原标题：高强韧Al-Si-Cu-Mg挤压铸造合金组织性能研究

摘要：研究了高强韧Al-Si-Cu-Mg挤压铸造合金的组织性能。组织分析结果表明，挤压铸造合金中组织致密性优良，合金中的共晶Si、含Cu相均匀分布于材料的横截面。在T6处理后，合金中共晶Si与含Cu相均发生了明显的球化，时效过程含Cu/Si/Mg纳米强化相的析出能够使屈服强度提升180 MPa以上，同时合金也能保持良好的韧性；力学性能测试结果表明，四元组成的挤压铸造Al-9Si-3.4Cu-0.15Mg合金，T6处理后的屈服强度可达到375 MPa以上，抗拉强度可达到423 MPa以上，伸长率可达到9%以上。

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。

1、试验方法

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 ℃。

表1 挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金的光谱检测成分 %

图1 挤压铸造拉伸试棒示意图

试棒取拉伸段的横截面进行微观组织分析，使用NETZSCH DSC204进行铸态试样的DSC曲线分析，使用phenom XI扫描电镜(SEM)进行微观组织的观察分析，使用DDL200拉伸试验机进行拉伸性能测试；而后对铸态试样进行T6处理，490 ℃×4 h固溶处理后水淬，而后进行170 ℃×6 h的时效处理，观察T6处理后的微观组织以及拉伸性能测试；通过JEM-2100场发射透射电镜(TEM)观察时效后的纳米强化相析出，最后进行拉伸断口的扫描电镜观察。

2.试验结果与讨论

图2为挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金试棒横截面从试棒边部到心部再到边部的均匀性对比。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

图3为挤压铸造Al-Si-Cu-Mg合金高倍微观组织。可以看出，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。

图4为铸态Al-Si-Cu-Mg合金的升温DSC曲线。可以看出，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

图4 铸态Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲线

图5a和图5b为固溶处理后Al-Si-Cu-Mg合金的SEM微观组织。可以看出，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。

表2为Al-Si-Cu-Mg合金T6处理后的力学性能，可以看出，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。

在进行T6热处理之后，合金的屈服强度从175 MPa显著提升至375 MPa以上，可见挤压铸造合金可进行充分的T6处理并使其性能显著提升，在性能上相较于常规压铸件有明显的优势。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。结合有关的文献报道以及图6c和图6d可知，在Al-Si-Cu-Mg合金的时效过程中主要有θ'以及β''纳米强化相的析出，并且在Cu含量较高时，条状的θ'纳米相析出占据较为主要的贡献[16,17]，从图6a中可以看出，在Al-Si-Cu-Mg合金中Cu含量达到3.41%时，时效过程析出了数量较多的条状θ'相，同时也有一定数量的β''相析出，不同纳米强化相的析出共同起到了强化合金力学性能的作用。挤压铸造相较于重力铸造，形成的铸态组织更加细小，晶界含Cu相的尺寸也更小、更均匀。这种铸态组织能够使Cu在固溶处理后更加充分地回溶于基体，同时使晶界的含Cu相残留更少；这既有利于时效过程高密度θ'相的充分析出，同时晶界上较少的含Cu相残余也有助于合金保持较好的伸长率。所以，以挤压铸造方式进行高Cu低Mg合金配比的Al-Si-Cu-Mg成分合金制备，能够得到高强度、高伸长率的铸造铝合金材料。

(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

表2 铸态与T6处理后合金的拉伸性能

图7a和图7b为3号和5号T6拉伸试样的拉伸断口组织。可以看出，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

(a) 3号试样                   (b) 4号试样
图7 T6拉伸试样的拉伸断口组织

3、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。

作者：

范卫忠 黄建良 闫俊
华劲新材料研究院（广州）有限公司

王东涛 张海
苏州大学高性能金属结构材料研究院

本文来自:《特种铸造及有色合金》杂志2022年第42卷第4期