Al-5Ti-1B細(xì)化劑添加量對(duì)含鈰鑄造鋁合金組織和拉伸性能的影響

王 波1,，劉讓賢1，余洪偉1，羅偉超1，趙文龍

(1.張家界航空工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院航空制造工程系，張家界 427000；2.南昌航空大學(xué)信息工程學(xué)院，南昌 330063)

0 引 言

為了應(yīng)對(duì)全球氣候變暖和能源危機(jī)，節(jié)能減排已成為汽車工業(yè)的一個(gè)重要發(fā)展方向，汽車輕量化已勢(shì)在必行。采用輕質(zhì)高強(qiáng)材料是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化的一種有效途徑，而鋁合金則是理想材料之一。目前，我國(guó)乘用車的平均用鋁量約為每輛115 kg，其中鑄造鋁合金用量占總用鋁量的77%以上，而Al-Si系鑄造鋁合金鑄件總量約占鑄造鋁合金總量的90%[1-2]。隨著汽車產(chǎn)品、通信設(shè)備輕量化要求的提高，鑄造鋁合金的強(qiáng)韌性要求也越來(lái)越高[3]。受限于鑄造鋁合金的成形工藝，鑄件的組織細(xì)化無(wú)法通過(guò)高速充型和大的冷卻速率來(lái)實(shí)現(xiàn)，因此通常采用變質(zhì)、細(xì)化處理實(shí)現(xiàn)鑄件在較低冷卻速率下組織細(xì)化的目的，從而提高鑄件的強(qiáng)韌性[4]。

A356鋁合金是Al-Si系鑄造鋁合金中應(yīng)用最為廣泛的一種鋁合金，不僅具有良好的鑄造成形性能，還具有中等的強(qiáng)度和良好的塑性變形能力，常用于結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜、綜合力學(xué)性能要求高的結(jié)構(gòu)件，如汽車輪轂、發(fā)動(dòng)機(jī)缸體等關(guān)鍵部件，適用的成形工藝包括重力鑄造、擠壓鑄造、低壓鑄造等[5-6]。目前，有關(guān)A356鋁合金的組織細(xì)化研究主要集中在共晶硅和α-Al基體相的細(xì)化變質(zhì)劑及其工藝等方面。在共晶硅方面，鍶元素是最佳的共晶硅變質(zhì)元素，即使鋁合金中鍶元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.004%，也可將狹長(zhǎng)針片狀的共晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的纖維狀，且變質(zhì)效果非常顯著[7-9]。但由于鍶元素的化學(xué)性質(zhì)活潑，易發(fā)生燒損和吸氣，因此鋁合金鑄件中易形成氣孔、縮孔等鑄造缺陷，從而不利于鑄件性能的改善[10]。在α-Al基體相方面，通常參考變形鋁合金的細(xì)化原理，添加一定含量的Al-Ti-B細(xì)化劑，在鋁熔體中形成大量細(xì)小、高熔點(diǎn)的質(zhì)點(diǎn)，充當(dāng)基體相的形核核心，促進(jìn)基體相的異質(zhì)形核轉(zhuǎn)變，從而達(dá)到細(xì)化組織的目的[11]；但是Al-Ti-B細(xì)化劑對(duì)共晶硅無(wú)明顯細(xì)化作用，因此改善效果有限。

研究發(fā)現(xiàn)，稀土(RE)元素不僅能細(xì)化共晶硅和鋁基體組織，同時(shí)能改善富鐵相的形態(tài)[12-14]。稀土元素中變質(zhì)效果最好的是銪元素，但其價(jià)格高，應(yīng)用受限；其次是鑭、鈰、鐠元素，這些元素價(jià)格相對(duì)低廉，具有潛在的應(yīng)用價(jià)值[15]。為了同時(shí)實(shí)現(xiàn)α-Al基體相和共晶硅組織的細(xì)化，常采用復(fù)合添加或復(fù)合變質(zhì)劑的方法，如Sr+Al-Ti-B、Al-Ti-B-RE、Al-Sr-RE、Al-Ti-C-RE等[16-19]。但研究結(jié)果表明，鍶和Al-Ti-B復(fù)合添加時(shí)易形成SrB6，毒化鍶的變質(zhì)效果，且仍無(wú)法解決鍶易吸氣和燒損的問(wèn)題[20]，同時(shí)含鍶復(fù)合變質(zhì)劑的制備也存在工藝難度大、不易控制等問(wèn)題。Al-Ti-B與不含鍶的RE元素復(fù)合變質(zhì)不僅能解決變質(zhì)劑之間的毒化作用，同時(shí)也可避免出現(xiàn)RE元素吸氣的問(wèn)題，具有良好的應(yīng)用前景。陳亞軍等[21]研究發(fā)現(xiàn)，Al-5Ti-4RE(富鈰)-1B對(duì)工業(yè)純鋁的細(xì)化能力和細(xì)化長(zhǎng)效性均比Al-5Ti-1B的強(qiáng)，這是由于形成的Ti2Al20RE相與鋁的晶格常數(shù)更匹配，且溶解溫度更高。WANG等[22]研究發(fā)現(xiàn)，Al-5Ti-1B-3.0RE(富鈰)細(xì)化劑能有效改善Al-7.0Si-0.55Mg合金的力學(xué)性能。研究表明，單獨(dú)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%的鈰元素對(duì)A356鋁合金中α-Al基體相的細(xì)化效果最佳[23]。但關(guān)于鈰和Al-Ti-B復(fù)合變質(zhì)方面的研究報(bào)道比較少。因此，作者在添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.1%鈰的基礎(chǔ)上，對(duì)比研究Al-5Ti-1B細(xì)化劑含量對(duì)A356鑄造鋁合金組織及拉伸性能的影響，為實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)提供相關(guān)技術(shù)支持。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料包括工業(yè)純鋁、純鎂、Al-20Si中間合金、商用精煉劑(主要含KCl、MgF2、MgCl2等)、Al-20Ce合金與Al-5Ti-1B細(xì)化劑。按照A356鋁合金的化學(xué)成分，將總質(zhì)量為2 kg的工業(yè)純鋁與Al-20Si中間合金放入石墨坩堝內(nèi)，升溫至400 ℃預(yù)熱，保溫1 h后繼續(xù)升溫至760 ℃；待原料完全熔化后降溫至720 ℃，隨后用鈦合金罩將經(jīng)250℃預(yù)熱的純鎂塊壓入熔體中，5 min后加入10 g商用精煉劑，并用鈦合金工具攪拌熔體，以達(dá)到除氣除雜的目的；精煉后加入經(jīng)250 ℃預(yù)熱的Al-20Ce合金與Al-5Ti-1B細(xì)化劑，其中Al-20Ce合金的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%，即添加鈰元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%，Al-5Ti-1B細(xì)化劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0，0.1%，0.2%，0.3%，0.4%，并緩慢攪拌均勻，保溫1 h后扒渣；將熔體澆注至楔形金屬型模具中，空冷后獲得鋁合金鑄錠。

采用SPECTRO-MAX型直讀光譜儀測(cè)試試驗(yàn)合金的化學(xué)成分，測(cè)試結(jié)果如表1所示，可知均符合GB/T 1173—2013對(duì)A356鋁合金成分的要求。采用電火花線切割機(jī)在鑄錠底部中間位置截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)0.5%的HF水溶液腐蝕后，在Leica DMIRM 型光學(xué)顯微鏡(OM)和JEOLJXA-8100型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察顯微組織和微觀形貌，并采用SEM附帶的OXFORD 7412型能譜儀(EDS)對(duì)微區(qū)成分進(jìn)行分析。采用Image J軟件測(cè)量α-Al相的二次枝晶間距以及共晶硅的等效直徑與長(zhǎng)寬比。測(cè)量二次枝晶間距時(shí)采用截距法，同一試樣測(cè)5個(gè)視野，放大倍數(shù)為50倍；而測(cè)量共晶硅的等效直徑與長(zhǎng)寬比時(shí)，同一試樣測(cè)20個(gè)視野，放大倍數(shù)為500倍。按照GB/T 16865—2013，在試驗(yàn)合金鑄錠上距底部10 mm處截取厚度為3 mm的拉伸試樣，按照GB/T 228.1—2010，采用DNS200型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm·min-1；拉伸試驗(yàn)結(jié)束后，在拉伸斷口附近截取試樣，試樣截面經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光后，采用Leica DMIRM型光學(xué)顯微鏡觀察裂紋形貌并分析裂紋萌生位置和擴(kuò)展路徑。

表1 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Al-5Ti-1B細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of test alloy prepared by adding different mass fractions of Al-5Ti-1B refiner (mass) %

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可以看出：未添加Al-5Ti-1B細(xì)化劑(質(zhì)量分?jǐn)?shù)0)時(shí)，試驗(yàn)合金組織基本由較發(fā)達(dá)的初生α-Al樹(shù)枝晶組成，不同樹(shù)枝晶的二次枝晶間距存在明顯差異，組織均勻性較差；添加Al-5Ti-1B細(xì)化劑后，組織仍由初生α-Al樹(shù)枝晶組成，但樹(shù)枝晶尺寸明顯減小，并出現(xiàn)少量的菊花狀晶粒(如圖中圓圈所示)；Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大至0.2%時(shí)，菊花狀枝晶數(shù)量增多，枝晶間隙中的共晶硅分布更均勻，組織均勻性提高；當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%～0.4%時(shí)，組織中又出現(xiàn)粗大的樹(shù)枝晶，二次枝晶間距明顯增大，同時(shí)菊花狀枝晶數(shù)量減少。由此可知，適量Al-5Ti-1B細(xì)化劑有利于促進(jìn)α-Al樹(shù)枝晶的細(xì)化，這與Al-5Ti-1B中含有TiB2、Al3Ti等粒子可作為α-Al樹(shù)枝晶的形核質(zhì)點(diǎn)有關(guān)。

圖1 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Al-5Ti-1B細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金的顯微組織Fig.1 Microstructures of test alloys prepared by adding different mass fractions of Al-5Ti-1B refiner

圖2 試驗(yàn)合金中α-Al樹(shù)枝晶的二次枝晶間距隨Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線Fig.2 Curve of secondary dendrite spacing of α-Al dendrites in test alloy vs Al-5Ti-1B refiner mass fraction

由圖2可知，隨著細(xì)化劑添加量的增加，試驗(yàn)合金中α-Al樹(shù)枝晶的平均二次枝晶間距呈先減小后增大的趨勢(shì)；當(dāng)Al-5Ti-1B細(xì)化劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí)，平均二次枝晶間距最小，為37.3 μm，較未添加細(xì)化劑時(shí)的降低了9.0%；當(dāng)Al-5Ti-1B細(xì)化劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%時(shí)，平均二次枝晶間距達(dá)到42.7 μm，略高于未添加細(xì)化劑時(shí)的。

2.2 第二相形貌及微區(qū)成分

由圖3可知，試驗(yàn)合金中的第二相主要由共晶硅、富鐵相和稀土相組成。當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)不高于0.1%時(shí)，共晶硅主要呈狹長(zhǎng)的纖維狀分布在α-Al相的二次枝晶間隙處；富鐵相和稀土相呈狹長(zhǎng)的針狀或漢字狀，也主要分布在二次枝晶間隙處，與共晶硅形成共晶組織，說(shuō)明富鐵相和稀土相的形成時(shí)期與共晶硅的相同。當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)不低于0.2%時(shí)，部分共晶硅變?yōu)榇侄痰陌魻罨驖h字狀，富鐵相及稀土相主要呈短棒狀、板條狀或漢字狀，與共晶硅一起分布在枝晶間隙中。但是，當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)增大至0.3%時(shí)，部分共晶硅的寬度變窄，長(zhǎng)寬比增大，共晶硅變得更狹長(zhǎng)、更尖銳。

圖4中亮白色相為稀土相，灰白色相為富鐵相。由圖4和表2可知：未添加細(xì)化劑時(shí)，試驗(yàn)合金中稀土相和富鐵相呈粒狀、板條狀；粒狀稀土相(A點(diǎn))的主要成分為鋁、硅、鈰，應(yīng)為Al5Si3Ce相，板條狀稀土相(D點(diǎn))含有一定量的鐵、鎂元素，鈰含量降低，應(yīng)為Al15Si6FeCe1.5Mg1.5相；粒狀富鐵相為Al13Si6Mg3Fe，板條狀富鐵相為Al12Si5Fe2Mg。當(dāng)加入細(xì)化劑后，試驗(yàn)合金中稀土相呈漢字狀，其(E點(diǎn))化學(xué)成分包括鋁、硅、鈰以及少量的鐵和鎂元素，鐵和鎂的含量低于未添加細(xì)化劑時(shí)板條狀稀土相的；大部分富鐵相已由板條狀轉(zhuǎn)變成漢字狀，但仍有部分呈板條狀，長(zhǎng)寬比顯著增大，其(F點(diǎn))成分與未添加細(xì)化劑時(shí)的基本一致。

圖3 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Al-5Ti-1B細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金的第二相形貌Fig.3 Second phase morphology of the test alloy prepared by adding different mass fractions of Al-5Ti-1B refiner

圖4 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Al-5Ti-1B細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金中稀土相和富鐵相的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of the rare earth phase and iron-rich phase in the test alloy prepared by adding different mass fractions of Al-5Ti-1B alloy

表2 圖4中不同位置的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 EDS analysis results of different positions shown in Fig.4 (mass) %

2.3 共晶硅尺寸

由圖5可知，加入細(xì)化劑后，共晶硅的平均等效直徑均有所降低，且隨著細(xì)化劑添加量的增加呈現(xiàn)先降低后增大的趨勢(shì)，當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時(shí)，

平均等效直徑最小，為5.18 μm。共晶硅的等效直徑主要集中在2～10 μm，隨著細(xì)化劑的加入，10 μm以上的大尺寸共晶硅占比均有所降低；當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%時(shí)，大尺寸共晶硅占比約為0.048，僅為未添加細(xì)化劑時(shí)的61.1%，說(shuō)明大尺寸共晶硅的數(shù)量和占比均較未添加細(xì)化劑時(shí)的大幅降低。

由圖6可知：添加細(xì)化劑后，試驗(yàn)合金中共晶硅的長(zhǎng)寬比基本均降低，除了細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時(shí)的，在該條件下共晶硅的長(zhǎng)寬比高于未添加細(xì)化劑時(shí)的，為3.99。共晶硅的長(zhǎng)寬比主要分布在16，超過(guò)6的超細(xì)長(zhǎng)共晶硅較少。隨著細(xì)化劑的加入，多數(shù)情況下超細(xì)長(zhǎng)共晶硅占比有所降低，但當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%時(shí)，長(zhǎng)寬比為67的共晶硅占比突然增大至0.092，這也導(dǎo)致了超細(xì)長(zhǎng)共晶硅的占比達(dá)到0.175，較未添加細(xì)化劑時(shí)的提高36.6%。在大多數(shù)情況下，細(xì)化劑的加入有利于降低共晶硅的等效直徑和長(zhǎng)寬比，對(duì)共晶硅的細(xì)化和鈍化具有一定的作用。綜上可知，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2%的細(xì)化劑的綜合變質(zhì)效果最佳，而繼續(xù)增加細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)至0.3%時(shí)，共晶硅形態(tài)變得更加尖銳和狹長(zhǎng)，這與圖3中共晶硅的形態(tài)基本吻合。

圖5 試驗(yàn)合金中共晶硅的平均等效直徑隨Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線及不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)細(xì)化劑下等效直徑的分布Fig.5 Curve of average equivalent diameter of eutectic silicon in the test alloy vs mass fraction of Al-5Ti-1B refiner (a) and distribution of equivalent diameter with different mass fractions of refiner (b-f)

2.4 拉伸性能

由圖7可知：當(dāng)未添加細(xì)化劑時(shí)，試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為145 MPa和4.2%；加入細(xì)化劑后，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均有不同程度的提高，且隨著細(xì)化劑含量的增加，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均呈先增大后降低的趨勢(shì)；當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%～0.3%時(shí)，抗拉強(qiáng)度趨于穩(wěn)定，約為175 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率在細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí)達(dá)到最大，為7.0%，分別較未添加細(xì)化劑時(shí)的提高了20.7%和66.7%。

圖6 試驗(yàn)合金中共晶硅的平均長(zhǎng)寬比隨Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線及不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)細(xì)化劑下長(zhǎng)寬比的分布Fig.6 Curve of average aspect ratio of eutectic silicon in the test alloy vs mass fraction of Al-5Ti-1B refiner (a) and distribution of aspect ratio under different mass fractions of refiners (b-f)

圖7 試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率隨Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線Fig.7 Curves of tensile strength and percentage elongation after fracture of the test alloy vs mass fraction of Al-5Ti-1B refiner

由圖8可知：添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金的拉伸斷口截面處均分布著共晶硅，靠近斷口的部分共晶硅上存在微裂紋，而稀土相和富鐵相上未發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋，這說(shuō)明裂紋主要萌生于粗大的共晶硅處；裂紋沿著α-Al樹(shù)枝晶間隙中的共晶硅擴(kuò)展，當(dāng)裂紋連接在一起后發(fā)生斷裂失效；斷口呈顯著的沿晶斷裂特征。

Al-5Ti-1B細(xì)化劑的加入在一定程度上改善了鑄造鋁合金中共晶硅的尺寸和形貌、二次枝晶間距，從而延緩了裂紋的擴(kuò)展速率，有效提高了合金的塑性。綜上可知，當(dāng)Al-5Ti-1B細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí)，試驗(yàn)合金的組織細(xì)化最為顯著，尤其是顯著改善了共晶硅、富鐵相等脆性相形態(tài)，從而使合金獲得最佳的拉伸性能。

3 結(jié) 論

(1) Al-5Ti-1B細(xì)化劑的添加對(duì)含鈰A356鑄造鋁合金組織形態(tài)的改善作用較弱；隨著細(xì)化劑含量的增加，α-Al樹(shù)枝晶的平均二次枝晶間距呈先減小后增大的趨勢(shì)，當(dāng)Al-5Ti-1B細(xì)化劑的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí)，平均二次枝晶間距最小，為37.3 μm，較未添加細(xì)化劑時(shí)的降低了9.0%。

(2) 適量細(xì)化劑的添加能促使鋁合金中共晶硅由狹長(zhǎng)纖維狀向粗短棒狀的轉(zhuǎn)變，有利于降低共晶硅的等效直徑和長(zhǎng)寬比，而過(guò)量細(xì)化劑會(huì)引起共晶硅的尖銳化；加入細(xì)化劑后，稀土相和富鐵相的形態(tài)由板條狀和粒狀變成漢字狀；添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2%細(xì)化劑的綜合變質(zhì)效果最佳。

(3) 加入細(xì)化劑后，合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均有不同程度的提高；隨著細(xì)化劑含量的增加，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均呈先增大后降低的趨勢(shì)；當(dāng)細(xì)化劑質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時(shí)，合金的拉伸性能最佳，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率較未添加細(xì)化劑的分別提高了20.7%和66.7%。

圖8 添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Al-5Ti-1B細(xì)化劑制備得到試驗(yàn)合金的拉伸斷口截面組織Fig.8 Cross section microstructures at tensile fracture of the test alloy prepared by adding different mass fractions of Al-5Ti-1B refiner