挤压钨合金粉末冶金制造商（华劲新材料研究院）
挤压钨合金粉末冶金制造商（华劲新材料研究院）✦图2 挤压铸造试棒横截面微观组织均匀性✦【研究结果】对比挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金试棒横截面从试棒边部到心部再到边部的组织可以看出，挤压铸造试棒横截面的微观组织较为均匀，其中的白色相为含Cu相，主要为θ-Al2Cu相与Q-AlCuMgSi相，在试棒横截面分布较为均匀，未出现明显的偏聚，这有利于合金力学性能的均匀稳定。
挤压铸造工艺是结合铸造和塑性加工特点的先进精确材料成形加工技术。其加工过程中液态金属在外压力下充型、凝固、结晶和成形，所得到的铸件具有内部组织致密、晶粒细小、力学性能良好、表面粗糙度低和尺寸精度高等优点，是高效利用铝合金材料、构件高性能化和精确化的重要成形技术，相较于压铸材料，铝合金挤压铸件可以通过T6热处理进行时效强化，有效提高其力学性能。目前挤压铸造铝合金主要以Al-Si-Mg合金为主，其具有良好的铸造性能和耐蚀性，T6处理后通过β''强化相的析出，可使合金的屈服强度提升至250~300 MPa，伸长率为6%~10%。但随着新一代轻量化挤压铸造铝合金对力学性能要求的提高，需要屈服强度达到350 MPa以上，伸长率大于6%，以满足铸造铝合金承载件的性能需求。目前研究较多的Al-Cu系铸造合金，虽然能够达到较高的力学性能指标，但Al-Cu合金的铸造性能弱于Al-Si合金，压力铸造过程易出现铸造缺陷。而Al-Mg系的铸造铝合金铸造性能以及强度目前难以满足高强韧铸造铝合金的性能需求。本课题以此为出发点，以铸造性能优异的Al-Si系合金为基础，通过Cu、Mg含量的适当匹配，设计制备高强韧的挤压铸造铝合金，分析其微观组织与力学性能，同时分析T6处理后合金的强化机理。
【研究方法】
试验使用99.99%纯铝锭，Al-20Si中间合金，99.95%纯Mg锭，99.99%纯Cu块在挤压铸造机边炉内配置试验合金，合金设计成分为Al-9Si-3.5Cu-0.15Mg，光谱检测实际成分见表1。首先在机边炉内熔炼纯铝锭，而后在730~750 ℃温度下依次加入Si、Mg、Cu元素原料进行熔化，而后对熔体使用高纯氩气除气精炼20 min。合金使用Al-10Sr中间合金进行Si变质处理，细化共晶Si组织。熔炼完成后进行挤压铸造试验，试验使用HVSC-400T型挤压铸造机，其中熔体浇注温度710~750 ℃，挤压力50~60 MPa，试验使用直径6 mm的拉伸试棒模制备挤压铸造拉伸试棒，其尺寸见图1，试棒模具温度240~260 ℃。
图1 挤压铸造拉伸试棒示意图
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【研究结果】
对比挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金试棒横截面从试棒边部到心部再到边部的组织可以看出，挤压铸造试棒横截面的微观组织较为均匀，其中的白色相为含Cu相，主要为θ-Al2Cu相与Q-AlCuMgSi相，在试棒横截面分布较为均匀，未出现明显的偏聚，这有利于合金力学性能的均匀稳定。
图2 挤压铸造试棒横截面微观组织均匀性
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挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金微观组织主要由黑色的α-Al相、灰色的共晶Si相以及白色的θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相组成，其中两种含Cu相的能谱测试结果见图3e、图3f。θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要沿α-Al的晶界分布，通过图3c、图3d可知，θ-Al2Cu、Q-AlCuMgSi相主要呈现短杆状和块状，另外合金中的共晶Si主要呈现细小绒毛状，熔炼过程的Sr变质对共晶Si相起到了良好的变质细化作用，细小的共晶Si形态有利于固溶处理过程Si颗粒的球化分散以及力学性能的提高。
铸态Al-Si-Cu-Mg合金的在505 ℃的位置出现了θ-Al2Cu相的吸热熔化峰，而后在约525 ℃出现了Q-AlCuMgSi相的吸热熔化峰，之后在570 ℃左右出现了共晶Si的熔化峰。DSC的结果表明，合金的固溶温度最高不能超过505 ℃，所以T6处理试验以此为依据，并考虑热处理可能出现的温度波动，设定固溶温度为495 ℃。
(a) 基体组织 (b)析出相形貌 (c) 含Cu相形貌 (d)共晶Si形貌 (e) Q-AlCuMgSi相EDS (f)θ-Al2Cu相EDS
图3 挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金的SEM和EDS分析
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图4 铸态Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲线
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合金在经过固溶处理以后，共晶Si相和Al2Cu相均发生了明显的球化，Al2Cu相发生了明显的回溶，从图5c和图5d可以看出，共晶Si相主要呈现近球化的颗粒状，Al2Cu相也主要以近似球化的颗粒状存在。这种固溶处理后合金相的球化、分散，固溶处理过程合金元素的回溶，有助于合金韧性的提高。
相较于铸态下合金的力学性能，T6处理后合金的屈服强度和抗拉强度有明显的提升，屈服强度超过375 MPa，抗拉强度超过420 MPa，同时合金保持7%~9%的良好伸长率，较Al-Si-Mg挤压铸造合金性能有明显提升，具有高强高韧的力学性能。
图6为时效处理后Al-Si-Cu-Mg合金纳米强化相的析出的TEM图像及其对应的选区衍射斑点。
(a) SEM图1 (b) SEM图2 (c) 含Cu相与Si颗粒1 (d)含Cu相与Si颗粒2
图5 T6处理后Al-Si-Cu-Mg合金的微观组织
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3号和5号T6拉伸试样的拉伸断口组织中出现了较为均匀的韧窝形态，球化的硬质Si颗粒在拉伸过程易出现应力集中形成断裂源，均匀弥散的Si颗粒能够一定程度分散拉伸过程的应力集中且形成均匀的韧窝组织，3号试样这种较为均匀致密的断口形态也能反映出合金相对较高的伸长率。而5号试样的断口组织则出现了尺寸较大的长片状Al2Cu相，断口组织的均匀性也较差，反应在伸长率上也说明了组织的不均匀性导致合金韧性的下降。
(a) TEM图像; (b) 选区衍射斑点; (c) β''相的HRTEM图像; (d) θ'相的HRTEM图像
图6 时效处理后Al-Si-Cu-Mg合金纳米强化相的析出
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(a) 3号试样 (b) 4号试样
图7 T6拉伸试样的拉伸断口组织
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【研究结论】
(1)挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金试棒横截面的组织分布较为均匀，Cu和Mg在中主要形成θ-Al2Cu、Q-AlSiCuMg相，T6热处理后，含Cu相与共晶Si相出现了明显的球化现象，Cu与Mg在固溶处理过程中向基体中回溶。
(2)挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金在T6处理后，屈服强度与抗拉强度有显著提高，分别达到375 MPa和423 MPa，伸长率为7%~9%，显现出良好的强韧性指标，T6处理后，合金中主要析出了θ'以及β''纳米强化相，有效强化了合金的力学性能，同时T6处理后弥散均匀的共晶Si颗粒以及含Cu相又有利于合金韧性的提高。
【引用格式】
范卫忠 黄建良 闫俊 等.高强韧Al-Si-Cu-Mg挤压铸造合金组织性能研究[J].特种铸造及有色合金 2022 42(4);513-516.
FAN W Z HUANG J L，YAN J et al. Microstructure and mechanical properties of highestrength-ductility Al-Si-Ct-Mg alloy by squeeze casting[J].Special Casting &. Nonferrous Alloys，2022，42(4):513-516.
