Cu，Ce對Al-7Si-0.35Mg合金顯微組織和力學(xué)性能的影響*

袁武華，孫 莉

(湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410082)

隨著汽車工業(yè)的發(fā)展，提高零部件的安全性、延長使用壽命、縮短生產(chǎn)周期成為節(jié)能環(huán)保大主題下的必然趨勢.這對所選材料的力學(xué)性能提出了更高的要求.鋁硅合金因其良好的鑄造性能、焊接性能和耐磨性能，被廣泛應(yīng)用于船舶零件、汽缸體蓋及電力金具等方面[1].Al-7Si-0.35Mg合金是可熱處理強(qiáng)化的鋁硅合金，生產(chǎn)工藝簡單，有相對較高的比強(qiáng)度，且價格低廉，對提高汽車燃料功率有很好的作用[2-3].

合金化是目前獲得高強(qiáng)度鑄造鋁合金的主要途徑之一.研究發(fā)現(xiàn)，Cu元素對鋁硅合金抗拉強(qiáng)度的提高效果顯著[4-5].Muzaffer Zeren等認(rèn)為，Cu添加量為3%～5%時，Al-7Si-0.35Mg合金的硬度和抗拉強(qiáng)度有大幅的提高[5-6].同時，針對合金在鑄造過程易產(chǎn)生的板片狀共晶硅相，工業(yè)上廣泛使用Na鹽、Sr及La等稀土元素對共晶硅相進(jìn)行變質(zhì)處理.Na鹽和Sr對共晶硅有較好的變質(zhì)作用，但存在變質(zhì)有效期短、吸氣傾向大等缺點[7-8].稀土Ce對Al-7Si-0.35Mg合金變質(zhì)效果的研究還比較少.關(guān)于Al-7Si-0.35Mg合金中添加Cu后同時用Ce變質(zhì)的研究更是少有報道.

本文作者采用固定變量法，研究了Al-7Si-0.35Mg合金中同時添加Cu，Ce元素后，合金力學(xué)性能及顯微組織的變化.優(yōu)化出Cu，Ce元素的最佳添加量，以進(jìn)一步提高該合金的力學(xué)性能.

1 實 驗

1.1 合金的制備

熔煉選用的材料為商用A356鑄錠(成分為Al-7Si-0.35 Mg)、純銅以及Al-20Ce中間合金.熔煉時，先將A356鑄錠置于粘土石墨坩堝中，在760 ℃下保溫，直至其熔化.按實驗設(shè)計的合金成分(如表1所示)，加入表面打磨干凈的純Cu，待Cu完全熔化后加入Al-20Ce中間合金，并在730 ℃下保溫45 min.按總爐料質(zhì)量的0.5%添加工業(yè)鋁合金精煉劑，精煉除渣后靜置5～10 min.最后在730 ℃下澆鑄到250 ℃的金屬模具中，獲得的板形鑄錠長寬高尺寸為100 mm×20 mm×120 mm.實驗合金經(jīng)過T6熱處理，具體制度為：505±2 ℃固溶10 h后，室溫水淬火.再于160±1 ℃下時效6 h后空冷.

表1 實驗用合金成分

1.2 性能測試與分析手段

在WDW-E200電子萬能力學(xué)試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗，拉伸速度為1 mm/min.拉伸試樣為直徑6 mm的國家標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，力學(xué)性能為3根試樣的平均值.采用FEI QUANTA 200掃描電鏡、EDS附件和 JEOL JEM 3010型透射電鏡進(jìn)行顯微組織觀察及成分分析.

2 結(jié)果和討論

2.1 力學(xué)性能

圖1為實驗設(shè)計的各成分合金鑄態(tài)及熱處理態(tài)的拉伸性能測試結(jié)果.如圖1(a)所示，Ce含量不變時：鑄態(tài)下，合金的抗拉強(qiáng)度隨Cu含量的增加而提高.添加4.0% Cu元素的合金其鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度比不含Cu時提高了30%左右.Cu元素對合金鑄態(tài)的伸長率影響較小.熱處理后，Al-7Si-0.35Mg合金的抗拉強(qiáng)度為250.8 MPa，伸長率為5.1%[9].Cu添加量在3.4%～3.8%時，合金抗拉強(qiáng)度都超過370 MPa，比Al-7Si-0.35Mg合金的抗拉強(qiáng)度提高50%以上.Cu添加量超過3.8%后，合金的抗拉強(qiáng)度開始下降.添加3.8%以上Cu時，合金的伸長率比Cu含量為3.4%的合金伸長率降低了27%.

Cu含量一定時，Ce對合金鑄態(tài)和熱處理態(tài)的抗拉強(qiáng)度影響較小，見圖1(b).在本實驗研究范圍內(nèi)，鑄態(tài)合金的伸長率隨Ce含量的增加而提高.添加0.45%Ce后，合金的伸長率比未變質(zhì)合金的伸長率提高了47%.熱處理后，添加0.15% Ce變質(zhì)的合金伸長率從4.2%增加到7.4%，提高了76%.當(dāng)Ce含量超過0.15%后，熱處理態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率隨Ce含量的增加而下降.

w(Cu)/%

w(Ce)/%

2.2 顯微組織觀察與分析

2.2.1 Cu元素對合金鑄態(tài)及熱處理態(tài)顯微組織的影響

圖2(a)～(d)為不同Cu含量合金鑄態(tài)背散射掃描電子照片.由于原子序數(shù)不同，Cu元素在照片中呈現(xiàn)亮白色.表2為圖2(d)中各點的EDS分析，結(jié)合圖2和表2可知，掃描照片中大片深灰色的基底為α(Al)基體，Si在α(Al)基體中溶解度很小.淺灰色的是共晶硅相，Cu含量的變化對共晶硅的形貌沒有很大影響.圖2(d)中C,D點處亮白色方塊狀及近似球狀的相成分較其他點的Cu含量高，與Al元素的原子百分比約為1∶2.據(jù)文獻(xiàn)[6,10]，該相應(yīng)為Al2Cu (θ相).研究表明，在Al-Si系合金中加銅，不形成任何三元化合物.平衡凝固時，Cu在α(Al)基體中的溶解度小，主要以θ(Al2Cu)相的形式存在[11-12].Al2Cu相在凝固過程中的析出主要有兩種方式，一是直接析出塊狀的相，二是在525 ℃的共晶反應(yīng)中析出：L→A1+Al2Cu +Si[13].從圖2(a)～(d)可以看出，鑄態(tài)合金中，Al2Cu相主要在樹枝晶的晶界處析出.隨著Cu含量的增加，Al2Cu相的含量也不斷增加.E點亮白色針狀相為富Ce多元相.圖2(d)中，方塊狀的Al2Cu相內(nèi)有許多細(xì)小的針狀富Ce相生成.

圖2(e)～(h)為不同Cu含量的合金經(jīng)T6處理后的背散射掃描電子照片.熱處理后，晶界上大部分的θ(Al2Cu)相已經(jīng)固溶到Al基體中.Al-Si-Cu-Mg合金中主要的時效脫溶相為θ序列和β序列：αsss→GP區(qū)→θ’’→θ’→θ相(Al2Cu)和αsss→GP區(qū)→β’’→β’→β相(Mg2Si)[14-15].銅與鋁的晶格常數(shù)相差較大，由Al-Cu相圖可知，銅在鋁基體中的極限固溶度為5.65%.Shabestari S G，Moemeni H等人研究發(fā)現(xiàn)，在Al-7Si-0.35Mg合金中加入銅元素后，鋁點陣發(fā)生很大畸變，產(chǎn)生有效的強(qiáng)化作用.在一定范圍內(nèi)，隨著銅含量的提高，合金強(qiáng)度急劇升高[16].圖2(h)中，Cu含量為4%的合金經(jīng)熱處理后，塊狀的Al2Cu相未固溶完全.針狀富Ce相在熱處理后并未消失，它雜亂地分布在晶界上，會引起晶格畸變、晶界缺陷等.這些因素導(dǎo)致添加4.0%的Cu后，T6態(tài)合金的強(qiáng)度和塑性不如Cu含量不超過3.8%的合金.

表2 圖2(d)中各點的EDS分析

2.2.2 Ce元素對合金鑄態(tài)及熱處理態(tài)顯微組織的影響

圖3(a)～(d)為不同Ce含量的合金鑄態(tài)二次電子掃描照片.從圖3(a)可以看出，未添加Ce變質(zhì)處理時，共晶硅大部分呈粗大的板條狀，長度為30～50 μm，其余為針狀.共晶硅在晶界交匯處團(tuán)聚，分布不均.添加0.15%的Ce后，共晶硅的長度縮短為20～30 μm，呈短桿狀，無明顯尖角，如圖3(b)所示.Ce添加量為0.3%時，如圖3(c)所示，大部分共晶硅已經(jīng)變成珊瑚狀，少量的板條狀共晶硅也比無Ce變質(zhì)的合金中的共晶硅細(xì)小，長度僅10～20 μm.當(dāng)合金中Ce的含量高達(dá)0.45%時(圖3(d))，共晶硅完全變?yōu)椴灰?guī)則的顆粒狀，直徑均在10 μm以下.且共晶硅均勻地分布在晶界上，形貌圓整.故鑄態(tài)合金的伸長率隨Ce含量的增加而提高.在圖3(d)中，也有亮白色針狀富Ce相生成.

(a)w(Cu)=3.4%,as-cast; (b)w(Cu)=3.6%,as-cast; (c)w(Cu)=3.8%,as-cast; (d)w(Cu)=4.0%,as-cast; (e)w(Cu)=3.4%,heat treated; (f)w(Cu)=3.6%,heat treated; (g)w(Cu)=3.8%,heat treated; (h)w(Cu)=4.0%,heat treated

圖2 熱處理前后Al-7Si-0.35Mg-xCu-0.15Ce合金的微觀組織

Fig.2 Microstructures of Al-7Si-0.35Mg-xCu-0.15Ce alloys before and after T6 treatment

圖3(e)～(h)為不同Ce含量的合金經(jīng)T6熱處理后的二次電子掃描照片.與圖3(a)～(d)相比，熱處理后，共晶硅相均變成顆粒狀或短桿狀.這很可能是熱處理后合金伸長率有所提高的原因.圖3(e)中，未變質(zhì)合金熱處理后，大部分共晶硅呈圓桿狀，共晶硅長度最大值在30 μm左右.如圖3(e)中箭頭所示，晶界交匯處存在片狀共晶硅.圖3(f)～(h)中共晶硅長度均不超過25 μm，幾乎變?yōu)橹睆皆? μm以下的球狀顆粒.共晶硅形貌及尺寸的變化規(guī)律與經(jīng)過Ce變質(zhì)后合金伸長率提高相吻合.

Ce對共晶硅有良好的變質(zhì)作用，這是因為：在Al-Si合金中，共晶硅在未變質(zhì)的情況下是按照TRPE機(jī)制長大的，各向異性傾向強(qiáng)，一般沿[21l]方向長成針狀或板片狀[17]，如圖3(a)所示.Ce是一種活性很強(qiáng)的稀土元素，它與Al原子半徑相差大，Ce原子半徑為0.182 4 nm，Al原子半徑為0.143 0 nm，相差28%左右，因此在α(Al)基體中固溶度很小[18].Ce在Al-Si-Mg合金中的擴(kuò)散系數(shù)小，變質(zhì)后能擇優(yōu)吸附在共晶硅相的孿晶凹角溝漕處，“毒化”共晶硅的擇優(yōu)生長方向，使其在某些方向上的生長速度有所變化，促進(jìn)各向同性的生長結(jié)構(gòu)，共晶硅相就由粗大的針片狀變?yōu)榧?xì)小的球形顆粒狀[19].

(a)w(Ce)=0%,as-cast; (b)w(Ce)=0.15%,as-cast; (c)w(Ce)=0.3%,as-cast; (d)w(Ce)=0.45%,as-cast; (e)w(Ce)=0%,heat treated; (f)w(Ce)=0.15%,heat treated; (g)w(Ce)=0.3%,heat treated; (h)w(Ce)=0.45%,heat treated

圖3 熱處理前后Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-xCe合金的微觀組織

Fig.3 Microstructures of Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-xCe alloys before and after T6 treatment

添加0.3%和0.45% Ce變質(zhì)后，熱處理態(tài)合金的共晶硅顆粒(圖3(g)和(h))比添加0.15%Ce變質(zhì)的合金中共晶硅顆粒(圖3(f))更為細(xì)小圓整，合金伸長率卻不如0.15%Ce變質(zhì)的合金，這可能與圖3(g)和(h)中亮白色針狀富Ce相有關(guān).

圖4 Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-0.45Ce T6態(tài)合金TEM像

在Al-Si合金中，添加Ce元素不僅能改變共晶硅的形貌，起到良好的變質(zhì)作用，過量的Ce也會改變塊狀A(yù)l2Cu相的形貌(如圖2(d)所示).Ce元素會參與到Al2Cu相中，與Si元素形成針狀的Al9Ce2Cu5Si3四元相，這種多元相不能通過熱處理消除.同時添加3.6%以上的Cu及0.3%以上的Ce元素，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率會因Al9Ce2Cu5Si3相的生成而下降.

表3 圖4中相的成分

3 結(jié) 論

本文研究了同時添加Cu，Ce元素對Al-7Si-0.35Mg合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果如下：

1) Al-7Si-0.35Mg合金中，添加3.4%～3.8%Cu時，隨著Cu含量的增加，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度不斷提高，最高達(dá)到395.7 MPa.Cu含量超過3.8%時，合金的抗拉強(qiáng)度開始下降.

2) Ce對共晶硅有良好的變質(zhì)作用.鑄態(tài)下，Ce可使共晶硅從板條狀細(xì)化為短桿狀、珊瑚狀，最后變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀.熱處理后，添加0.15% Ce變質(zhì)的合金伸長率比未變質(zhì)合金的伸長率提高了76%.當(dāng)添加的Ce含量超過0.15%后，熱處理態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率隨Ce含量的增加而下降.

3)添加3.6%以上的Cu及0.3%以上的Ce元素，會生成針狀的Al9Ce2Cu5Si3相.這個多元相無法通過熱處理消除，對合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率有不利的影響.本實驗條件下，Cu，Ce元素最佳添加量分別為3.6% 和0.15%.

[1]田榮璋.鑄造鋁合金[M].長沙:中南大學(xué)出版社,2006.

TIAN Rong-zhang.Cast aluminum[M].Changsha:Central South University Press,2006.(In Chinese)

[2]PENG Ji-hua,TANG Xiao-long,HE Jian-ting,etal.Effect of heat treatment on microstructure and tensile properties of A356 alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2011,21(9):1950-1956.

[3]洪潤洲,周永江,姚惟斌.時效工藝對ZL101A合金性能的影響[J].材料工程,2004(10):39-41.

HONG Run-zhou,ZHOU Yong-jiang,YAO Wei-bin.Effect of aging process on mechanical properties of ZL101A alloy[J].Journal of Materials Engineering,2004(10):39- 41.(In Chinese)

[4]DIVANDARI M,VAHID GOLPAYEGANI A R.Study of Al/Cu rich phases formed in A356 alloy by inserting Cu wire in pattern in LFC process[J].Materials and Design,2009,30(8):3279-3285.

[5]ZEREN M.Effect of copper and silicon content on mechanical properties in Al-Cu-Si-Mg alloys[J].Journal of Materials Processing Technology,2005,169(2):292-298.

[6]ZEREN M,KARAKULAK E.Influence of Cu addition on microstructure and hardness of near-eutectic Al-Si-xCu-alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2011,21(8):1698-1702.

[7]LEE Sheng-long,CHENG Yin-chun,CHEN Wen-chi,etal.Effects of strontium and heat treatment on the wear-corrosion property of Al-7Si-0.3Mg alloy[J].Materials Chemistry and Physics,2012,135(2/3):503-509.

[8]TSAI Yu-chou,CHOU Cheng-yu ,LEE Sheng-long,etal.Effect of trace La addition on themicrostructures and mechanical properties of A356 (Al-7Si-0.35Mg) aluminum alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2009,487(1/2):157-162.

[9]ZHU Man,JIAN Zeng-yun,YANG Gen-cang,etal.Effects of T6 heat treatment on themicrostructure,tensile properties,and fracture behavior of the modified A356 alloys[J].Materials and Design,2012,36:243-249.

[10]張丁非,彭 建,HAROLD D B,等.Al-Cu-Si合金中的CuAl2相在固溶處理時的溶解對時效后強(qiáng)度的影響[J].材料科學(xué)與工藝,2006,14(5):547-551.

ZHANG Ding-fei,PENG Jian,HAROLD D B,etal.Effect of CuAl2 dissolution during solution treatment on the strength of Al-Cu-Si alloys after aging[J].Materials Science and Technology,2006,14(5):547-551.(In Chinese)

[11]張文達(dá),楊 晶,劉 云,等.Si,Cu,Mg對亞共晶Al-Si-Cu-Mg合金力學(xué)性能的影響研究[J].熱加工工藝,2012,41(22):104-109.

ZHANG Wen-da,YANG Jing,LIU Yun,etal.Effect of Si,Cu and Mg on mechanical properties of Al-Si-Cu-Mg alloy[J].Hot Working Technology,2012,41(22):104 -109.(In Chinese)

[12]YU P,DENG C J,MA N G,etal.Formation of nanostructured eutectie network in α-Al2O3reinforced Al-Cu alloy matrix composite[J].Acta Materilia,2003,51(12):3445-3454.

[13]龔磊清.鑄造鋁合金相圖譜[M].長沙：中南工業(yè)大學(xué)出版社,1987.

GONG Lei-qing.Cast aluminum alloy phase diagram maps[M].Changsha:Central South University Press,1987.(In Chinese)

[14]MURALI S,KASHYAP K T,RAMAN K S,etal.Inhibition of delayed ageing by traceadditions in Al-7Si-0.3Mg cast alloy[J].Scripta Metallurgica et Materialia,1993,29(11):1421-1426.

[15]ABIS S,MASSAZZA M,MENGUCCI P,etal.Early ageing mechanisms in a high-copperAlCuMg alloy[J].Scripta Materialia,2001,45(6):685-691.

[16]SHABESTARI S G,MOEMENI H.Effect of copper and solidification conditions on the microstructure and mechanical properties of Al-Si-Mg alloys[J].Journal of Materials Processing Technology,2004,153-154:193-198.

[17]NOGITA K,MCDONALD S D,DAHLE A K.Eutectic modification of Al-Si alloys with rare earth metals[J].Materials Transactions,2004,45(2):323-326.

[18]方 東.Ce,RE對高鐵鋁硅合金組織和性能的影響[D].武漢：武漢理工大學(xué),2011.

FANG Dong.Effect of Ce and RE on microstructure and properties of Al-Si alloy with high Fe content[D].Wuhan:Wuhan University of Technology,2011.(In Chinese)

[19]孫偉成,張淑榮,候愛芹.稀土在鋁合金中的行為[M].北京:兵器工業(yè)出版社,1992.

SUN Wei-cheng,ZHANG Shu-rong,HOU Ai-qin.Behavior of rare earths in aluminum alloys[M].Beijing:Ordnance Industry Press,1992.(In Chinese)