摘要：采用純銅質(zhì)蛇形通道復(fù)合Sr變質(zhì)制備了Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的半固態(tài)漿料，并進行了流變壓鑄，研究了在不同Sr加入量時，T6處理對流變壓鑄試樣的性能和組織的影響。結(jié)果表明，在復(fù)合工藝制備下，充分細化了初生Si和有效變質(zhì)了共晶Si，再經(jīng)T6處理后可以得到圓整的顆粒狀共晶Si和棱角被鈍化的初生Si，并且熱處理前的變質(zhì)效果越好，T6處理后得到的共晶Si形貌越圓整細??；T6處理進一步提高了復(fù)合處理制備的Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金半固態(tài)流變壓鑄試樣的抗拉強度，熱處理前后的最高抗拉強度都出現(xiàn)在Sr含量為0.02%的條件下。

過共晶Al-Si合金具有優(yōu)異的耐磨損和耐腐蝕性能、較低的密度、較高的熱穩(wěn)定性和優(yōu)異的力學(xué)性能。其主要用于制造汽車或摩托車等發(fā)動機的活塞、缸套、帶輪、傳動裝置等零件。但當(dāng)Si含量較高時，過共晶Al-Si合金組織中會出現(xiàn)粗大的多角塊狀、板條狀及五星瓣狀不規(guī)則的初生Si，共晶Si也生長成為長針片狀，這種狀態(tài)嚴重割裂了合金基體，受力條件下易于在初生Si邊緣產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致微裂紋產(chǎn)生，惡化合金的力學(xué)性能。因此，為了提高過共晶Al-Si合金的性能，必須同時充分細化初生Si和有效變質(zhì)共晶Si。

為了充分細化初生Si和有效變質(zhì)共晶Si，傳統(tǒng)的方法是往過共晶Al-Si合金中加入適量的P或S來細化初生Si，加入適量的Na、Sr、Sb等來變質(zhì)共晶Si，但當(dāng)同時加入P或S和Na、Sr、Sb時，會發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，既降低了初生Si的細化作用，也會削弱共晶Si的變質(zhì)效果。純銅質(zhì)蛇形通道澆注制備半固態(tài)合金漿料是近些年提出的一種方法，可以制備出質(zhì)量良好的半固態(tài)合金漿料。本課題設(shè)想利用純銅質(zhì)蛇形通道來充分細化初生Si，再提前往合金中加入Sr來化學(xué)變質(zhì)共晶Si，以同時實現(xiàn)初生硅的充分細化與共晶硅的有效變質(zhì)，并且純銅質(zhì)蛇形通道制備的半固態(tài)過共晶Al-Si合金漿料可實現(xiàn)流變壓鑄，可有效減輕試樣的卷氣。T6處理可以進一步改善過共晶Al-Si合金流變壓鑄試樣的力學(xué)性能。因此本課題采用水冷純銅質(zhì)蛇形通道和Sr復(fù)合工藝制備半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金漿料，再對流變壓鑄試樣進行T6處理，考察了流變壓鑄試樣的抗拉強度、組織的變化，旨在為其應(yīng)用提供參考。

1、試驗方案

試驗合金為較高純度的Al-27Si合金，其化學(xué)成分見表1。Sr以Al-10Sr中間合金的形式加入。

表1 Al-27Si鋁合金的化學(xué)成分 %

采用電阻爐加熱Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金，熔化溫度控制在850 ℃。當(dāng)合金熔化后，保溫2 h，再加入Al-10Sr中間合金，隨后保溫30 min。Sr的加入量分別為0、0.01%、0.02%、0.03%。合金保溫后，再向熔體中通入10 min的Ar進行除氣，隨后將熔體溫度降至830 ℃附近時，進行扒渣并準(zhǔn)備澆入蛇形通道內(nèi)。在澆注之前，蛇形通道提前通入冷卻水。將830 ℃的Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金液澆入純銅質(zhì)蛇形通道，半固態(tài)漿料流入提前預(yù)熱至200 ℃的陶瓷澆勺中，立即將其倒入壓鑄機的壓室內(nèi)并進行流變壓鑄。純銅質(zhì)蛇形通道制備半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg過程見圖1。采用4XC倒置光學(xué)顯微鏡（OM），拍攝金相照片，并計算初生Si和共晶Si等效圓直徑D：

式中，Ai為初生Si面積；N為統(tǒng)計的初生Si顆?？倲?shù)。

流變壓鑄采用YYC180B型臥式冷室壓鑄機，壓射比壓為90 MPa，壓射壓頭速率為0.5 m/s,保壓時間為9 s，同時制備4支標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣和料柱，見圖2。

T6處理工藝：固溶溫度為490 ℃，保溫6 h，水淬；時效溫度為180℃，時效時間為6 h。

圖1 蛇形通道制備半固態(tài)Al-27%Si-4.5Cu-0.6Mg鋁合金的示意圖
1．K型熱電偶  2.澆口杯  3.蛇形彎道  4.導(dǎo)流管  5.熔化坩堝  6.陶瓷澆勺

圖2 流變壓鑄試樣

2、試驗結(jié)果及分析

2.1 T6處理對流變壓鑄試樣組織的影響

圖3為純銅質(zhì)蛇形通道復(fù)合澆注制備的T6處理前后的半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的流變壓鑄試樣組織。其中，白色顆粒為初生α-Al相，灰色塊狀為初生Si，灰色針片狀為共晶Si，黑色枝晶狀為Al2Cu。未添加Sr時，合金組織中的共晶Si呈長針片狀，且主要分布于基體的枝晶間。長針片狀共晶Si的平均長度可達7.85μm(見圖4)，這嚴重割裂了合金基體。此外，因為激冷作用，在組織中也存在少量變質(zhì)的纖維狀共晶Si。粗大的枝晶狀A(yù)l2Cu與長針片狀的共晶Si存在搭接現(xiàn)象,見圖3a。當(dāng)Sr加入量為0.01%時，針片狀的共晶Si發(fā)生明顯的細化，部分共晶Si被變質(zhì)為纖維狀，其中剩余的長針片狀共晶Si平均長度減小到了4.64μm(見圖4)，且隨著Sr的加入α-Al枝晶長度變小，見圖3c。當(dāng)Sr加入量為0.02%時，長針片狀的共晶Si得到進一步變質(zhì)，共晶硅平均長度減小到了2.85μm，并且共晶Si的分布更加均勻，見圖3e。當(dāng)Sr加入量為0.03%時，長針片狀的共晶Si基本消失，共晶Si長度僅為1.07μm左右。因此，當(dāng)Sr的添加量為0.03%時，可有效變質(zhì)共晶Si，使其由長針片狀變質(zhì)為纖維狀。α-Al枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)樗N薇狀，并且發(fā)現(xiàn)部分共晶Si與初生Si顆粒有連接的情況，在初生Si周圍共晶Si以纖維狀存在，然而Al2Cu依然以枝晶方式存在，見圖3g。

圖3 不同Sr加入量下T6處理前后半固態(tài)Al-27%Si-4.5Cu-0.6Mg合金流變壓鑄組織
（a）w（Sr）=0；（b）T6處理后 w（Sr）=0；（c）w（Sr）=0.01%；（d）T6處理后w（Sr）=0.01%
（e）w（Sr）=0.02%；（f）T6處理后w（Sr）=0.02%；（g）w（Sr）=0.03%；（h）T6處理后w（Sr）=0.03%

經(jīng)過T6處理，Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的流變壓鑄試樣中的共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，只是共晶Si大小與是否變質(zhì)有關(guān)，枝晶狀的Al2Cu基本消失。從圖4可以看出，T6處理后不同Sr加入量的共晶Si等效圓直徑不同，經(jīng)過Sr變質(zhì)處理，共晶Si等效圓直徑減小。當(dāng)不添加Sr時，共晶Si的等效圓直徑為5.2μm；當(dāng)Sr加入量為0.01%時，共晶Si的等效圓直徑大幅度減小到3.7μm；當(dāng)Sr加入量為0.02%時，共晶Si的等效圓直徑進一步減小到3.2μm；當(dāng)Sr加入量為0.03%時，最終共晶Si的等效圓直徑為2.9μm。

圖4 T6處理前后不同Sr加入量的共晶Si尺寸

圖5為未添加Sr的Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的凝固組織。可以看出，未經(jīng)純銅質(zhì)蛇形通道處理，Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金組織中的初生硅呈粗大的塊狀，嚴重割裂了合金基體，削弱了合金的力學(xué)性能，見圖5a。經(jīng)純銅質(zhì)蛇形通道處理，Al-27%Si-4.5Cu-0.6Mg合金組織中的初生硅顆粒明顯被細化，見圖5b。從圖3可以看出，T6處理對半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金流變壓鑄試樣組織中初生硅的影響較小。T6處理前，初生Si呈多角塊狀形式存在；T6處理后，初生Si有一定程度的鈍化，但大小沒有變化。

圖5 未添加Sr的Al-27%Si合金的凝固組織
（a）未經(jīng)純銅質(zhì)蛇形通道處理  （b）經(jīng)純銅質(zhì)蛇形通道處理

經(jīng)純銅質(zhì)蛇形通道處理Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金，其初生Si受到通道內(nèi)壁的激冷作用而發(fā)生充分的細化，這種物理細化作用對Sr化學(xué)變質(zhì)共晶Si不會產(chǎn)生什么影響，所以通過純銅質(zhì)蛇形通道復(fù)合Sr處理可以充分細化初生Si的同時又可以有效變質(zhì)共晶Si。Sr是典型的“吸附”類變質(zhì)元素，Sr原子吸附在共晶Si的生長表面上，毒化了Si的生長位置，誘發(fā)了更多的孿晶生長，這為共晶Si提供了更多的生長方向[7]，使共晶Si的生長特性從各向異性轉(zhuǎn)變?yōu)楦飨蛲?，于是共晶Si的生長狀態(tài)發(fā)生改變，最終由長針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀，產(chǎn)生了有效變質(zhì)。隨著Sr的加入，α-Al枝晶最終轉(zhuǎn)變?yōu)樗N薇狀，由于α-Al枝晶的消失增加了初生Si與最后凝固液相的接觸機會，又因初生Si與共晶Si本質(zhì)上具有相同的晶體結(jié)構(gòu)，進而使得更多的共晶Si可以依附于初生Si形核長大。這表明Sr對共晶Si的變質(zhì)是對共晶 Si和α-Al相共同作用的結(jié)果。

2.2 T6處理對流變壓鑄試樣抗拉強度的影響

T6處理對Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金流變壓鑄試樣組織有較大的影響。Cu、Mg等溶質(zhì)原子在固溶時，擴散進入α-Al基體，形成過飽和固溶體，并在時效過程中彌散析出強化相，這有利于合金力學(xué)性能的提高。T6處理時，共晶Si發(fā)生頸縮和顆?；?yōu)檩^圓整的顆粒狀共晶Si，增強了其與基體的結(jié)合力，減輕了受力時應(yīng)力集中和裂紋萌生的可能，有利于其抗拉強度的穩(wěn)定或提高。T6處理時，初生Si的棱角被鈍化，也改善了其與基體的結(jié)合情況，有利于其抗拉強度的穩(wěn)定或提高。

圖6為純銅質(zhì)蛇形通道復(fù)合Sr處理制備的半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的流變壓鑄試樣的抗拉強度?？梢钥闯觯琓6處理后，不同Sr加入量下的合金，其抗拉強度都得到了進一步的提高，其中當(dāng)Sr加入量為0.02%時，合金的抗拉強度達到254.7 MPa。當(dāng)未添加Sr時，T6處理前的抗拉強度為161.5 MPa，T6處理后的抗拉強度為205.3 MPa。當(dāng)Sr含量為0.01%時，T6處理前的抗拉強度為175.1 MPa ，T6處理后的抗拉強度為227.8 MPa。當(dāng)Sr含量增加到0.03%時，T6處理前的抗拉強度為200.2 MPa，T6處理后的抗拉強度為225.3 MPa。圖7為T6處理前后Sr含量為0和0.03%時，半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的流變壓鑄試樣的拉伸斷口形貌。拉伸試樣中的斷口由脆斷面及韌窩組成。平整的初生Si呈脆斷面，其脆斷面周圍出現(xiàn)韌窩形的α-Al相斷面，這表明合金的斷裂是韌性和脆性共存的混合斷裂方式。在加入Sr變質(zhì)劑并經(jīng)過T6處理，都使斷口中的韌窩增多，但未改善初生硅的脆斷平面。

圖6 T6處理前后不同Sr加入量的抗拉強度

圖7 流變壓鑄試樣的拉伸斷口形貌
（a）w（Sr）=0.00%；（b）T6處理后 w（Sr）=0.00%；
（c）w（Sr）=0.03%；（d）T6處理后w（Sr）=0.03%

隨著Sr的加入，半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金中的針片狀共晶Si變質(zhì)為纖維狀，再經(jīng)T6處理后，共晶硅進一步圓整，初生Si棱角也被鈍化，Al2Cu也彌散分布于基體中，這些都改善了共晶Si和初生Si與基體的結(jié)合力，使得流變壓鑄Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金試樣的抗拉強度得到進一步提高。

3、結(jié)論

（1）采用水冷純銅質(zhì)蛇形通道澆注工藝和長效變質(zhì)劑Sr復(fù)合細化工藝制備半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金流變壓鑄試樣，能夠充分細化初生Si的同時有效變質(zhì)共晶Si。

（2）經(jīng)T6處理后，半固態(tài)Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金的流變壓鑄試樣，可以得到顆粒狀的共晶Si和棱角鈍化的初生Si，而且T6處理前的變質(zhì)效果越好，T6處理后得到的共晶Si形貌越圓整細小，當(dāng)Sr的加入量為0.03%時，等效圓直徑最小為2.9μm。

（3）T6處理可以進一步提高Al-27Si-4.5Cu-0.6Mg合金半固態(tài)流變壓鑄試樣的抗拉強度，如當(dāng)Sr含量為0.02%時，T6處理前后合金的抗拉強度都達到最高，分別是228.8 MPa和254.7 MPa。

作者：

顏丙棟 毛衛(wèi)民 閆鵬宇
北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第3期