原標題：高強韌Al-Si-Cu-Mg擠壓鑄造合金組織性能研究

摘要：研究了高強韌Al-Si-Cu-Mg擠壓鑄造合金的組織性能。組織分析結果表明，擠壓鑄造合金中組織致密性優良，合金中的共晶Si、含Cu相均勻分布于材料的橫截面。在T6處理后，合金中共晶Si與含Cu相均發生了明顯的球化，時效過程含Cu/Si/Mg納米強化相的析出能夠使屈服強度提升180 MPa以上，同時合金也能保持良好的韌性；力學性能測試結果表明，四元組成的擠壓鑄造Al-9Si-3.4Cu-0.15Mg合金，T6處理后的屈服強度可達到375 MPa以上，抗拉強度可達到423 MPa以上，伸長率可達到9%以上。

擠壓鑄造工藝是結合鑄造和塑性加工特點的先進精確材料成形加工技術。其加工過程中液態金屬在外壓力下充型、凝固、結晶和成形，所得到的鑄件具有內部組織致密、晶粒細小、力學性能良好、表面粗糙度低和尺寸精度高等優點，是高效利用鋁合金材料、構件高性能化和精確化的重要成形技術，相較于壓鑄材料，鋁合金擠壓鑄件可以通過T6熱處理進行時效強化，有效提高其力學性能。目前擠壓鑄造鋁合金主要以Al-Si-Mg合金為主，其具有良好的鑄造性能和耐蝕性，T6處理后通過β''強化相的析出，可使合金的屈服強度提升至250~300 MPa，伸長率為6%~10%。但隨著新一代輕量化擠壓鑄造鋁合金對力學性能要求的提高，需要屈服強度達到350 MPa以上，伸長率大于6%，以滿足鑄造鋁合金承載件的性能需求。目前研究較多的Al-Cu系鑄造合金，雖然能夠達到較高的力學性能指標，但Al-Cu合金的鑄造性能弱于Al-Si合金，壓力鑄造過程易出現鑄造缺陷。而Al-Mg系的鑄造鋁合金鑄造性能以及強度目前難以滿足高強韌鑄造鋁合金的性能需求。

本課題以此為出發點，以鑄造性能優異的Al-Si系合金為基礎，通過Cu、Mg含量的適當匹配，設計制備高強韌的擠壓鑄造鋁合金，分析其微觀組織與力學性能，同時分析T6處理后合金的強化機理。

1、試驗方法

試驗使用99.99%純鋁錠，Al-20Si中間合金，99.95%純Mg錠，99.99%純Cu塊在擠壓鑄造機邊爐內配置試驗合金，合金設計成分為Al-9Si-3.5Cu-0.15Mg，光譜檢測實際成分見表1。首先在機邊爐內熔煉純鋁錠，而后在730~750 ℃溫度下依次加入Si、Mg、Cu元素原料進行熔化，而后對熔體使用高純氬氣除氣精煉20 min。合金使用Al-10Sr中間合金進行Si變質處理，細化共晶Si組織。熔煉完成后進行擠壓鑄造試驗，試驗使用HVSC-400T型擠壓鑄造機，其中熔體澆注溫度710~750 ℃，擠壓力50~60 MPa，試驗使用直徑6 mm的拉伸試棒模制備擠壓鑄造拉伸試棒，其尺寸見圖1，試棒模具溫度240~260 ℃。

表1 擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金的光譜檢測成分 %

圖1 擠壓鑄造拉伸試棒示意圖

試棒取拉伸段的橫截面進行微觀組織分析，使用NETZSCH DSC204進行鑄態試樣的DSC曲線分析，使用phenom XI掃描電鏡(SEM)進行微觀組織的觀察分析，使用DDL200拉伸試驗機進行拉伸性能測試；而后對鑄態試樣進行T6處理，490 ℃×4 h固溶處理后水淬，而后進行170 ℃×6 h的時效處理，觀察T6處理后的微觀組織以及拉伸性能測試；通過JEM-2100場發射透射電鏡(TEM)觀察時效后的納米強化相析出，最后進行拉伸斷口的掃描電鏡觀察。

2.試驗結果與討論

圖2為擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金試棒橫截面從試棒邊部到心部再到邊部的均勻性對比。可以看出，擠壓鑄造試棒橫截面的微觀組織較為均勻，其中的白色相為含Cu相，主要為θ-Al2Cu相與Q-AlCuMgSi相，在試棒橫截面分布較為均勻，未出現明顯的偏聚，這有利于合金力學性能的均勻穩定。

圖2 擠壓鑄造試棒橫截面微觀組織均勻性

圖3為擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金高倍微觀組織。可以看出，合金微觀組織主要由黑色的α-Al相、灰色的共晶Si相以及白色的θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相組成，其中兩種含Cu相的能譜測試結果見圖3e、圖3f。θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要沿α-Al的晶界分布，通過圖3c、圖3d可知，θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要呈現短桿狀和塊狀，另外合金中的共晶Si主要呈現細小絨毛狀，熔煉過程的Sr變質對共晶Si相起到了良好的變質細化作用，細小的共晶Si形態有利于固溶處理過程Si顆粒的球化分散以及力學性能的提高。

圖4為鑄態Al-Si-Cu-Mg合金的升溫DSC曲線。可以看出，在505 ℃的位置出現了θ-Al2Cu相的吸熱熔化峰，而后在約525 ℃出現了Q-AlCuMgSi相的吸熱熔化峰，之后在570 ℃左右出現了共晶Si的熔化峰。DSC的結果表明，合金的固溶溫度最高不能超過505 ℃，所以T6處理試驗以此為依據，并考慮熱處理可能出現的溫度波動，設定固溶溫度為495 ℃。

(a) 基體組織   (b)析出相形貌   (c) 含Cu相形貌   (d)共晶Si形貌  (e) Q-AlCuMgSi相EDS  (f)θ-Al2Cu相EDS
圖3 擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金的SEM和EDS分析

圖4 鑄態Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲線

圖5a和圖5b為固溶處理后Al-Si-Cu-Mg合金的SEM微觀組織。可以看出，合金在經過固溶處理以后，共晶Si相和Al2Cu相均發生了明顯的球化，Al2Cu相發生了明顯的回溶，從圖5c和圖5d可以看出，共晶Si相主要呈現近球化的顆粒狀，Al2Cu相也主要以近似球化的顆粒狀存在。這種固溶處理后合金相的球化、分散，固溶處理過程合金元素的回溶，有助于合金韌性的提高。

表2為Al-Si-Cu-Mg合金T6處理后的力學性能，可以看出，相較于鑄態下合金的力學性能，T6處理后合金的屈服強度和抗拉強度有明顯的提升，屈服強度超過375 MPa，抗拉強度超過420 MPa，同時合金保持7%~9%的良好伸長率，較Al-Si-Mg擠壓鑄造合金性能有明顯提升，具有高強高韌的力學性能。

在進行T6熱處理之后，合金的屈服強度從175 MPa顯著提升至375 MPa以上，可見擠壓鑄造合金可進行充分的T6處理并使其性能顯著提升，在性能上相較于常規壓鑄件有明顯的優勢。圖6為時效處理后Al-Si-Cu-Mg合金納米強化相的析出的TEM圖像及其對應的選區衍射斑點。結合有關的文獻報道以及圖6c和圖6d可知，在Al-Si-Cu-Mg合金的時效過程中主要有θ'以及β''納米強化相的析出，并且在Cu含量較高時，條狀的θ'納米相析出占據較為主要的貢獻[16,17]，從圖6a中可以看出，在Al-Si-Cu-Mg合金中Cu含量達到3.41%時，時效過程析出了數量較多的條狀θ'相，同時也有一定數量的β''相析出，不同納米強化相的析出共同起到了強化合金力學性能的作用。擠壓鑄造相較于重力鑄造，形成的鑄態組織更加細小，晶界含Cu相的尺寸也更小、更均勻。這種鑄態組織能夠使Cu在固溶處理后更加充分地回溶于基體，同時使晶界的含Cu相殘留更少；這既有利于時效過程高密度θ'相的充分析出，同時晶界上較少的含Cu相殘余也有助于合金保持較好的伸長率。所以，以擠壓鑄造方式進行高Cu低Mg合金配比的Al-Si-Cu-Mg成分合金制備，能夠得到高強度、高伸長率的鑄造鋁合金材料。

(a) SEM圖1, (b) SEM圖2; (c) 含Cu相與Si顆粒1, (d)含Cu相與Si顆粒2
圖5 T6處理后Al-Si-Cu-Mg合金的微觀組織

表2 鑄態與T6處理后合金的拉伸性能

圖7a和圖7b為3號和5號T6拉伸試樣的拉伸斷口組織。可以看出，斷口組織中出現了較為均勻的韌窩形態，球化的硬質Si顆粒在拉伸過程易出現應力集中形成斷裂源，均勻彌散的Si顆粒能夠一定程度分散拉伸過程的應力集中且形成均勻的韌窩組織，3號試樣這種較為均勻致密的斷口形態也能反映出合金相對較高的伸長率。而5號試樣的斷口組織則出現了尺寸較大的長片狀Al2Cu相，斷口組織的均勻性也較差，反應在伸長率上也說明了組織的不均勻性導致合金韌性的下降。

(a) TEM圖像; (b) 選區衍射斑點; (c) β''相的HRTEM圖像; (d) θ'相的HRTEM圖像
圖6 時效處理后Al-Si-Cu-Mg合金納米強化相的析出

(a) 3號試樣                   (b) 4號試樣
圖7 T6拉伸試樣的拉伸斷口組織

3、結論

（1）擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金試棒橫截面的組織分布較為均勻，Cu和Mg在中主要形成θ-Al2Cu、Q-AlSiCuMg相，T6熱處理后，含Cu相與共晶Si相出現了明顯的球化現象，Cu與Mg在固溶處理過程中向基體中回溶。

（2）擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金在T6處理后，屈服強度與抗拉強度有顯著提高，分別達到375 MPa和423 MPa，伸長率為7%~9%，顯現出良好的強韌性指標，T6處理后，合金中主要析出了θ'以及β''納米強化相，有效強化了合金的力學性能，同時T6處理后彌散均勻的共晶Si顆粒以及含Cu相又有利于合金韌性的提高。

作者：

范衛忠 黃建良 閆俊
華勁新材料研究院（廣州）有限公司

王東濤 張海
蘇州大學高性能金屬結構材料研究院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第4期