微調(diào)YL112壓鑄鋁合金成分改善微觀組織和力學(xué)性能

饒楚楚， 郭騫惠

(1.衢州職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，浙江 衢州 324000；2.中國計(jì)量大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，浙江 杭州 310018)

鋁合金是工業(yè)和人們生活中應(yīng)用最廣泛的一類有色金屬，隨著我國經(jīng)濟(jì)和工業(yè)的快速發(fā)展，高強(qiáng)韌鋁合金材料與制造方法受到越來越廣泛關(guān)注[1-6]。然而現(xiàn)行鋁合金鑄件大都為脆性或半脆性材質(zhì)，材料的塑性不足，存在很大改善空間[7]。趙興明等[8]利用微量元素Sr對(duì)A380鋁合金進(jìn)行變質(zhì)處理,并對(duì)變質(zhì)后的合金進(jìn)行熱處理，實(shí)驗(yàn)表明，Sr元素能改善A380鋁合金的延展性能，添加w(Sr)=0.04%的Sr變質(zhì)可將粗大的片狀共晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小纖維化狀態(tài)。劉顯東等[9]通過高溫拉伸試驗(yàn)和金相、電鏡等顯微組織觀察分析,并探討微量元素的細(xì)化作用，以提高5083鋁合金板材超塑性能。房洪杰等[10]在原有7136鋁合金基礎(chǔ)上添加微量過渡族元素Cr，采用鑄造冶金法制備合金，結(jié)果表明，微量元素Cr能細(xì)化鑄態(tài)組織，抑制合金的再結(jié)晶，使合金元素分布更加均勻，塑性提高明顯。

國內(nèi)外學(xué)者對(duì)微量元素改善鋁合金性能[11-12]做過大量基礎(chǔ)性工作，但是對(duì)于Si、Fe、Mn及Sn等微量元素對(duì)壓鑄鋁合金微觀組織及力學(xué)性能影響的研究較少，特別是對(duì)于YL112壓鑄鋁合金微觀組織及力學(xué)性能研究更少。因此本項(xiàng)目通過改變YL112鋁合金成分，以改善微觀結(jié)構(gòu)和提高力學(xué)性能。傳統(tǒng)鋁合金韌性不足的原因通常來自鑄件內(nèi)部的脆性相，這些脆性相包括層狀組織的共晶硅及β-Al5FeSi富鐵相。本試驗(yàn)首先利用添加微量硅對(duì)共晶硅進(jìn)行變質(zhì)，使鑄件原來呈現(xiàn)粗大板片狀的共晶硅變?yōu)榧?xì)小的點(diǎn)狀、鏈狀或細(xì)密的纖維狀的共晶硅，來改善鋁合金的脆性。此外，通過添加微量Mn及Cr等元素來減弱β-Al5FeSi富鐵相的脆性，使富鐵相以α-Al15(Fe,Mn)3Si2形態(tài)存在；同時(shí)考慮降低Fe含量來減少富鐵脆性相的數(shù)量，來提高該合金的伸長率。

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 試驗(yàn)設(shè)計(jì)

以YL112壓鑄鋁合金為研究對(duì)象，探討成分微調(diào)對(duì)該合金力學(xué)性能的影響。試驗(yàn)主要利用合金設(shè)計(jì)原理添加微量Sr及Mn元素及微調(diào)YL112鋁合金的Fe及Cu含量，來改善其組織和性能，并分析其成效。以重力鑄造方式制備一系列元素含量不同的YL112鋁合金，分析Sr、Mn、Cu及Fe等元素及其含量對(duì)合金組織與力學(xué)性能的影響。

2.2 試驗(yàn)合金制備

本項(xiàng)目先以重力鑄造方式制備YL112鋁合金，因?yàn)橹亓﹁T造的微觀組織比高壓鑄造的更容易觀察。為探討Sr、Fe、Mn及Cu等合金元素及其含量對(duì)YL112鋁合金組織、力學(xué)性能的影響，本試驗(yàn)共配制七組成分的YL112鋁合金，包括：I.YL112(Al-8Si-3Cu-0.8Fe)作為參考組，其他比較組，代號(hào)分別為II.YL112M、III.YL112S、IV.YL112MS(3% Cu)、V.YL112MS(2% Cu)、VI.YL112MS(0.4% Fe)、VII.YL112MS(0.1% Fe)。由I與II組合金的組織、力學(xué)性能的比較，可以得知Mn元素中和合金內(nèi)富鐵脆相的效果；由I與III組的組織、力學(xué)性能比較，可得知Sr元素改善合金內(nèi)共晶硅的效果；由IV與V組的組織、力學(xué)性能比較，可得知Cu含量對(duì)合金的影響；由IV、VI、VII三組合金的比較，可分析Fe含量對(duì)合金的影響，上述七組以重力鑄造方式所澆鑄的鑄件的化學(xué)成分分析值如表1所示。

表1 試驗(yàn)用合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of test alloys(wt/%)

2.3 鑄件檢測

鑄件固溶處理采用NABERTHERM N60/65HA型熱處理爐；拉伸試驗(yàn)機(jī)型號(hào)為Hung Ta Model HT8150，初始應(yīng)變速率設(shè)定為1×10-3s-1，試驗(yàn)結(jié)果以5個(gè)試樣拉伸強(qiáng)度算術(shù)平均值表示；用JEOL-JSM6480掃描電鏡(Scanning Electron Microscopy, SEM)對(duì)拉伸斷口進(jìn)行分析，電解液為HNO3、CH3OH體積比1∶3，溫度控制在22℃以下，電壓為12 V～15 V，電流為60 mA～80 mA。

2.3.1 金相觀察

用砂輪切割機(jī)將鑄件切成30 mm×30 mm×10 mm試片，試片用SiC水砂紙依序逐步研磨至P1200目數(shù)后，再以1 μm、0.03 μm及0.05 μm氧化鋁粉進(jìn)行拋光至接近鏡面，以腐蝕液Keller’s Regent(20 mL HF+30 mL HCl+50 mL HNO3+1 900 mL H2O)加以腐蝕，腐蝕后試片利用JEOL-JSM6480的SEM觀察顯微組織，并以配備在SEM上的能量散布光譜分析儀(EDS)進(jìn)行元素分析。

2.3.2 力學(xué)性能測試

為分析合金成分微調(diào)對(duì)其力學(xué)性能的影響，將鑄件切割為2 mm厚的試樣，通過拉伸試驗(yàn)測試屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及伸長率，來分析七組YL112鋁合金的力學(xué)性能。為分析YL112合金成分微調(diào)對(duì)拉伸性能的影響，將合金切割成2 mm厚的試樣，以飛輪式高速?zèng)_壓機(jī)沖裁拉伸試片，試片經(jīng)所設(shè)定的時(shí)效處理后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，通過拉伸測試所得的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及延伸率，分析YL112系列鋁合金的拉伸性能。

2.4 拉伸斷面分析

拉伸斷面試片，以FE-SEM觀察拉伸斷面試片的拉伸斷面以及近拉伸斷面區(qū)的試片表面，并以配備在SEM上的EDS進(jìn)行元素分析。

3 試驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1 顯微組織

3.1.1 YL112鋁合金鑄件顯微組織

YL112鋁合金鑄造狀態(tài)下的SEM微觀組織如圖1所示。透過SEM微觀組織觀察并以EDS進(jìn)行成分分析，可識(shí)別出層狀組織的共晶硅、β-Al5FeSi富鐵相以及其周圍的粗大S-Al2Cu(Mg)相。由于占體積比相當(dāng)高的片狀共晶硅相對(duì)較硬且脆，所以該合金大致呈現(xiàn)硬脆的拉伸性能。

3.1.2 添加Mn對(duì)YL112鋁合金微觀組織的影響

添加微量Mn可以改善YL112鋁合金的粗大片狀的富鐵相，添加0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Mn的YL112M鋁合金的SEM微觀組織如圖2所示。添加Mn后，原來大片狀的β-Al5FeSi富鐵相(簡稱β相)轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al15(Fe,Mn)3Si2富鐵相(簡稱α相)。Mn元素的添加使得原先易招致應(yīng)力集中的大片狀β相，轉(zhuǎn)變成較不易形成應(yīng)力集中的α相，故添加Mn能改善YL112鋁合金的脆性。由SEM/EDS分析可識(shí)別YL112M合金除基底Pri-α及片狀Si，仍具有α相Al15(Fe,Mn)3Si2以及層狀的α+Al2Cu(Mg)相。

3.1.3 添加Sr對(duì)YL112鋁合金微觀組織的影響

微量Sr可以使Al-Si合金的片狀共晶硅纖維化，添加0.02%Sr的YL112S鋁合金的SEM微觀組織如圖3所示。添加Sr元素后原先片狀的共晶硅形態(tài)改變?yōu)楦?xì)小的纖維狀，此種改變可改善Al-Si合金的脆性。敖曉輝等提出，添加微量Sr元素的亞共晶Al-Si合金在冷卻時(shí)，Sr元素會(huì)沉積在共晶硅內(nèi)，改變硅的堆積方向，使得共晶硅的成長方向會(huì)分叉與轉(zhuǎn)向，使得原本片狀形態(tài)的共晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)樯汉骼w維形態(tài)，其橫截面影像則呈現(xiàn)微小點(diǎn)狀。通過SEM觀察，對(duì)比圖1(未添加Sr)，可清楚觀察到經(jīng)Sr變質(zhì)后的共晶硅呈細(xì)小纖維狀且長度極大地縮短(圖3)，經(jīng)分析發(fā)現(xiàn)，其尺寸由原來的約20 μm～30 μm縮短至約3 μm～4 μm，故可推測此細(xì)化的富鐵相有助于提高該鋁合金的延展性。

3.1.4 同時(shí)添加Mn及Sr對(duì)YL112鋁合金微觀組織的影響

同時(shí)添加0.4% Mn及0.02% Sr的YL112MS鋁合金的SEM微觀組織如圖4所示。添加Mn、Sr元素后，Sr變質(zhì)可將粗大的片狀共晶硅轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小纖維化狀態(tài)，Mn使得原先易導(dǎo)致應(yīng)力集中的大片狀β相，轉(zhuǎn)變成較不易形成應(yīng)力集中的α相。但是，在含有Sr的情況下，YL112MS鋁合金的α相并不會(huì)像YL112M鋁合金的α相般縮成一團(tuán)(如圖3)，其富鐵相形態(tài)變得較大且長，顯示在含有變質(zhì)劑Sr情況下，Mn改善富鐵相形態(tài)的效果變差。通過觀察SEM微觀組織并以EDS進(jìn)行成分分析，對(duì)比圖1可清楚觀察到調(diào)質(zhì)后的共晶硅的平均長度已顯著細(xì)小化；以及大片板狀的β-Al5FeSi富鐵相轉(zhuǎn)變?yōu)榇笄议L形態(tài)的α相Al15(Fe,Mn)3Si2。

3.1.5 降低Fe及Cu含量對(duì)YL112MS鋁合金微觀組織的影響

YL112鋁合金內(nèi)含有3%Cu及0.8%Fe，降低Cu與Fe含量有助于提高合金的伸長率。對(duì)比含3%Cu與2%Cu的合金顯微組織如圖5a與圖5b，可觀察到降低Cu含量造成Al2Cu(Mg)相減少。SEM圖像內(nèi)較明亮且呈細(xì)長或?qū)訝罱M織實(shí)為Al2Cu(Mg)相(圓圈標(biāo)記)，且易在富鐵相附近生成。由兩幅圖像內(nèi)Al2Cu(Mg)析出相體積占比可知，將YL112鋁合金的含Cu量從3%降至2%，可顯著減少Al2Cu(Mg)析出相的占比。

另外，含0.8%Fe的YL112MS鋁合金對(duì)比含0.1%Fe的顯微組織如圖6所示。由圖6a可見含F(xiàn)e量為0.8%的合金的SEM微觀組織中有明顯的Al15(Fe,Mn)3Si2富鐵相(圓圈標(biāo)記)；相對(duì)含F(xiàn)e量為0.1%的合金則幾乎無富鐵相，如圖6b所示。

在拉伸試樣近斷面區(qū)的顯微組織分析，可觀察到合金內(nèi)共晶硅、富鐵相及Al2Cu(Mg)都是造成合金拉伸裂紋的原因，因此若降低合金的Cu與Fe含量，即可改善合金的延性。

3.2 拉伸斷面分析

3.2.1 近拉伸斷面區(qū)顯微組織

圖7為YL112鋁合金拉伸試樣近拉伸斷面區(qū)SEM顯微組織。由圖7a拉伸斷面區(qū)邊緣處多處出現(xiàn)富鐵相β-Al5FeSi，多個(gè)裂紋正在發(fā)生，此區(qū)域的放大圖像如圖7b所示。圖7b內(nèi)裂紋起源處分別以標(biāo)記，α(Al)基體與共晶Si間界面產(chǎn)生裂紋如圖7b中a處所示；共晶硅與β-Al5FeSi界面產(chǎn)生裂紋如圖7b中b處所示；標(biāo)記c處為α(Al)基體與Al2Cu(Mg)界面產(chǎn)生裂紋。上述三種裂紋起源都與合金內(nèi)部的脆性相共晶硅、β-Al5FeSi及Al2Cu(Mg)相有關(guān)系，且裂紋起源都發(fā)生在脆性相與周圍相的界面位置。針對(duì)抑制合金內(nèi)這三種裂縫起源的對(duì)策，有以下做法：對(duì)標(biāo)注a的裂縫起源可在合金中添加微量Sr元素，使合金中共晶硅粒子由粗大片狀變成纖維狀；對(duì)標(biāo)注b的裂縫起源可添加微量的Mn來對(duì)β富鐵相進(jìn)行中和，將原先大片狀的β鐵相轉(zhuǎn)為漢字型貌或縮小尺寸的塊狀富鐵相，或是降低合金的Fe含量以減少富鐵相；對(duì)標(biāo)注c的裂縫起源則可降低Cu含量來減少合金的Al2Cu(Mg)脆性相。

通過SEM觀察試樣的拉伸斷面破壞特征，若在拉伸斷面上觀察到明顯的脆性劈裂面時(shí)，則該材料屬于脆性破壞；若在拉伸斷面上觀察到大量凹穴特征，則該材料屬于延性破壞。圖8～圖11分別為鑄態(tài)YL112、YL112M、YL112S、YL112MS四種鋁合金拉伸試片的拉伸斷面SEM像；由圖8的SEM圖像及各局部位置的EDS分析可知，YL112合金的拉伸斷面為典型的脆性拉伸斷面，在圖8中并未觀察到任何的凹穴組織，其拉伸斷面主要是大面積的劈裂面；通過EDS成分分析，可發(fā)現(xiàn)拉伸斷面乃是共晶硅與α(Al)基體相的界面剝離，在圖8中間部位為一大片狀共晶硅，其上粘連很多大小不一的薄層狀α(Al)；另外在共晶硅附近可發(fā)現(xiàn)有β-Al5FeSi與基體金屬的破裂面，顯示β-Al5FeSi與α(Al)基體相的界面剝離。

圖9為YL112M鋁合金拉伸斷面SEM/EDS分析，顯示脆性破壞。由于合金中添加0.4%Mn，造成初晶α(Al)相柱狀晶尺寸變得較細(xì)小，同時(shí)共晶硅也略為變?。灰虼似淅鞌嗝婀簿Ч璧呐衙娴某叽巛^YL112鋁合金的顯著減小。

圖10為YL112S鋁合金拉伸斷面的SEM/EDS分析。其拉伸斷面與YL112鋁合金的有顯著差異，出現(xiàn)大區(qū)域不平整且非延性凹穴組織的拉伸斷面，EDS分析顯示此區(qū)域?yàn)锳l-Si共晶α+β組織，因此YL112S鋁合金拉伸斷面主要由已纖維化的共晶硅區(qū)域的脆性破壞所構(gòu)成；此外，圖10斷面區(qū)域也可觀察到已產(chǎn)生裂痕的富Fe相。圖11為YL112MS鋁合金的拉伸斷面SEM/EDS分析，拉伸斷面上可觀察到經(jīng)添加微量Sr變質(zhì)的共晶硅的不平整斷面形貌以及Al2Cu(Mg)和α相等所造成的破壞痕跡。

3.3 力學(xué)性能

3.3.1 YL112鋁合金的力學(xué)性能及其添加Mn與Sr的效果

以YL112鋁合金作為參考，為探討變質(zhì)劑Sr及中和劑Mn對(duì)改善合金力學(xué)性能的效果，另配制三種添加Mn與Sr的合金，包括YL112M、YL112S及YL112MS，其分別添加0.4% Mn、0.02% Sr及0.4% Mn+0.02% Sr。

此四種合金在鑄態(tài)的拉伸性能如表2所示。YL112鋁合金為脆性合金，其伸長率僅2.8%，而屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度都為132 N/mm2；表明在拉伸測試過程中，試驗(yàn)尚未真正進(jìn)入塑性變形階段就已經(jīng)斷裂。當(dāng)合金添加0.4% Mn，合金內(nèi)片狀的β-Al5FeSi富鐵相轉(zhuǎn)變成α-Al15(Fe,Mn)3Si2相(如圖2所示)，但拉伸測試表明，YL112M鋁合金的抗拉強(qiáng)度及伸長率與未添加Mn的YL112鋁合金并無明顯差距，則證明雖然添加微量Mn能將粗大片狀的β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，但顯然富鐵相的形態(tài)改變并未改善合金的伸長率與強(qiáng)度。

當(dāng)合金添加微量Sr時(shí)，共晶硅形態(tài)由粗大片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小及纖維化的形態(tài)(圖3)，此時(shí)其抗拉強(qiáng)度由132 N/mm2提升至163 N/mm2，伸長率由2.8%增加至3.4%。此顯示微量Sr變質(zhì)共晶硅后，造成合金的力學(xué)性能有改善。當(dāng)合金同時(shí)添加0.4% Mn及0.02% Sr時(shí)，其力學(xué)性能與僅添加0.02%Sr的合金的相似。由此推斷，在合金內(nèi)添加Mn雖能對(duì)β相的形態(tài)有所改變，但對(duì)力學(xué)性能的改善并不明顯，抗拉強(qiáng)度增長35 N/mm2，伸長率由2.8%增加至3.8%。值得注意的是YL112、YL112M、YL112S和YL112MS四種鋁合金的伸長率都小于4%，且抗拉強(qiáng)度值幾乎等于屈服強(qiáng)度，拉伸試樣尚未出現(xiàn)明顯的塑性應(yīng)變，這表明單靠變質(zhì)劑Sr及中和劑Mn來改善共晶硅及β相尚不足以充分克服YL112鋁合金的脆性問題。

表2 四種成分合金鑄件的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of castings with 4 kinds of alloy compositions

3.3.2 降低Cu含量對(duì)YL112MS鋁合金的改善效果

為增強(qiáng)YL112MS鋁合金的延性，嘗試降低合金的Cu含量；通過對(duì)含2% Cu的YL112MS及含3% Cu的YL112MS鋁合金的拉伸性能進(jìn)行比較，測試結(jié)果如果表3所示，YL112MS(含2%Cu)的最大抗拉強(qiáng)度及伸長率分別為137 N/mm2和4.6%，而含3% Cu的YL112MS鋁合金則分別為169 N/mm2和3.8%，顯示減少合金的Cu含量能降低抗拉強(qiáng)度，而伸長率則獲得提高。

表3 YL112MS鋁合金中添加不同含量Cu的試樣力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of YL112MS modified with different Cu contents

3.3.3 降低Fe含量對(duì)YL112MS鋁合金的改善效果

合金中含F(xiàn)e量的降低可減少脆性的富鐵相，亦可增加延性，故對(duì)含0.8%Fe、含0.4%Fe的和含0.1%Fe的三種YL112MS鋁合金進(jìn)行拉伸性能比較，結(jié)果如表4所示。三種合金的抗拉強(qiáng)度隨著合金含F(xiàn)e量的增加而上升，含F(xiàn)e量為0.1%、0.4%及0.8%的三種合金的抗拉強(qiáng)度分別為115 N/mm2、157 N/mm2及169 N/mm2。但由于含F(xiàn)e量增加，合金內(nèi)部脆性的富鐵相也會(huì)隨的增加，造成伸長率下降；含F(xiàn)e量為0.1%、0.4%及0.8%的三種合金的伸長率分別為4.8%、4.8%及3.8%。因此若重視合金的伸長率，則可將Fe含量從0.8%降至0.4%，但將造成抗拉強(qiáng)度由169 N/mm2下降至157 MN/mm2，而伸長率可由3.8%提升至4.8%。

表4 YL112MS中添加不同含量Fe的力學(xué)性能Table 4 Mechanical properties of YL112MS modified with different Fe contents

歸納上述合金成分微調(diào)的過程可得到以下結(jié)論：在YL112鋁合金內(nèi)添加微量Sr可使伸長率增加約1%，降低Cu含量可使伸長率增加約1%，降低Fe含量可使合金內(nèi)富鐵相減少，伸長率可增加約1%。結(jié)合上述分析，設(shè)計(jì)一種合金YL112Des(Al-8.5Si-0.4Fe-2Cu-0.3Mg-0.2Mn-0.02Sr)，其力學(xué)性能中的伸長率由YL112的2.8%提升至5.9%，屈服強(qiáng)度提升至175 N/mm2與抗拉強(qiáng)度提升至182 N/mm2，見表5。通過對(duì)YL112鋁合金成分微調(diào)，所設(shè)計(jì)的YL112Des鋁合金的微觀組織得到較大改變，抗拉強(qiáng)度及伸長性能得到顯著提升。

表5 設(shè)計(jì)的YL112Des鋁合金的力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of designed YL112Des aluminum alloy

4 結(jié) 論

1)YL112鋁合金因含有大片狀的共晶硅及大片狀的β-Al5FeSi富鐵相，其抗拉強(qiáng)度、伸長率均不佳；添加0.02% Sr將共晶硅經(jīng)變質(zhì)處理由粗大的片狀轉(zhuǎn)變成細(xì)小珊瑚纖維狀，其橫截面影像則呈現(xiàn)微小點(diǎn)狀；添加0.4%Mn可將β相轉(zhuǎn)變成不易受應(yīng)力集中的α-Al15(Fe,Mn)3Si2富鐵相。

2)YL112、YL112M、YL112S及YL112MS鋁合金的拉伸斷面都是脆性斷裂，斷裂起源發(fā)生在α(Al)與共晶硅、富鐵相及Al2Cu(Mg)等脆性相界面，以及在共晶硅與富鐵相界面。添加微量Mn、Sr及降低合金的Cu、Fe含量等，本課題設(shè)計(jì)的YL112Des鋁合金的斷裂面呈現(xiàn)兼具延性斷裂與脆性斷裂特征的復(fù)合形態(tài)，合金的脆性得到改善，且摩擦因數(shù)減小，提高合金的耐磨性能。

3)添加0.02%Sr的YL112鋁合金，可變質(zhì)脆性相共晶硅，使伸長率增加約1%；添加0.4% Mn中和劑可轉(zhuǎn)變?chǔ)孪嘈螒B(tài)，但對(duì)提高伸長率無明顯效果；降低Cu含量由3%減少至2%，可使伸長率增加約1%；減少Fe含量由0.8%降至0.4%，可使合金內(nèi)富鐵相減少，伸長率增加約為1%。綜上所述，本課題優(yōu)化設(shè)計(jì)的YL112Des鋁合金，其抗拉強(qiáng)度為182 N/mm2、伸長率為5.9%。相比于YL112鋁合金的抗拉強(qiáng)度及伸長率分別增加50 N/mm2和3.1%。