鍶和硼復(fù)合變質(zhì)對(duì)Al-Si-Cu-Mg合金組織及力學(xué)性能的影響

譚震林，周 全，張連騰，楊成剛

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌 330063)

0 引 言

鋁硅合金因強(qiáng)度高、熱穩(wěn)定性、耐熱性、耐磨性以及耐腐蝕性較好而廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸業(yè)和航空航天等領(lǐng)域[1]。在鋁硅合金中加入銅和鎂后進(jìn)行固溶和時(shí)效處理，生成的Al2Cu相和Mg2Si相對(duì)合金有一定強(qiáng)化作用，但合金力學(xué)性能的提高幅度在很大程度上取決于共晶硅和初生α-Al相的形貌與尺寸。α-Al相和共晶硅的細(xì)化方法主要有物理方法和化學(xué)方法，化學(xué)方法主要包括鈉、鍶、鉀、硼、銻等元素的變質(zhì)處理，物理方法主要包括超聲波、機(jī)械振動(dòng)及電磁場(chǎng)處理等[2-4]。在上述細(xì)化方法基礎(chǔ)上進(jìn)一步進(jìn)行熱處理可以提升合金的整體性能。

鍶和硼是鋁合金的主要變質(zhì)劑，鍶主要用于細(xì)化共晶硅相，硼主要細(xì)化α-Al相。WU等[5]研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)加入0.25%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)鍶時(shí)，共晶硅由針狀或短棒狀變?yōu)轭w粒狀，初生α-Al相的粗枝晶完全細(xì)化，并且抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了36.9%和58%。LIU等[6]研究發(fā)現(xiàn)，鍶的加入使A383合金的共晶硅由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小纖維狀，同時(shí)合金伸長(zhǎng)率大幅提高。MA等[7]研究發(fā)現(xiàn)，在7075鋁合金中添加00.2%鍶后，隨著鍶含量的增加，合金斷裂模式由脆性斷裂變?yōu)轫g性斷裂，且抗拉強(qiáng)度提升了4%。汪閩等[8]研究發(fā)現(xiàn)，加入0.06%鍶可以使AlSi9Cu3合金中的共晶硅由粗大片狀變?yōu)轭w粒狀；隨著鍶含量的增加，合金的力學(xué)性能先升高后降低，轉(zhuǎn)折點(diǎn)為鍶含量0.06%。李豹等[9]研究發(fā)現(xiàn)，添加鍶后，Al-7Si-Mg合金中的共晶硅由針狀或片狀變?yōu)槔w維狀；加入0.04%鍶時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率最大。丁超等[10]發(fā)現(xiàn)，在Al-7Si合金中加入0.03%硼時(shí)，晶粒細(xì)化效果最好。李小松等[11]發(fā)現(xiàn)硼可以使Al-7Si合金的初生α-Al由樹(shù)枝晶變?yōu)榧?xì)小柱狀晶；當(dāng)硼含量為0.036%時(shí)，合金組織細(xì)小而均勻，同時(shí)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了15%和68%。劉靚等[12]發(fā)現(xiàn)，加入0.3%Al-5Ti-B時(shí)，Al-18Si合金中的初晶硅和共晶硅尺寸明顯減小。

Al-Si-Cu-Mg系鋁合金具有較好的工藝性能和力學(xué)性能，逐漸替代一些鋼鐵材料在很多領(lǐng)域得到應(yīng)用，有利于實(shí)現(xiàn)輕量化及節(jié)能減排的目的。航空航天和交通運(yùn)輸?shù)刃袠I(yè)的飛速發(fā)展對(duì)鋁合金的性能提出了更加嚴(yán)格的要求。目前，關(guān)于單一硼或鍶變質(zhì)對(duì)Al-Si-Cu-Mg系鋁合金凝固組織與性能影響的研究較多，但鍶和硼復(fù)合變質(zhì)的研究較少。為此，作者對(duì)Al-6Si-3Cu-0.3Mg合金進(jìn)行鍶變質(zhì)、硼變質(zhì)以及鍶和硼復(fù)合變質(zhì)處理，研究了變質(zhì)前后鑄態(tài)與T6態(tài)合金的組織與力學(xué)性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為自制的Al-6Si-3Cu-0.3Mg合金，合金中的鋁、銅、鎂、硅分別以鋁塊(純度99.996%)、銅塊(純度99.99%)、鎂塊(純度99.6%)和Al-20Si中間合金的形式加入。變質(zhì)用硼和鍶分別以Al-3B中間合金和Al-10Sr中間合金的形式加入。

采用坩鍋電阻爐熔煉合金，將純鋁與Al-20Si中間合金熔化后加入純銅與純鎂，當(dāng)熔體溫度為750 ℃時(shí)，分別加入Al-3B中間合金，Al-10Sr中間合金以及Al-3B和Al-10Sr中間合金，保溫20 min后澆注到已預(yù)熱至200 ℃的石墨鑄型(內(nèi)徑為30 mm，外徑為40 mm，高度為80 mm)中，得到鑄態(tài)硼變質(zhì)、鍶變質(zhì)、鍶和硼復(fù)合變質(zhì)合金。鍶變質(zhì)處理試樣中鍶質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05%；硼變質(zhì)處理試樣中硼質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.03%；鍶和硼復(fù)合變質(zhì)處理試樣中硼的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.03%，鍶的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.025%，0.050%，0.075%。用相同工藝，不添加變質(zhì)劑制備了鑄態(tài)未變質(zhì)合金。對(duì)變質(zhì)及未變質(zhì)合金進(jìn)行T6熱處理，即在495 ℃下保溫8 h水淬，然后在170 ℃下保溫8 h空冷。后文如無(wú)特指，鍶和硼復(fù)合變質(zhì)時(shí)的鍶含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)均為0.050%。

1.2 試驗(yàn)方法

采用線切割法截取試樣，經(jīng)研磨和拋光后，使用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF溶液進(jìn)行腐蝕，采用XJP-6A型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；通過(guò)S-viewer型圖像分析軟件對(duì)鑄態(tài)合金初生a-Al晶粒平均尺寸和T6態(tài)合金共晶硅平均長(zhǎng)度進(jìn)行測(cè)量，每個(gè)試驗(yàn)條件下測(cè)5次取平均值；采用D8Advance型X射線衍射儀(XRD)分析物相組成，掃描方式為步進(jìn)掃描；采用WDW-200D型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，試樣尺寸見(jiàn)圖1，通過(guò)Quanta200型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

圖1 拉伸試樣的形狀與尺寸Fig.1 Shape and size of tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 不同變質(zhì)處理對(duì)顯微組織的影響

鑄態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)試驗(yàn)合金的組織中均存在初生a-Al相和共晶硅相，鑄態(tài)共晶硅相形態(tài)變化不大，不作詳述。由圖2可以看出：鑄態(tài)未變質(zhì)試驗(yàn)合金中初生α-Al樹(shù)枝晶較為粗大，鍶變質(zhì)處理后合金的組織形貌變化不大；硼變質(zhì)處理后，試驗(yàn)合金中的初生α-Al相細(xì)化，一次枝晶變短；鍶和硼復(fù)合變質(zhì)處理后，試驗(yàn)合金的組織形貌與硼變質(zhì)處理后的相似。

圖2 未變質(zhì)和變質(zhì)處理后試驗(yàn)合金的鑄態(tài)顯微組織Fig.2 As-cast microstructures of unmodified (a) and modified test alloys: (b) strontium modification; (c) boron modification and (d) strontium and boron compound modification

由圖3可以看出：經(jīng)T6熱處理后，未變質(zhì)試驗(yàn)合金中存在3種不同的相。點(diǎn)A處的顆粒狀化合物中含有大量硅和少量鋁元素，為共晶硅相；點(diǎn)B處僅含有鋁元素，為α-Al基體相；點(diǎn)C處含有大量鋁和少量銅元素，為Al2Cu相。

圖3 T6態(tài)未變質(zhì)試驗(yàn)合金的SEM形貌及EDS譜Fig.3 SEM morphology (a) and EDS spectra (b-d) of unmodified test alloy in T6 state: (b) point A; (c) point B and (d) point C

由圖4可以看出,T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)試驗(yàn)合金的組織均由α-Al、共晶硅和Al2Cu相組成，其中未變質(zhì)及硼變質(zhì)合金中的共晶硅呈長(zhǎng)條狀，鍶變質(zhì)以及鍶和硼復(fù)合變質(zhì)處理合金中的共晶硅為顆粒狀和短棒狀。

圖4 未變質(zhì)和變質(zhì)處理后試驗(yàn)合金的T6態(tài)顯微組織Fig.4 Microstructures of unmodified (a) and modified (b-c) test alloys in T6 state: (b) strontium modification;(c) boron modification and (d) strontium and boron compound modification

由圖5可以看出：未變質(zhì)合金的初生晶粒(鑄態(tài)a-Al樹(shù)枝晶)平均尺寸和共晶硅平均長(zhǎng)度最大；鍶變質(zhì)處理后，初生晶粒平均尺寸仍較大，但共晶硅平均長(zhǎng)度顯著減?。慌鹱冑|(zhì)處理后，初生晶粒平均尺寸顯著減小，共晶硅平均長(zhǎng)度略有下降；鍶和硼復(fù)合變質(zhì)處理后，合金的初生晶粒平均尺寸和共晶硅平均長(zhǎng)度均明顯減小。未變質(zhì)處理時(shí)，α-Al相與共晶硅自由生長(zhǎng)，晶粒得以充分長(zhǎng)大。硼變質(zhì)處理后，合金中會(huì)形成高熔點(diǎn)化合物AlB2，AlB2與α-Al相具有較好的界面共格關(guān)系，可成為α-Al相的形核基底，增加其形核核心，從而使α-Al相細(xì)化[8]。鍶變質(zhì)處理時(shí)，鋁硅相中硅的生長(zhǎng)受到阻礙，大量合金元素吸附在硅表面，造成硅原子堆積次序發(fā)生轉(zhuǎn)變，硅晶體中產(chǎn)生大量孿晶，共晶硅由原來(lái)的臺(tái)階生長(zhǎng)變?yōu)閷\晶凹谷機(jī)制生長(zhǎng)，進(jìn)而導(dǎo)致共晶硅細(xì)化[4]。鍶和硼復(fù)合變質(zhì)后，初生α-Al與共晶硅均有所細(xì)化，由于鍶含量超過(guò)0.04%，鍶與硼發(fā)生反應(yīng)生成大量鍶、硼物質(zhì)的量比為3…4的化合物[4]，部分鍶和硼被消耗，細(xì)化和變質(zhì)作用相比于單一硼或鍶變質(zhì)條件下的均有所下降，但影響不大。

圖5 變質(zhì)前后試驗(yàn)合金鑄態(tài)初生晶粒平均尺寸和T6態(tài)共晶硅平均長(zhǎng)度Fig.5 Average size of primary grains in cast state and average length of eutectic silicon in T6 state of test alloys before and after modification

2.2 不同變質(zhì)處理對(duì)物相組成的影響

由圖6可以看出，不同變質(zhì)處理試驗(yàn)合金T6態(tài)組織中除含有較為明顯的(光學(xué)顯微鏡可見(jiàn))α-Al、共晶硅和Al2Cu相外，還生成了Mg2Si相。同時(shí)，鍶變質(zhì)合金中出現(xiàn)了SrSi相，硼變質(zhì)合金中出現(xiàn)了AlB2相，而復(fù)合變質(zhì)合金中兩相同時(shí)出現(xiàn)。需要指出的是，變質(zhì)處理合金中還可能含有鍶、硼的其他化合物，但由于含量較少，XRD未能檢測(cè)出。

圖6 T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)處理后試驗(yàn)合金的XRD譜Fig.6 XRD patterns of unmodified and modified test alloys in T6 state

2.3 鍶含量對(duì)復(fù)合變質(zhì)合金顯微組織的影響

由圖7可以看出，不同鍶含量(0.025%～0.075%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))復(fù)合變質(zhì)合金鑄態(tài)組織中的α-Al均為樹(shù)枝晶，隨著鍶含量的增加，α-Al相逐漸粗化。

圖7 不同鍶含量復(fù)合變質(zhì)試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織Fig.7 As-cast microstructures of compound modified test alloys with different strontium content

由圖8可以看出：當(dāng)T6態(tài)復(fù)合變質(zhì)合金中鍶含量為0.025%時(shí)，共晶硅基本呈顆粒狀；當(dāng)鍶含量增加到0.05%后，出現(xiàn)少量短棒狀共晶硅；當(dāng)鍶含量增至0.075%后，短棒狀共晶硅增多，少量呈長(zhǎng)條狀。由圖9可知，隨鍶含量增加，復(fù)合變質(zhì)合金的初生晶粒平均尺寸略有增大，共晶硅平均長(zhǎng)度則先減小后增大。α-Al相的形貌變化對(duì)共晶硅的分布有較大影響，硼的加入使試驗(yàn)合金中α-Al樹(shù)枝晶有所細(xì)化，共晶硅分布變得更均勻。當(dāng)添加0.025%鍶時(shí)，一方面鍶導(dǎo)致共晶硅由臺(tái)階生長(zhǎng)變?yōu)閷\晶凹谷機(jī)制生長(zhǎng)，共晶硅細(xì)化；另一方面鍶與硼反應(yīng)生成SrB6，該顆粒相對(duì)共晶硅也具有一定的變質(zhì)作用。因此，共晶硅尺寸相比于單一硼變質(zhì)的減小。但反應(yīng)消耗了硼，導(dǎo)致了初生晶粒尺寸的增大。當(dāng)鍶含量較高(>0.04%)時(shí)，部分鍶與硼發(fā)生反應(yīng)生成物質(zhì)的量比為3…4的鍶硼化合物而消耗，細(xì)化作用減弱，因此初生α-Al和共晶硅繼續(xù)粗化。

圖8 不同鍶含量下復(fù)合變質(zhì)試驗(yàn)合金的T6態(tài)顯微組織Fig.8 Microstructures of compound modified test alloys with different strontium content in T6 state

圖9 不同鍶含量下復(fù)合變質(zhì)試驗(yàn)合金的鑄態(tài)初生晶粒平均尺寸和T6態(tài)共晶硅平均長(zhǎng)度Fig.9 Average size of primary grains in cast state and average length of eutectic silicon in T6 state of compound modified test alloys with different strontium content

2.4 力學(xué)性能

由圖10可以看出：T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)處理試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度較鑄態(tài)的均有大幅提升；變質(zhì)處理方式對(duì)鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度影響不大，未變質(zhì)、硼變質(zhì)、鍶變質(zhì)、復(fù)合變質(zhì)T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度則依次增大；硼變質(zhì)T6態(tài)合金伸長(zhǎng)率較鑄態(tài)的有所增加，而鍶變質(zhì)和復(fù)合變質(zhì)T6態(tài)合金的伸長(zhǎng)率則有所下降；與未變質(zhì)處理鑄態(tài)合金相比，復(fù)合變質(zhì)鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了3.71%和13%，復(fù)合變質(zhì)T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度提高了33.6%，但伸長(zhǎng)率降低了41.9%。變質(zhì)處理合金力學(xué)性能的差異與共晶硅和初生α-Al相的大小、形態(tài)及分布等因素有關(guān)。未變質(zhì)處理時(shí)，合金中α-Al樹(shù)枝晶粗大，共晶硅長(zhǎng)度亦較大，故合金強(qiáng)度偏低。變質(zhì)處理后合金中α-Al相和共晶硅均得到不同程度的細(xì)化，因此合金強(qiáng)度得到提高。與鑄態(tài)的相比，T6態(tài)試驗(yàn)合金強(qiáng)度提高的原因主要是由于Al2Cu相和Mg2Si相的固溶和時(shí)效強(qiáng)化作用。

圖10 鑄態(tài)和T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)后試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率Fig.10 Tensile strength and elongation of unmodified and modified test alloys in as-cast and T6 states

由圖11可以看出：隨著鍶含量的增加，鑄態(tài)復(fù)合變質(zhì)合金的抗拉強(qiáng)度變化不大，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度則逐漸升高；鑄態(tài)和T6態(tài)合金的伸長(zhǎng)率均先升高后降低，鍶含量為0.025%時(shí)的伸長(zhǎng)率最大。隨著鍶含量的增加，雖然α-Al基體有所粗化，但由于鍶對(duì)CuAl2相的細(xì)化作用，CuAl2相的固溶和時(shí)效強(qiáng)化效果增加，故T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度逐漸升高。共晶硅的形貌和分布對(duì)合金伸長(zhǎng)率的影響較大:當(dāng)添加0.025%鍶時(shí)，共晶硅由長(zhǎng)條狀變?yōu)轭w粒狀，對(duì)合金基體的割裂作用減弱，故伸長(zhǎng)率有所提高；鍶含量高于0.050%時(shí)，一方面Al4Sr硬脆相在晶界上堆積，使晶界弱化，合金塑性降低，另一方面，過(guò)多的鍶會(huì)加重熔體的吸氣傾向，促使合金中產(chǎn)生氣孔、疏松等鑄造缺陷，從而使塑性下降[8]。

圖11 不同鍶含量下鑄態(tài)和T6態(tài)復(fù)合變質(zhì)試驗(yàn)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率Fig.11 Tensile strength and elongation of compound modified test alloys in as-cast and T6 state with different strontium content

2.5 斷口形貌

由圖12可以看出：T6態(tài)未變質(zhì)處理合金拉伸斷口中存在較大的解理面、較多的凹坑及少量撕裂棱，呈典型脆性解理斷裂特征；鍶或硼變質(zhì)處理后，撕裂棱有所增多，凹坑減少，且鍶變質(zhì)處理后解理面減小，但硼變質(zhì)處理后解理面仍較大；復(fù)合變質(zhì)處理后，解理面進(jìn)一步減小，撕裂棱明顯增多且變短，呈準(zhǔn)解理斷裂特征。

圖12 T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)后試驗(yàn)合金的拉伸斷口SEM形貌Fig.12 SEM morphology of tensile fracture of unmodified (a) and modified (b-d) test alloys in T6 state: (b) strontium modification;(c) boron modification and (d) strontium and boron compound modification

3 結(jié) 論

(1) 硼變質(zhì)、鍶變質(zhì)、鍶和硼復(fù)合變質(zhì)均可細(xì)化鑄態(tài)與T6態(tài)試驗(yàn)合金組織，提高抗拉強(qiáng)度，其中復(fù)合變質(zhì)處理的效果最為顯著；與未變質(zhì)處理的相比，復(fù)合變質(zhì)處理后鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了3.71%和13%，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度提高了33.6%，但伸長(zhǎng)率降低了41.9%；T6態(tài)未變質(zhì)和硼或鍶變質(zhì)處理合金的拉伸斷口均呈解理斷裂特征，復(fù)合變質(zhì)合金解理面較小，且存在大量短撕裂棱，呈準(zhǔn)解理斷裂特征。

(2) 復(fù)合變質(zhì)處理時(shí)，隨著鍶含量的增加，鑄態(tài)合金中初生α-Al逐漸粗化，T6態(tài)合金中共晶硅平均長(zhǎng)度先減小后增大，鍶含量為0.025%，共晶硅尺寸最小。

(3) 隨著鍶含量的增加，復(fù)合變質(zhì)鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度總體變化不大，T6態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度逐漸升高；鑄態(tài)和T6態(tài)復(fù)合變質(zhì)合金的伸長(zhǎng)率先升高后降低，鍶含量為0.025%，復(fù)合變質(zhì)合金塑性最好。