微量鋯對AlSn6Cu合金組織和力學(xué)性能的影響

翟 雍，趙 俊，孫紹波，韓新占

(上海漣屹軸承科技有限公司，上海 201100)

0 引 言

鋁錫軸瓦合金具有良好的順應(yīng)性、抗咬合性能和耐蝕性，并且其價格便宜，密度較小，符合現(xiàn)代發(fā)動機小型化、輕量化的發(fā)展方向，在發(fā)動機上作為軸瓦材料得到一定應(yīng)用。然而，鋁錫軸瓦合金的強度和承載能力較低，只能應(yīng)用于低載荷場合，這嚴重限制了鋁錫軸瓦合金的應(yīng)用。此外發(fā)動機技術(shù)的發(fā)展也對發(fā)動機軸瓦提出了更高強度和承載能力的要求[1-3]。因此，有必要開發(fā)性能更加優(yōu)異的鋁錫軸瓦合金。

AlSn6Cu合金是一種鋁基低錫合金材料，鑄造合金的晶粒一般為粗大的柱狀晶，合金的性能可通過晶粒細化得到改善。目前，已有使用磁控濺射法通過快速凝固細化晶粒的研究報道[4]，但磁控濺射法對設(shè)備要求高，生產(chǎn)效率低。通過添加微量合金元素細化晶粒的方法則更簡單且高效。研究發(fā)現(xiàn)：單獨添加鋯、鈧元素可在合金中形成Al3Zr[5-7]、Al3Sc[8-9]，聯(lián)合添加鋯、鈧元素則可以形成Al3(Zr，Sc)[10-12]，這些化合物顆粒與α-Al具有較低的錯配度，在凝固過程中可以作為強有效的異質(zhì)形核核心，起到細化晶粒的效果；微量釔和鋯元素的聯(lián)合添加可以使初生的α-Al晶粒變得圓整細小，二次枝晶間距減小，從而提高強度[13]。目前，在AlSn6Cu合金中添加微量合金元素的研究大多集中在熱處理態(tài)材料上[14-20]，有關(guān)微量合金元素對鑄態(tài)材料組織和性能的影響研究較少[21]。為此，作者在AlSn6Cu合金中添加微量鋯元素，研究了鋯含量對鑄態(tài)AlSn6Cu合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料為純度99.9%的純鋁錠、純度99.95%的錫錠、Al-5Zr中間合金和Al-50Cu中間合金，均由蘇州川茂金屬材料有限公司提供。按照表1配比稱取原料，將純鋁錠在中頻感應(yīng)熔煉爐中熔化，然后依次加入Al-50Cu中間合金、Al-5Zr中間合金和錫錠，待全部熔化后，使用石墨棒攪拌均勻，升溫到730 ℃保持2～3 min，扒去合金熔體表面的氧化渣，澆鑄到預(yù)熱至250 ℃的鑄鐵模具中，空冷，最終得到尺寸為155 mm×155 mm×22 mm(高度155 mm)的合金鑄錠。計算得到當(dāng)Al-5Zr中間合金質(zhì)量分數(shù)分別為0，1%，2%，4%，5%時，AlSn6Cu合金鑄錠中鋯含量(質(zhì)量分數(shù)，下同)分別為0，0.05%，0.10%，0.20%，0.25%。

表1 原料配比Table 1 Raw material ratios %

1.2 試驗方法

在距離鑄錠底部60 mm位置橫向截取尺寸為155 mm×22 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)磨拋后，先用MX4R型光學(xué)顯微鏡觀察金相試樣橫截面(155 mm×22 mm)正中心位置的β-Sn相形態(tài)；隨后，將金相試樣在由5 mL HF和100 mL H2O組成的溶液中淺腐蝕2～5 s，在MX4R型光學(xué)顯微鏡下觀察橫截面正中心位置的枝晶形貌。淺腐蝕不足以顯現(xiàn)晶界，為了觀察晶粒形貌，將淺腐蝕后的金相試樣再次浸入由5 mL HF+100 mL H2O組成的溶液中深腐蝕1～2 min，使用AmScope FMA050型體視顯微鏡觀察整個橫截面的晶粒形貌，并在截面上劃分5條等距的水平直線，通過統(tǒng)計每條直線穿過的晶粒數(shù)量計算晶粒尺寸，計算得到的晶粒尺寸取其平均值。

在距離鑄錠底部約60 mm位置橫向截取尺寸為155 mm×22 mm×10 mm的試樣并加工成直徑8 mm，標(biāo)距 50 mm的狗骨形拉伸試樣，在WDW-30型萬能拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min-1，各測3個試樣取平均值。使用JSM-7800F型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。采用HMAS-D100SZ型維氏顯微硬度計測試鑄錠硬度，載荷為0.98 N，加載時間為10 s，各打8個點取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 鋯含量對β-Sn相形貌的影響

由圖1可以看出：未添加和添加鋯元素的AlSn6Cu合金均由基體α-Al相和分布在枝晶間隙的β-Sn相組成，和文獻[22]中觀察到的組織類似。未添加鋯元素時，合金中的β-Sn相大多呈細小的顆粒狀，同時也有少量呈蠕蟲狀；添加鋯元素后，β-Sn相形狀由顆粒狀向蠕蟲狀轉(zhuǎn)變，并且轉(zhuǎn)變趨勢隨著鋯含量的增加越發(fā)明顯，顆粒尺寸也增大；當(dāng)鋯含量增至0.25%時，β-Sn相更加粗大，且呈網(wǎng)狀。

圖1 不同鋯含量AlSn6Cu合金的β-Sn相形貌(磨拋處理)Fig.1 Morphology of β-Sn phase of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (polishing processing)

2.2 鋯含量對晶粒形貌和尺寸的影響

由圖2可以看出：未添加鋯元素時，AlSn6Cu合金鑄錠橫截面邊部區(qū)域為粗大的等軸晶，靠近中心區(qū)域為柱狀晶，晶粒比較粗大；添加0.10%鋯后，鑄錠橫截面邊部和中心區(qū)域仍分別由等軸晶和柱狀晶組成，但邊部的等軸晶和中心的柱狀晶相比于未添加鋯元素時均發(fā)生細化；當(dāng)鋯含量增至0.20%時，橫截面中心的柱狀晶消失，組織全部由等軸晶組成，晶粒明顯細化，當(dāng)鋯含量繼續(xù)增至0.25%時，晶粒進一步得到細化。

圖2 不同鋯含量AlSn6Cu合金的晶粒形貌(腐蝕1～2 min)Fig.2 Grain morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (corrosion for 1-2 min)

由圖3可以看出，AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯含量增加而減小。未添加鋯時的晶粒尺寸為1 450 μm，鋯含量增至0.25%時為280 μm。AlSn6Cu合金中的鋯元素以Al-5Zr中間合金的形式加入，該中間合金中存在形狀不規(guī)則的Al3Zr相；Al3Zr相熔點較高，在鋁熔體中比較穩(wěn)定，并且與α-Al的原子間距錯配值和界面錯配值很小，具有多個位向關(guān)系[5]，是強有效的異質(zhì)形核核心。隨著鋯含量的增加，鋁熔體中Al3Zr的數(shù)量增加，合金的晶粒細化效果越發(fā)明顯。

圖3 AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯質(zhì)量分數(shù)的變化曲線Fig.3 Grain size vs zirconium mass fraction curve of AlSn6Cu alloy

鑄態(tài)AlSn6Cu合金的晶粒內(nèi)部一般存在非常發(fā)達的枝晶組織，這種組織中存在兩種界面：不同晶粒之間的枝晶界和同一個晶粒內(nèi)部的枝晶界。由圖4可以看出：未添加鋯元素時，AlSn6Cu合金的顯微組織為非常發(fā)達的樹枝晶組織，樹枝晶生長錯綜復(fù)雜；當(dāng)添加0.10%鋯后，樹枝晶開始退化，二次枝晶長度減小；當(dāng)鋯含量為0.20%時，顯微組織由樹枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)榛ò隊睿划?dāng)鋯含量繼續(xù)增至0.25%時，二次枝晶基本退化，顯微組織呈現(xiàn)近似球狀。

圖4 不同鋯含量AlSn6Cu合金的枝晶形貌(腐蝕2～5 s)Fig.4 Dendrite morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content (corrosion for 2-5 s)

未引入鋯元素時，鋁晶粒為自發(fā)形核，只有達到某一臨界尺寸的晶胚才能長大成為晶核，故晶核數(shù)量較少。晶核在長大過程中向固液界面前沿析出溶質(zhì)原子，造成某些局部位置成分過冷，晶體傾向于在其棱角處優(yōu)先生長，從而形成樹枝狀結(jié)構(gòu)。由于晶核數(shù)量較少，這些樹枝狀結(jié)構(gòu)的生長空間非常大，最終生長成發(fā)達的枝晶。因此，未添加鋯元素時鑄態(tài)AlSn6Cu合金的晶粒形貌表現(xiàn)為柱狀晶。當(dāng)以添加Al-5Zr中間合金的方式引入鋯元素時，鋁熔體中同步引入了Al3Zr顆粒，在凝固過程中Al3Zr顆粒成為異質(zhì)形核核心，增加了晶核數(shù)量，晶核生長的空間受限導(dǎo)致枝晶生長長度減小。當(dāng)鋯含量為0.10%時，引入的Al3Zr顆粒數(shù)量相對較少，晶粒形貌仍表現(xiàn)為柱狀晶，但明顯細化；當(dāng)鋯含量增至0.20%時，晶核數(shù)量進一步增加，樹枝晶結(jié)構(gòu)退化成花瓣狀結(jié)構(gòu)，此時每個花瓣狀結(jié)構(gòu)均由一個晶核發(fā)展而來，晶粒為等軸狀；當(dāng)鋯含量達到0.25%時，晶核密度非常高，晶核來不及發(fā)展成樹枝狀結(jié)構(gòu)就與相鄰的晶核接觸而停止生長，鋁晶粒全部呈近球形，每個近球形結(jié)構(gòu)均由一個晶核發(fā)展而來，晶粒為等軸狀。

2.3 鋯含量對力學(xué)性能的影響

由圖5可以看出：添加鋯元素后AlSn6Cu合金的抗拉強度均低于未添加鋯元素合金，但隨著鋯含量增加，添加鋯元素合金的抗拉強度逐漸升高最后趨于穩(wěn)定；顯微硬度隨鋯含量的增加先增大后減小，最大值出現(xiàn)在鋯含量為0.1%時。顯微硬度隨鋯含量增加先增大的原因在于，在合金中引入鋯元素的同時也引入了硬度較高且細小彌散的Al3Zr，當(dāng)鋯含量達到0.1%后又減小的原因在于，鑄態(tài)合金組織中有粗大的Al3Zr顆粒析出[23]。

圖5 AlSn6Cu合金的抗拉強度和硬度隨鋯含量的變化曲線Fig.5 Variation curves of tensile strength (a) and hardness (b) vs zirconium content of AlSn6Cu alloy

當(dāng)合金發(fā)生塑性變形時，部分晶粒內(nèi)的位錯源會先開動，并沿一定晶面產(chǎn)生滑移和增殖；晶界會阻礙位錯滑移，從而提高強度。因此一般而言，晶粒越細，即晶界越多，強度越高。AlSn6Cu合金的晶粒尺寸隨鋯含量增加而減小，但抗拉強度卻沒有表現(xiàn)出增大的趨勢，推測抗拉強度的變化還與組織中β-Sn相形貌及分布有關(guān)[24]。分布在晶界的β-Sn相會弱化晶界強度。未添加鋯時，雖然合金晶粒粗大，但β-Sn相呈顆粒狀且非常細小，對晶界強度影響較小，位錯需要在較大載荷作用下才能穿過晶界，因此抗拉強度較高。當(dāng)鋯含量為0.05%時，合金晶粒細化的效果還不是特別明顯，但β-Sn相已有部分轉(zhuǎn)變?yōu)槿湎x狀并且發(fā)生粗化，位錯到達晶界時可沿著蠕蟲狀的β-Sn軟相進行運動，合金的抗拉強度明顯降低。隨著鋯含量的繼續(xù)增加，晶粒細化效果越發(fā)明顯，細晶增強效果越發(fā)顯著，彌補了β-Sn相形態(tài)轉(zhuǎn)變帶來的強度下降，合金的抗拉強度逐漸增加。為了驗證這種猜測，對拉伸斷口形貌進行觀察。未添加鋯時合金的拉伸斷口非常平整，位錯穿過晶界運動，如圖6(a)所示；添加0.25%鋯元素時合金的拉伸斷口凹凸不平，位錯沿著網(wǎng)狀β-Sn相運動，如圖6(b)所示。這為上述猜測提供了更有力的證據(jù)，即AlSn6Cu合金的抗拉強度隨鋯含量的變化是細晶強化作用和β-Sn相對晶界的弱化作用相互競爭的結(jié)果。

圖6 不同鋯含量AlSn6Cu合金的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of AlSn6Cu alloy with different zirconium content

3 結(jié) 論

(1) 以添加Al-5Zr中間合金的方式在AlSn6Cu合金鑄錠中引入鋯元素，隨著鋯含量的增加，合金晶粒逐漸細化，形貌由樹枝狀向退化的枝晶狀或花瓣狀再向近球形轉(zhuǎn)變，β-Sn相則發(fā)生由顆粒狀向蠕蟲狀再向網(wǎng)狀的轉(zhuǎn)變。

(2) 添加鋯元素AlSn6Cu合金的抗拉強度均低于未添加鋯元素合金，但隨著鋯含量增加，添加鋯元素合金的抗拉強度逐漸升高最后趨于穩(wěn)定；抗拉強度的變化趨勢是細晶強化和β-Sn的晶界弱化相競爭的結(jié)果。隨著鋯含量增加，合金硬度先增大后降低，最大值出現(xiàn)在鋯質(zhì)量分數(shù)為0.10%時。