原标题：高强Al-Si 合金成分设计及组织性能研究

Al-Si系铸造铝合金因其优良的铸造性能、导热性能和耐腐蚀性能，被广泛应用于航空航天和汽车制造领域。然而，单一的Al-Si二元合金力学性能较差，难以满足高强度零部件的需求。为此，通常通过合金化引入Cu和Mg元素，形成Al-Si-Cu-Mg系合金，以满足如发动机缸体和铝合金机匣等关键部件的性能要求。然而，随着军工行业和航空航天领域对材料性能要求的不断提高，传统的Al-Si-Cu-Mg合金在力学性能上的限制逐渐显现，需要研发新的高强韧铝合金，促进铸造铝合金在航空航天领域中的应用。

传统新型合金的研发往往依赖于试错法。这种方法不仅试验成本高，结果难以预测，而且需要较长的试验周期。然而，近年来，随着计算材料工程（ICME）的快速发展，基于热力学计算的新型材料设计、工艺优化及性能预测逐渐取代传统试错法，成为材料研究的重要手段之一。研究者利用JMatPro软件计算了2324铝合金的平衡相组成，并分析了热处理过程中各相的析出顺序，从而确定了最佳热处理工艺。基于ICME方法，研制了一种新型A354铝合金。通过优化热处理工艺，该合金表现出较高的强度和韧性，已成功应用于汽车制造业。利用Pandat软件研究了微量Sc元素对Al-Si-Cu-Mg合金力学性能的影响，发现Sc的加入能有效改善合金的孔隙分布，显著提升其力学性能。

本研究主要利用热力学计算软件Pandat和JMatPro对新型Al-Si合金的成分进行研究。首先，通过Pandat软件确定合金中Si、Mg和Cu元素的含量范围，随后，利用JMatPro软件对正交试验表中的数据进行计算，预测不同成分下合金的力学性能，从而确定新型Al-Si合金的最佳成分。同时，还研究变质剂和细化剂对合金组织和性能的影响，以期为研制具有优良力学性能的Al-Si合金提供参考。

图文结果

本试验所使用的材料包括99.9%（质量分数，下同）纯铝和纯Mg、Al-25Si、Al-50Cu、Al-10Sr和Al-5Ti-1B中间合金，具体成分见表1。熔炼过程中使用GR3-100-9坩埚电阻炉作为主要设备。试验首先将纯铝和Al-25Si中间合金置于坩埚中，加热至约740 ℃，待其完全熔化后，依次加入Al-50Cu中间合金、纯Mg、Al-5Ti-1B中间合金和变质剂Sr。在温度降至约720 ℃时，加入C2Cl6对熔体进行精炼和除气处理。随后，将熔体静置保温30 min后倒入金属型中，完成铸态合金试样的浇注。

利用FEI Nova Nano SEM450型场发射扫描电镜和XJP-3Ad型金相显微镜对合金的显微组织进行观察。金相试样在显微组织观察前须经过400、1 000、1 500和2 000目砂纸进行研磨，依次使用粒度为2.5和0.5 μm金刚石研磨膏进行抛光，并经超声清洗后使用Keller试剂（95%的H2O+2.5%的HNO3+1.5%的HCl+1%的HF，体积分数）腐蚀10~15 s。力学性能测试采用UTM4203X型电子万能试验机进行，拉伸速率为2.00 mm/min，拉伸试样尺寸见图1，每种成分合金进行3次拉伸测试，取平均值。物相分析采用D8 ADVANCE型X射线衍射仪（XRD），扫描速度为5 （°）/min，扫描范围为10°~90°。

表1 Al-Si合金的化学成分(%)

图1 拉伸试样示意图

Si元素能够显著提高铝合金的流动性能、降低收缩量，并减少缩松等铸造缺陷。为研究Si含量变化对合金凝固特性的影响，计算了Si含量在5%~9%范围内Al-xSi-0.7Mg合金的凝固路径，计算结果见图2和表2。可以看出，随着Si含量的提高，合金的凝固温度范围逐渐减小，凝固潜热显著增加。与Si含量为5%的合金相比，当Si含量为7%时，凝固温度范围减小了21.8%，凝固潜热增加了3.9%；当Si含量为9%时，凝固温度范围进一步缩小（较5%时缩小了40.3%），凝固潜热增加了8.2%。较小的凝固温度范围和较高的凝固潜热有助于提升合金的流动性能，降低热裂倾向，从而减少铸造缺陷，因此Si含量的增加有利于提高合金的铸造性能。

Al-Si-Mg-Cu合金是一种可通过热处理强化的铝合金，其中Q相是主要强化相。为确保固溶过程中Q相能够充分溶解并固溶进入基体，形成过饱和固溶体，固溶温度应满足既能使Q相完全固溶，又低于合金的固相线温度。图3为不同Cu、Mg含量对合金凝固特性的影响。可以看出，在交线左侧区域进行固溶处理时，可确保Q相完全溶解且固溶温度低于平衡固相线温度。因此，Mg含量范围初步确定为0.3%~0.7%。为在提升合金力学性能的同时尽量降低Cu含量带来的不利影响，Cu含量范围暂定为1%~2%。

图2 Si含量对Al-xSi-0.7Mg合金凝固路径的影响

表2 Al-xSi-0.7Mg合金的凝固特征

图3 Cu、Mg含量变化对合金凝固特性影响

在确定Si、Mg、Cu合金元素范围的基础上，为进一步研究不同合金元素对力学性能的影响，并确定力学性能的最优成分，设计了一组正交试验，其因素水平表见表3。

利用JMatPro软件中铝合金的Cast Strength模块计算了正交试验中不同成分铝合金的铸态力学性能，结果见表4。可以看出，对合金抗拉强度的影响程度从大到小依次为Mg>Cu>Si，合金成分为Al-9Si-0.7Mg-1.5Cu时抗拉强度最高；对合金屈服强度影响程度从大到小依次为Mg、Cu、Si，合金成分为Al-7Si-0.7Mg-2.0Cu时屈服强度最高；对合金硬度影响程度从大到小依次为Mg、Cu、Si，合金成分为Al-9Si-0.7Mg-1.5Cu时硬度最高。综合考虑合金成分对铸造性能和力学性能的影响，最终选定Al-9Si-0.7Mg-1.5Cu作为最优合金成分。

表3 正交试验因素水平表

表4 正交试验结果

图4为3种成分合金的金相组织。可以看出，未经变质和细化处理的合金A中，其α-Al晶粒较为粗大，共晶Si相主要以细长针状或粗大的板条状存在，形态不规则，严重割裂了基体组织，影响了合金的力学性能。有研究指出，添加变质剂Sr后，Sr能够充当非均匀形核衬底对Al-Si合金产生一定的细化作用，由于共晶Si相主要生长于α-Al枝晶间，α-Al晶粒细化也会限制共晶Si相的生长。同时，根据杂质诱导孪晶理论，Sr元素吸附在共晶Si相的生长台阶上，进一步抑制其生长。可以看出，Sr变质后合金的组织更为规则，α-Al尺寸减小呈现枝晶状，Si相明显细化，由原先的细长针状转变为短棒状，呈网状分布于α-Al枝晶间，见图4b。合金C中，由于Al3Ti相和Ti2B相的形成为α-Al晶体的生长提供了更多异质形核位点，进一步细化了α-Al晶体，使其晶粒更加圆整。共晶Si相也由短棒状细化为块状，并在铝基体中呈珊瑚状聚集分布。热处理后，合金C中共晶Si相圆整为球形颗粒均匀分布在基体中，初生α-Al由树枝晶向等轴晶转变，组织更加均匀。

图5为3种合金的力学性能。可以看出，经过变质处理后，合金的力学性能显著提升。这主要归因于Sr的变质作用，使原本细长针状的共晶Si相细化为短棒状和颗粒状，并在枝晶间均匀分布，同时α-Al枝晶也得到了细化，从而提高了合金的伸长率。

图4 3种成分合金的金相组织形貌

图5 3种合金的力学性能

图6为合金C的铸态及T6态显微组织的。可以看出，合金的铸态组织主要由浅灰色的共晶Si相、α-Al相、亮白色的块状强化相、深灰色的条状强化相以及黑色鱼骨状强化相组成。为进一步确认强化相的种类，对其进行了EDS能谱分析，结果见表5。根据EDS分析结果，铸态组织中的主要强化相包括块状的θ-Al2Cu和Q-Al5Cu2Mg8Si6相，以及由于快速凝固而未完全转化的黑色鱼骨状Mg2Si相。此外，还存在少量由杂质Fe形成的灰色长条针状π-Al8FeMg3Si6相，这种含Fe的有害相在此前研究中也有发现。从图6b可以看出，经过T6热处理后，基体中仅剩颗粒状的共晶Si相均匀分布于α-Al枝晶间，大部分金属间化合物在固溶阶段已溶入基体，因此避免了合金受力时的应力集中现象，合金的强度和韧性得到了显著提升。

图7为铸态合金的XRD图谱。可以看出，合金的铸态组织中主要包含4种相，分别为共晶Si、α-Al、Q-Al5Cu2Mg8Si6和θ-Al2Cu相，其中由于Mg2Si相和π-Al8FeMg3Si6含量过少，所以在XRD测试中很难检测出，这也证实了EDS能谱的测试结果。

图6 合金C铸态和T6态显微组织

表5 Al-9Si-0.7Mg-1.5Cu合金铸态组织金属间化合物能谱分析结果

图7 铸态合金XRD图谱

图8为不同状态合金的拉伸断口形貌。可以看出，未变质时铸态下合金断口呈现典型的脆性断裂，主要为沿晶断裂。这是由于合金组织中存在长条针状的共晶Si相，以及形态不规则的α-Al枝晶。在拉伸载荷作用下，共晶Si相的尖端容易割裂合金基体，而共晶Si相本身因尺寸较大且质脆，断裂多发生在共晶Si相内部或金属间强化相与基体的交界处，导致合金力学性能较差，伸长率较低。经过Sr变质处理后，合金铸态拉伸断口断裂方式仍为脆性断裂，但由于Sr的变质作用，共晶Si相由细长针状转变为短棒状，α-Al枝晶的排列更加规则且尺寸有所减小，因此断口更加细密，合金的力学性能和伸长率有所提升。变质细化后（合金C）铸态拉伸断口断裂方式转变为混合型断裂。此时，共晶Si相进一步细化为小颗粒状或块状，α-Al枝晶更加圆整，断口上出现了韧窝结构，表明合金的抗变形能力有所增强，抗拉强度和韧性进一步提升。合金C经过T6热处理后的拉伸断口呈典型的韧性断裂特征。热处理后，共晶Si相进一步转变为圆球状，均匀分布在基体中，大部分金属间强化相在固溶过程中溶解进基体，并在时效过程中析出为纳米级析出相。这种组织优化使合金的抗拉强度和韧性大幅提升，断口中韧窝数量多且密集。

图8 合金拉伸断口形貌

结论

（1）通过热力学软件计算了不同Si含量对凝固特性的影响，以及不同Cu和Mg含量对固相线温度和Q-Al5Cu2Mg8Si6相形成温度的影响，确定了Si、Cu、Mg的成分范围。进一步计算了正交试验中不同成分铝合金的铸态力学性能，最终确定了Al-9Si-0.7Mg-1.5Cu为最优成分。该合金的铸态条件下抗拉强度为243.7 MPa，屈服强度为145.2 MPa，硬度（HV）为 75.8，伸长率为3.8%；经过T6热处理后，抗拉强度提升至382.5 MPa，屈服强度为265.8 MPa，硬度（HV）为137.5，伸长率达到5.6%。

（2）变质细化处理能够显著改善合金的微观组织形貌，从而提升合金的力学性能。经过T6热处理后，金属间强化相θ-Al2Cu、Q-Al5Cu2Mg8Si6等固溶进入基体，形成过饱和固溶体，经后续时效弥散析出。同时，共晶Si相由原本的不规则形态转变为颗粒状，进一步优化了合金组织，使得合金的力学性能得到显著提升。

（3）随着变质剂和细化剂的加入，合金中的共晶Si形貌和α-Al枝晶结构变得更加规整且分布更加均匀，使合金的断裂方式由脆性断裂逐渐向韧性断裂转变。经过T6热处理后，共晶Si相进一步细化并转变为球状，断裂方式完全转变为韧性断裂，合金的强度和韧性显著提升。

《高强Al-Si 合金成分设计及组织性能研究》

王恒 邹爱华 文宇

南昌航空大学材料科学与工程学院

本文转载自：《特种铸造及有色合金》