鍶和硼復合變質(zhì)對Al-Si-Cu-Mg合金組織及力學性能的影響

譚震林，周 全，張連騰，楊成剛

(南昌航空大學航空制造工程學院，南昌 330063)

0 引 言

鋁硅合金因強度高、熱穩(wěn)定性、耐熱性、耐磨性以及耐腐蝕性較好而廣泛應用于交通運輸業(yè)和航空航天等領(lǐng)域[1]。在鋁硅合金中加入銅和鎂后進行固溶和時效處理，生成的Al2Cu相和Mg2Si相對合金有一定強化作用，但合金力學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相和共晶硅的細化方法主要有物理方法和化學方法，化學方法主要包括鈉、鍶、鉀、硼、銻等元素的變質(zhì)處理，物理方法主要包括超聲波、機械振動及電磁場處理等[2-4]。在上述細化方法基礎(chǔ)上進一步進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，鍶主要用于細化共晶硅相，硼主要細化α-Al相。WU等[5]研究發(fā)現(xiàn)，當加入0.25%(質(zhì)量分數(shù)，下同)鍶時，共晶硅由針狀或短棒狀變?yōu)轭w粒狀，初生α-Al相的粗枝晶完全細化，并且抗拉強度和伸長率分別提高了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)榧毿±w維狀，同時合金伸長率大幅提高。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，合金的力學性能先升高后降低，轉(zhuǎn)折點為鍶含量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，合金的抗拉強度和伸長率最大。丁超等[10]發(fā)現(xiàn)，在Al-7Si合金中加入0.03%硼時，晶粒細化效果最好。李小松等[11]發(fā)現(xiàn)硼可以使Al-7Si合金的初生α-Al由樹枝晶變?yōu)榧毿≈鶢罹В划斉鸷繛?.036%時，合金組織細小而均勻，同時抗拉強度和伸長率分別提高了15%和68%。劉靚等[12]發(fā)現(xiàn)，加入0.3%Al-5Ti-B時，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性能，逐漸替代一些鋼鐵材料在很多領(lǐng)域得到應用，有利于實現(xiàn)輕量化及節(jié)能減排的目的。航空航天和交通運輸?shù)刃袠I(yè)的飛速發(fā)展對鋁合金的性能提出了更加嚴格的要求。目前，關(guān)于單一硼或鍶變質(zhì)對Al-Si-Cu-Mg系鋁合金凝固組織與性能影響的研究較多，但鍶和硼復合變質(zhì)的研究較少。為此，作者對Al-6Si-3Cu-0.3Mg合金進行鍶變質(zhì)、硼變質(zhì)以及鍶和硼復合變質(zhì)處理，研究了變質(zhì)前后鑄態(tài)與T6態(tài)合金的組織與力學性能。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為自制的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，當熔體溫度為750 ℃時，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)、鍶和硼復合變質(zhì)合金。鍶變質(zhì)處理試樣中鍶質(zhì)量分數(shù)為0.05%；硼變質(zhì)處理試樣中硼質(zhì)量分數(shù)為0.03%；鍶和硼復合變質(zhì)處理試樣中硼的質(zhì)量分數(shù)為0.03%，鍶的質(zhì)量分數(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。對變質(zhì)及未變質(zhì)合金進行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。后文如無特指，鍶和硼復合變質(zhì)時的鍶含量(質(zhì)量分數(shù)，下同)均為0.050%。

1.2 試驗方法

采用線切割法截取試樣，經(jīng)研磨和拋光后，使用體積分數(shù)為0.5%的HF溶液進行腐蝕，采用XJP-6A型光學顯微鏡觀察顯微組織；通過S-viewer型圖像分析軟件對鑄態(tài)合金初生a-Al晶粒平均尺寸和T6態(tài)合金共晶硅平均長度進行測量，每個試驗條件下測5次取平均值；采用D8Advance型X射線衍射儀(XRD)分析物相組成，掃描方式為步進掃描；采用WDW-200D型電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min-1，試樣尺寸見圖1，通過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 試驗結(jié)果與討論

2.1 不同變質(zhì)處理對顯微組織的影響

鑄態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)試驗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)試驗合金中初生α-Al樹枝晶較為粗大，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，試驗合金中的初生α-Al相細化，一次枝晶變短；鍶和硼復合變質(zhì)處理后，試驗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)試驗合金中存在3種不同的相。點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B處僅含有鋁元素，為α-Al基體相；點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條狀，鍶變質(zhì)以及鍶和硼復合變質(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樹枝晶)平均尺寸和共晶硅平均長度最大；鍶變質(zhì)處理后，初生晶粒平均尺寸仍較大，但共晶硅平均長度顯著減小；硼變質(zhì)處理后，初生晶粒平均尺寸顯著減小，共晶硅平均長度略有下降；鍶和硼復合變質(zhì)處理后，合金的初生晶粒平均尺寸和共晶硅平均長度均明顯減小。未變質(zhì)處理時，α-Al相與共晶硅自由生長，晶粒得以充分長大。硼變質(zhì)處理后，合金中會形成高熔點化合物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相細化[8]。鍶變質(zhì)處理時，鋁硅相中硅的生長受到阻礙，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，共晶硅由原來的臺階生長變?yōu)閷\晶凹谷機制生長，進而導致共晶硅細化[4]。鍶和硼復合變質(zhì)后，初生α-Al與共晶硅均有所細化，由于鍶含量超過0.04%，鍶與硼發(fā)生反應生成大量鍶、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)前后試驗合金鑄態(tài)初生晶粒平均尺寸和T6態(tài)共晶硅平均長度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)處理對物相組成的影響

由圖6可以看出，不同變質(zhì)處理試驗合金T6態(tài)組織中除含有較為明顯的(光學顯微鏡可見)α-Al、共晶硅和Al2Cu相外，還生成了Mg2Si相。同時，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，而復合變質(zhì)合金中兩相同時出現(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未能檢測出。

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

2.3 鍶含量對復合變質(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)量分數(shù))復合變質(zhì)合金鑄態(tài)組織中的α-Al均為樹枝晶，隨著鍶含量的增加，α-Al相逐漸粗化。

圖7 不同鍶含量復合變質(zhì)試驗合金的鑄態(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T6態(tài)復合變質(zhì)合金中鍶含量為0.025%時，共晶硅基本呈顆粒狀；當鍶含量增加到0.05%后，出現(xiàn)少量短棒狀共晶硅；當鍶含量增至0.075%后，短棒狀共晶硅增多，少量呈長條狀。由圖9可知，隨鍶含量增加，復合變質(zhì)合金的初生晶粒平均尺寸略有增大，共晶硅平均長度則先減小后增大。α-Al相的形貌變化對共晶硅的分布有較大影響，硼的加入使試驗合金中α-Al樹枝晶有所細化，共晶硅分布變得更均勻。當添加0.025%鍶時，一方面鍶導致共晶硅由臺階生長變?yōu)閷\晶凹谷機制生長，共晶硅細化；另一方面鍶與硼反應生成SrB6，該顆粒相對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。但反應消耗了硼，導致了初生晶粒尺寸的增大。當鍶含量較高(>0.04%)時，部分鍶與硼發(fā)生反應生成物質(zhì)的量比為3…4的鍶硼化合物而消耗，細化作用減弱，因此初生α-Al和共晶硅繼續(xù)粗化。

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

圖9 不同鍶含量下復合變質(zhì)試驗合金的鑄態(tài)初生晶粒平均尺寸和T6態(tài)共晶硅平均長度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 力學性能

由圖10可以看出：T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)處理試驗合金的抗拉強度較鑄態(tài)的均有大幅提升；變質(zhì)處理方式對鑄態(tài)合金的抗拉強度影響不大，未變質(zhì)、硼變質(zhì)、鍶變質(zhì)、復合變質(zhì)T6態(tài)合金的抗拉強度則依次增大；硼變質(zhì)T6態(tài)合金伸長率較鑄態(tài)的有所增加，而鍶變質(zhì)和復合變質(zhì)T6態(tài)合金的伸長率則有所下降；與未變質(zhì)處理鑄態(tài)合金相比，復合變質(zhì)鑄態(tài)合金的抗拉強度和伸長率分別提高了3.71%和13%，復合變質(zhì)T6態(tài)合金的抗拉強度提高了33.6%，但伸長率降低了41.9%。變質(zhì)處理合金力學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，合金中α-Al樹枝晶粗大，共晶硅長度亦較大，故合金強度偏低。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化，因此合金強度得到提高。與鑄態(tài)的相比，T6態(tài)試驗合金強度提高的原因主要是由于Al2Cu相和Mg2Si相的固溶和時效強化作用。

圖10 鑄態(tài)和T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)后試驗合金的抗拉強度和伸長率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)復合變質(zhì)合金的抗拉強度變化不大，T6態(tài)合金的抗拉強度則逐漸升高；鑄態(tài)和T6態(tài)合金的伸長率均先升高后降低，鍶含量為0.025%時的伸長率最大。隨著鍶含量的增加，雖然α-Al基體有所粗化，但由于鍶對CuAl2相的細化作用，CuAl2相的固溶和時效強化效果增加，故T6態(tài)合金的抗拉強度逐漸升高。共晶硅的形貌和分布對合金伸長率的影響較大:當添加0.025%鍶時，共晶硅由長條狀變?yōu)轭w粒狀，對合金基體的割裂作用減弱，故伸長率有所提高；鍶含量高于0.050%時，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，過多的鍶會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)復合變質(zhì)試驗合金的抗拉強度和伸長率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；復合變質(zhì)處理后，解理面進一步減小，撕裂棱明顯增多且變短，呈準解理斷裂特征。

圖12 T6態(tài)未變質(zhì)和變質(zhì)后試驗合金的拉伸斷口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)、鍶和硼復合變質(zhì)均可細化鑄態(tài)與T6態(tài)試驗合金組織，提高抗拉強度，其中復合變質(zhì)處理的效果最為顯著；與未變質(zhì)處理的相比，復合變質(zhì)處理后鑄態(tài)合金的抗拉強度和伸長率分別提高了3.71%和13%，T6態(tài)合金的抗拉強度提高了33.6%，但伸長率降低了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，復合變質(zhì)合金解理面較小，且存在大量短撕裂棱，呈準解理斷裂特征。

(2) 復合變質(zhì)處理時，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，復合變質(zhì)鑄態(tài)合金的抗拉強度總體變化不大，T6態(tài)合金的抗拉強度逐漸升高；鑄態(tài)和T6態(tài)復合變質(zhì)合金的伸長率先升高后降低，鍶含量為0.025%，復合變質(zhì)合金塑性最好。