時，共晶硅粒徑均值約為2.4 μm；當固溶溫度為530 ℃時，共晶硅發(fā)生輕微長大，粒徑均值約為2.7 μm（圖2d～圖2e和圖3c～圖3d）。二是組織中的塊狀及條狀Al（Fe，Mn）Si相發(fā)生部分溶解，其中條狀Al（Fe，Mn）Si相較塊狀Al（Fe，Mn）Si相溶解更充分，部分Al（Fe，Mn）Si相邊界已模糊不清。此外還可發(fā)現(xiàn)，在530 ℃下固溶時，合金中Al（Fe，Mn）Si相較490 ℃下固溶更充分，但仍殘存部分鑄態(tài)Al（Fe，Mn）Si相，未能完全溶解（圖3c～圖3d）。2#鋁合金在490 ℃和530 ℃下固溶3 h后的組織主要為點狀、球狀共晶硅+α-Al固溶體+部分邊界已溶解的塊狀及條狀Al（Fe，Mn）Si相。2種固溶溫度下，組織均未見過燒現(xiàn)象。

2#合金在不同T6處理工藝下的組織形態(tài)與固溶態(tài)相近，組織主要為點狀、球狀共晶硅+α-Al固溶體+部分邊界已溶解的塊狀及條狀的Al（Fe，Mn）Si相，如圖2f～圖2g和圖3e～圖3f所示。

3.2 共晶硅形態(tài)分析與轉變機制

為進一步探究添加Sr元素及不同熱處理狀態(tài)對Al-Si-Mg 系合金共晶硅形貌的影響，明晰共晶硅形貌轉變機制，對1#和2#鋁合金鑄態(tài)及不同熱處理態(tài)下的組織進行腐蝕，觀察共晶硅三維形貌。

由圖4a、圖4b形貌對比可知：未經(jīng)Sr變質的1#合金鑄態(tài)下共晶硅呈相互交叉的直片狀立體形態(tài)，與圖2a中共晶硅呈長直條及短桿狀的二維形態(tài)對應；采用Sr元素變質處理后，2#合金鑄態(tài)下共晶硅呈相互連接的“細小羽毛狀”形態(tài)，與圖4a中直片狀共晶硅形貌相比，共晶硅明顯細化。研究表明[6-7]，Al-Si合金添加Sr元素后，在合金凝固過程中，Sr附著在共晶硅固液界面前沿，阻礙共晶硅以臺階機制生長成塊狀或片狀。同時，Sr的加入改變了硅原子堆垛次序，并在共晶硅中產(chǎn)生大量孿晶，進而改變共晶硅的生長方向，實現(xiàn)共晶硅形貌調控。

如圖5所示為2#合金共晶硅形貌放大。如圖4c所示，2#合金經(jīng)人工時效處理后，共晶硅三維形貌與鑄態(tài)相近，但細小羽毛狀結構呈粗化趨勢，且分枝間溝痕加深（圖5b）。分析認為，人工時效處理可加速共晶硅的熔斷與長大。但由于人工時效溫度較低且熱處理時間短，共晶硅難以完全熔斷。因而2#合金經(jīng)人工時效處理后，共晶硅較鑄態(tài)下的細小羽毛狀分枝特征粗化、分枝間溝痕加深，與前述金相組織分析呈現(xiàn)的時效處理后共晶硅較鑄態(tài)分布更密集、間距更小的現(xiàn)象一致。

在490 ℃固溶處理3 h后，2#合金的共晶硅呈短桿狀、粒狀分布在α-Al固溶體上，見圖4d。部分短桿狀共晶硅相互連接，仍可隱約觀察到鑄態(tài)共晶硅的枝晶形貌特征，可能與固溶處理溫度偏低或保溫時間不足有關。當固溶溫度升至530 ℃，同樣保溫3 h后，2#合金的粒狀共晶硅數(shù)量占比明顯增多，短桿狀共晶硅數(shù)量占比則有所降低，見圖4e。

2#合金在不同T6處理工藝下的共晶硅形貌與固溶態(tài)相近，如圖4f、圖4g所示。

圖6和圖7所示分別為2#合金在鑄態(tài)及高溫固溶態(tài)下的共晶硅EDS面掃描。EDS分析結果表明，“細小羽毛狀”及“短桿狀”相為共晶硅，周邊基體為α-Al固溶體。

通過上述2種鋁合金的金相組織與共晶硅形態(tài)分析可知，調控Al-Si-Mg系合金共晶硅形貌的手段主要有2種：一方面可通過向Al-Si系合金中添加變質元素（如Sr），改變硅原子堆垛次序及共晶硅生長方向，實現(xiàn)共晶硅形貌調控，將粗大直片狀共晶硅細化，最終呈“細小羽毛狀”形態(tài)特征；另一方面，可通過改變熱處理工藝參數(shù)調控共晶硅形貌。熱處理對共晶硅形貌的影響主要體現(xiàn)在共晶硅的?；D變上，該轉變可為分共晶硅熔斷和球化2個階段。隨著熱處理溫度升高，共晶硅活化能增大，擴散速度加快，在共晶硅孿晶缺陷及枝晶分枝等薄弱部位首先發(fā)生共晶硅熔斷，直片狀共晶硅分割呈短片狀實現(xiàn)共晶硅細化；隨著熱處理溫度進一步升高及時間進一步延長，位于外層及尖角處的共晶硅因活化能較大，發(fā)生不斷溶解并向內收縮，且兩端棱角鈍化，圓整度不斷提升[8]，最后形成短桿狀、球狀共晶硅（圖8）。若熱處理溫度過高或保溫時間過長，短桿狀、球狀共晶硅將不斷聚集長大，最終呈現(xiàn)粗化形態(tài)。

3.3 力學性能分析

1#和2#合金在鑄態(tài)及不同熱處理狀態(tài)下的力學性能試驗結果如圖9和表3所示。未經(jīng)Sr變質的1#合金鑄態(tài)下抗拉、屈服和斷后伸長率均值分別為295 MPa、148 MPa和3.0%；經(jīng)Sr變質處理的2#合金抗拉、屈服和斷后伸長率均值分別為299 MPa、142 MPa和7.1%。經(jīng)Sr變質處理后，合金抗拉和屈服強度變化不大，但斷后伸長率提升了137%。

2#合金經(jīng)200 ℃保溫3 h人工時效處理后，合金抗拉強度較鑄態(tài)提升了15%，達到345 MPa；屈服強度則呈大幅提升趨勢，提升了73%，達到245 MPa；斷后伸長率由鑄態(tài)下的7.1%降為3.8%，降幅46%。上述結果表明，采用200 ℃人工時效3 h，大幅提升了合金的屈服強度，抗拉強度明顯提升，但延伸率顯著降低。上述性能變化可能與以下因素有關：a.共晶硅時效后發(fā)生粗化現(xiàn)象，導致合金塑性降低；b.2#合金采用高真空壓鑄工藝制備，該工藝下合金冷卻速度極快，組織為非平衡狀態(tài)且組織內具有較高能量。人工時效處理后，組織中的亞穩(wěn)相析出，提升了合金的屈服和抗拉強度，降低了延伸率。但同時也需注意，對不同鋁合金成分體系，當采用不同時效溫度、時效時間等參數(shù)時，合金內相轉變也不盡相同，因而時效工藝對鋁合金強度、塑性的影響也可能發(fā)生變化。

不同固溶溫度下，2#合金的力學性能變化如下：490 ℃保溫3 h再經(jīng)水淬處理后，2#合金的抗拉、屈服強度分別較鑄態(tài)降低19%和22%，斷后伸長率則提升97%；當采用較高溫度530 ℃保溫3 h再經(jīng)水淬處理后，2#合金的抗拉、屈服強度分別較鑄態(tài)降低10%和11%，低于490 ℃固溶處理下的強度性能降幅，其斷后伸長率則與490 ℃固溶一致，均較鑄態(tài)提升了97%。上述不同固溶溫度對2#鋁合金的性能影響分析如下。一方面，固溶處理后，合金內第二相（如Al（Fe，Mn）Si、β-Mg2Si）部分或全部固溶到α-Al固溶體，形成單相α-Al固溶體。由于第二相部分溶解造成的固溶強化作用低于原第二相質點對位錯運動的阻力，因而合金強度性能降低。但隨固溶溫度提高，固溶強化效果增強，進而較高溫度（530 ℃）條件下固溶后，強度性能降幅縮小[9]。另一方面，合金內共晶硅由鑄態(tài)下的“細小羽毛狀”轉為“短桿狀、球狀”，降低了共晶硅對α-Al固溶體的割裂作用，大幅提升合金塑性。

不同淬火溫度對2#合金T6處理的力學性能影響如下：當采用較低溫度（490 ℃）保溫3 h淬火，再經(jīng)200 ℃人工時效3 h時，合金的抗拉和屈服強度分別較鑄態(tài)下降了28%和14%，為214 MPa和122 MPa；斷后伸長率則較鑄態(tài)提升41%，斷后伸長率達到10%。上述T6熱處理工藝下，2#合金力學性能與固溶態(tài)較為接近。但與鑄態(tài)強度性能相比，不僅沒有提升，還呈現(xiàn)大幅下降趨勢。若將淬火溫度提升至530 ℃，保溫時間不變，再經(jīng)相同工藝下的人工時效處理，2#合金抗拉和屈服強度則較鑄態(tài)分別提高了14%和100%，為342 MPa和284 MPa，斷后伸長率與鑄態(tài)持平，為7.1%，顯示出優(yōu)良的綜合力學性能。分析認為，在較低溫度（490 ℃）固溶處理再經(jīng)人工時效處理后，2#合金力學性能異常的可能原因如下：鋁合金固溶處理的目的是獲得溶質和空位雙過飽和的固溶體，為后續(xù)時效處理時的強化相析出創(chuàng)造條件，因而固溶處理時，鋁合金中強化相溶入固溶體中越充分，且固溶體成分越均勻，時效處理后合金力學性能越強。一般來說，淬火溫度越高，上述過程進行越完全[9]。若淬火溫度較低，鋁合金中強化相難以完全溶解，后續(xù)時效處理過程中，合金強化相析出不足導致強度降低。但對2#合金經(jīng)490 ℃保溫3 h后淬火，再經(jīng)200 ℃人工時效3 h后的材料抗拉強度低于僅經(jīng)490 ℃固溶3 h時的抗拉強度現(xiàn)象，還有待進一步深入研究。

3.4 斷口形貌分析

1#和2#合金在鑄態(tài)及不同熱處理狀態(tài)下的拉伸斷口微觀形貌如圖10所示。2#合金不同熱處理狀態(tài)下的拉伸斷口縱向形貌如圖11所示。

1#合金鑄態(tài)下呈準解理斷裂，斷裂面可見二次裂紋（圖10a），表明合金塑性較低，呈脆性斷裂；2#合金鑄態(tài)下同樣呈準解理斷裂，但斷口上存在部分因塑性變形產(chǎn)生的撕裂嶺（圖10b），表明2#合金斷口較1#合金變形更充分，且具有相對較優(yōu)的塑性變形能力，該斷口形貌特征與前述力學性能分析結果一致。此外，結合圖11a還可知，2#合金鑄態(tài)下沿共晶硅和Al（Fe，Mn）Si等脆性相處發(fā)生開裂，因而可通過調控共晶硅形貌及減少Al（Fe，Mn）Si等脆性相數(shù)量和尺寸等措施，提升鋁合金的塑性。

2#合金的時效態(tài)斷口與其鑄態(tài)相近，斷口上均存在一定撕裂嶺形態(tài)，但該斷口同時也存在數(shù)量較多的平整解理面，見圖10c，表明2#合金人工時效態(tài)下的塑性變形能力雖優(yōu)于1#合金鑄態(tài)，但仍低于2#合金鑄態(tài)。圖11b同樣表明，時效態(tài)下的2#合金同樣沿細小共晶硅處發(fā)生開裂。

經(jīng)490 ℃和530 ℃固溶3 h后的2#合金斷口布滿韌窩，（圖10d和10e），呈典型韌性斷裂特征，表明上述固溶處理狀態(tài)下，合金具有優(yōu)良的塑性變形能力。此外，還可發(fā)現(xiàn)斷口韌窩附近存在粒狀共晶硅，結合圖11c和圖11d可知，固溶態(tài)下2#合金沿粒狀共晶硅發(fā)生開裂。

不同T6熱處理狀態(tài)下的2#合金斷口形貌見圖10f和圖10g。T6狀態(tài)下，2#合金斷口同樣存在較多韌窩，但與固溶態(tài)相比，韌窩數(shù)量與韌窩深度明顯縮減，表明T6處理后，2#合金塑性變形能力有一定程度降低。

綜合上述斷裂形貌分析可知，相比共晶硅及Al（Fe，Mn）Si等硬脆相，α-Al基體具有較好塑性變形能力。因而提升Al-Si-Mg 系鑄造合金塑性的關鍵在于調控共晶硅形貌及減少Al（Fe，Mn）Si等硬脆相數(shù)量及尺寸，延緩并減少鋁合金內裂紋的產(chǎn)生。

4 結論

a. Al-Si-Mg 系合金通過Sr變質改變硅原子堆垛次序及共晶硅生長方向，實現(xiàn)共晶硅細化與改變共晶硅形貌。未經(jīng)Sr變質的鋁合金，鑄態(tài)下共晶硅二維形貌呈長直條及短桿狀，長度在5～20 μm范圍的；三維下觀察，呈相互交叉的直片狀。Sr變質處理后，鋁合金鑄態(tài)下共晶硅二維形貌呈細小珊瑚狀，長度lt;5 μm；三維呈相互連接的“細小羽毛狀”結構。

b. Al-Si-Mg 系合金可通過熱處理手段實現(xiàn)共晶硅的熔斷與球化。經(jīng)人工時效處理后，共晶硅與鑄態(tài)形貌相近，但其“細小羽毛狀”分枝發(fā)生粗化，且分枝間溝痕加深；經(jīng)固溶及T6處理后，共晶硅進一步球化，呈短桿狀、粒狀分布在α-Al固溶體上。

c. Sr變質處理后，Al-Si-Mg 系合金的斷后伸長率由變質前的3%提升至7.1%，提升了137%。但Sr變質處理對合金強度影響不明顯。

d. 人工時效處理大幅提升了2#合金的屈服強度，由鑄態(tài)下142 MPa提升至245 MPa，提升73%；明顯提升合金的抗拉強度，由鑄態(tài)299 MPa提升至345 MPa，提升15%；但顯著降低合金的斷后伸長率，由鑄態(tài)下7.1%降為3.8%，降幅46%。

e. 不同固溶處理溫度對2#合金的強度性能影響較大，但對斷后伸長率影響較小。當采用490 ℃固溶3 h后，合金抗拉、屈服強度分別較鑄態(tài)降低19%和22%；當固溶溫度提升至530 ℃，固溶3 h后，合金抗拉、屈服強度較鑄態(tài)分別降低10%和11%，明顯低于490 ℃固溶處理下的強度性能降幅。在490 ℃和530 ℃固溶3 h，2#合金的斷后伸長率均較鑄態(tài)提升了97%，均為14%。

f. 不同淬火溫度對2#合金T6處理的力學性能影響較大。當淬火溫度為490 ℃，再經(jīng)人工時效處理后，合金抗拉和屈服強度分別較鑄態(tài)下降28%和14%，斷后伸長率較鑄態(tài)提升41%。分析推測該淬火溫度下，鋁合金內第二相固溶不充分，影響后續(xù)人工時效時材料力學性能的提升。當淬火溫度提升至530 ℃，再經(jīng)人工時效處理后，合金抗拉和屈服強度分別較鑄態(tài)提高14%和100%，斷后伸長率與鑄態(tài)持平，呈現(xiàn)較為優(yōu)良的綜合力學性能。

g. Al-Si-Mg 系合金在鑄態(tài)及人工時效態(tài)下呈準解理斷裂，斷口雖存在部分因塑性變形產(chǎn)生的撕裂嶺，但整體仍呈脆性斷裂；在固溶及T6狀態(tài)下，合金斷口存在較多韌窩，呈典型韌性斷裂。表明固溶及T6態(tài)處理后，合金具有優(yōu)異的塑性變形能力。

h. 對Al-Si-Mg 系鑄造合金而言，α-Al基體較共晶硅及Al（Fe，Mn）Si等硬脆相具有較好的塑性變形能力。因而提升Al-Si-Mg 系鑄造合金塑性的關鍵在于調控共晶硅形貌及減少Al（Fe，Mn）Si等硬脆相數(shù)量及尺寸，進而延緩及減少鋁合金內裂紋產(chǎn)生。

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