Cu，Ce对Al-7Si-0.35Mg合金显微组织和力学性能的影响*

袁武华，孙 莉

(湖南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 410082)

随着汽车工业的发展，提高零部件的安全性、延长使用寿命、缩短生产周期成为节能环保大主题下的必然趋势.这对所选材料的力学性能提出了更高的要求.铝硅合金因其良好的铸造性能、焊接性能和耐磨性能，被广泛应用于船舶零件、汽缸体盖及电力金具等方面[1].Al-7Si-0.35Mg合金是可热处理强化的铝硅合金，生产工艺简单，有相对较高的比强度，且价格低廉，对提高汽车燃料功率有很好的作用[2-3].

合金化是目前获得高强度铸造铝合金的主要途径之一.研究发现，Cu元素对铝硅合金抗拉强度的提高效果显著[4-5].Muzaffer Zeren等认为，Cu添加量为3%～5%时，Al-7Si-0.35Mg合金的硬度和抗拉强度有大幅的提高[5-6].同时，针对合金在铸造过程易产生的板片状共晶硅相，工业上广泛使用Na盐、Sr及La等稀土元素对共晶硅相进行变质处理.Na盐和Sr对共晶硅有较好的变质作用，但存在变质有效期短、吸气倾向大等缺点[7-8].稀土Ce对Al-7Si-0.35Mg合金变质效果的研究还比较少.关于Al-7Si-0.35Mg合金中添加Cu后同时用Ce变质的研究更是少有报道.

本文作者采用固定变量法，研究了Al-7Si-0.35Mg合金中同时添加Cu，Ce元素后，合金力学性能及显微组织的变化.优化出Cu，Ce元素的最佳添加量，以进一步提高该合金的力学性能.

1 实 验

1.1 合金的制备

熔炼选用的材料为商用A356铸锭(成分为Al-7Si-0.35 Mg)、纯铜以及Al-20Ce中间合金.熔炼时，先将A356铸锭置于粘土石墨坩埚中，在760 ℃下保温，直至其熔化.按实验设计的合金成分(如表1所示)，加入表面打磨干净的纯Cu，待Cu完全熔化后加入Al-20Ce中间合金，并在730 ℃下保温45 min.按总炉料质量的0.5%添加工业铝合金精炼剂，精炼除渣后静置5～10 min.最后在730 ℃下浇铸到250 ℃的金属模具中，获得的板形铸锭长宽高尺寸为100 mm×20 mm×120 mm.实验合金经过T6热处理，具体制度为：505±2 ℃固溶10 h后，室温水淬火.再于160±1 ℃下时效6 h后空冷.

表1 实验用合金成分

1.2 性能测试与分析手段

在WDW-E200电子万能力学试验机上进行拉伸试验，拉伸速度为1 mm/min.拉伸试样为直径6 mm的国家标准拉伸试样，力学性能为3根试样的平均值.采用FEI QUANTA 200扫描电镜、EDS附件和 JEOL JEM 3010型透射电镜进行显微组织观察及成分分析.

2 结果和讨论

2.1 力学性能

图1为实验设计的各成分合金铸态及热处理态的拉伸性能测试结果.如图1(a)所示，Ce含量不变时：铸态下，合金的抗拉强度随Cu含量的增加而提高.添加4.0% Cu元素的合金其铸态抗拉强度比不含Cu时提高了30%左右.Cu元素对合金铸态的伸长率影响较小.热处理后，Al-7Si-0.35Mg合金的抗拉强度为250.8 MPa，伸长率为5.1%[9].Cu添加量在3.4%～3.8%时，合金抗拉强度都超过370 MPa，比Al-7Si-0.35Mg合金的抗拉强度提高50%以上.Cu添加量超过3.8%后，合金的抗拉强度开始下降.添加3.8%以上Cu时，合金的伸长率比Cu含量为3.4%的合金伸长率降低了27%.

Cu含量一定时，Ce对合金铸态和热处理态的抗拉强度影响较小，见图1(b).在本实验研究范围内，铸态合金的伸长率随Ce含量的增加而提高.添加0.45%Ce后，合金的伸长率比未变质合金的伸长率提高了47%.热处理后，添加0.15% Ce变质的合金伸长率从4.2%增加到7.4%，提高了76%.当Ce含量超过0.15%后，热处理态合金的抗拉强度和伸长率随Ce含量的增加而下降.

w(Cu)/%

w(Ce)/%

2.2 显微组织观察与分析

2.2.1 Cu元素对合金铸态及热处理态显微组织的影响

图2(a)～(d)为不同Cu含量合金铸态背散射扫描电子照片.由于原子序数不同，Cu元素在照片中呈现亮白色.表2为图2(d)中各点的EDS分析，结合图2和表2可知，扫描照片中大片深灰色的基底为α(Al)基体，Si在α(Al)基体中溶解度很小.浅灰色的是共晶硅相，Cu含量的变化对共晶硅的形貌没有很大影响.图2(d)中C,D点处亮白色方块状及近似球状的相成分较其他点的Cu含量高，与Al元素的原子百分比约为1∶2.据文献[6,10]，该相应为Al2Cu (θ相).研究表明，在Al-Si系合金中加铜，不形成任何三元化合物.平衡凝固时，Cu在α(Al)基体中的溶解度小，主要以θ(Al2Cu)相的形式存在[11-12].Al2Cu相在凝固过程中的析出主要有两种方式，一是直接析出块状的相，二是在525 ℃的共晶反应中析出：L→A1+Al2Cu +Si[13].从图2(a)～(d)可以看出，铸态合金中，Al2Cu相主要在树枝晶的晶界处析出.随着Cu含量的增加，Al2Cu相的含量也不断增加.E点亮白色针状相为富Ce多元相.图2(d)中，方块状的Al2Cu相内有许多细小的针状富Ce相生成.

图2(e)～(h)为不同Cu含量的合金经T6处理后的背散射扫描电子照片.热处理后，晶界上大部分的θ(Al2Cu)相已经固溶到Al基体中.Al-Si-Cu-Mg合金中主要的时效脱溶相为θ序列和β序列：αsss→GP区→θ’’→θ’→θ相(Al2Cu)和αsss→GP区→β’’→β’→β相(Mg2Si)[14-15].铜与铝的晶格常数相差较大，由Al-Cu相图可知，铜在铝基体中的极限固溶度为5.65%.Shabestari S G，Moemeni H等人研究发现，在Al-7Si-0.35Mg合金中加入铜元素后，铝点阵发生很大畸变，产生有效的强化作用.在一定范围内，随着铜含量的提高，合金强度急剧升高[16].图2(h)中，Cu含量为4%的合金经热处理后，块状的Al2Cu相未固溶完全.针状富Ce相在热处理后并未消失，它杂乱地分布在晶界上，会引起晶格畸变、晶界缺陷等.这些因素导致添加4.0%的Cu后，T6态合金的强度和塑性不如Cu含量不超过3.8%的合金.

表2 图2(d)中各点的EDS分析

2.2.2 Ce元素对合金铸态及热处理态显微组织的影响

图3(a)～(d)为不同Ce含量的合金铸态二次电子扫描照片.从图3(a)可以看出，未添加Ce变质处理时，共晶硅大部分呈粗大的板条状，长度为30～50 μm，其余为针状.共晶硅在晶界交汇处团聚，分布不均.添加0.15%的Ce后，共晶硅的长度缩短为20～30 μm，呈短杆状，无明显尖角，如图3(b)所示.Ce添加量为0.3%时，如图3(c)所示，大部分共晶硅已经变成珊瑚状，少量的板条状共晶硅也比无Ce变质的合金中的共晶硅细小，长度仅10～20 μm.当合金中Ce的含量高达0.45%时(图3(d))，共晶硅完全变为不规则的颗粒状，直径均在10 μm以下.且共晶硅均匀地分布在晶界上，形貌圆整.故铸态合金的伸长率随Ce含量的增加而提高.在图3(d)中，也有亮白色针状富Ce相生成.

(a)w(Cu)=3.4%,as-cast; (b)w(Cu)=3.6%,as-cast; (c)w(Cu)=3.8%,as-cast; (d)w(Cu)=4.0%,as-cast; (e)w(Cu)=3.4%,heat treated; (f)w(Cu)=3.6%,heat treated; (g)w(Cu)=3.8%,heat treated; (h)w(Cu)=4.0%,heat treated

图2 热处理前后Al-7Si-0.35Mg-xCu-0.15Ce合金的微观组织

Fig.2 Microstructures of Al-7Si-0.35Mg-xCu-0.15Ce alloys before and after T6 treatment

图3(e)～(h)为不同Ce含量的合金经T6热处理后的二次电子扫描照片.与图3(a)～(d)相比，热处理后，共晶硅相均变成颗粒状或短杆状.这很可能是热处理后合金伸长率有所提高的原因.图3(e)中，未变质合金热处理后，大部分共晶硅呈圆杆状，共晶硅长度最大值在30 μm左右.如图3(e)中箭头所示，晶界交汇处存在片状共晶硅.图3(f)～(h)中共晶硅长度均不超过25 μm，几乎变为直径在5 μm以下的球状颗粒.共晶硅形貌及尺寸的变化规律与经过Ce变质后合金伸长率提高相吻合.

Ce对共晶硅有良好的变质作用，这是因为：在Al-Si合金中，共晶硅在未变质的情况下是按照TRPE机制长大的，各向异性倾向强，一般沿[21l]方向长成针状或板片状[17]，如图3(a)所示.Ce是一种活性很强的稀土元素，它与Al原子半径相差大，Ce原子半径为0.182 4 nm，Al原子半径为0.143 0 nm，相差28%左右，因此在α(Al)基体中固溶度很小[18].Ce在Al-Si-Mg合金中的扩散系数小，变质后能择优吸附在共晶硅相的孪晶凹角沟漕处，“毒化”共晶硅的择优生长方向，使其在某些方向上的生长速度有所变化，促进各向同性的生长结构，共晶硅相就由粗大的针片状变为细小的球形颗粒状[19].

(a)w(Ce)=0%,as-cast; (b)w(Ce)=0.15%,as-cast; (c)w(Ce)=0.3%,as-cast; (d)w(Ce)=0.45%,as-cast; (e)w(Ce)=0%,heat treated; (f)w(Ce)=0.15%,heat treated; (g)w(Ce)=0.3%,heat treated; (h)w(Ce)=0.45%,heat treated

图3 热处理前后Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-xCe合金的微观组织

Fig.3 Microstructures of Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-xCe alloys before and after T6 treatment

添加0.3%和0.45% Ce变质后，热处理态合金的共晶硅颗粒(图3(g)和(h))比添加0.15%Ce变质的合金中共晶硅颗粒(图3(f))更为细小圆整，合金伸长率却不如0.15%Ce变质的合金，这可能与图3(g)和(h)中亮白色针状富Ce相有关.

图4 Al-7Si-0.35Mg-3.6Cu-0.45Ce T6态合金TEM像

在Al-Si合金中，添加Ce元素不仅能改变共晶硅的形貌，起到良好的变质作用，过量的Ce也会改变块状Al2Cu相的形貌(如图2(d)所示).Ce元素会参与到Al2Cu相中，与Si元素形成针状的Al9Ce2Cu5Si3四元相，这种多元相不能通过热处理消除.同时添加3.6%以上的Cu及0.3%以上的Ce元素，合金的抗拉强度和伸长率会因Al9Ce2Cu5Si3相的生成而下降.

表3 图4中相的成分

3 结 论

本文研究了同时添加Cu，Ce元素对Al-7Si-0.35Mg合金显微组织和力学性能的影响，结果如下：

1) Al-7Si-0.35Mg合金中，添加3.4%～3.8%Cu时，随着Cu含量的增加，T6态合金的抗拉强度不断提高，最高达到395.7 MPa.Cu含量超过3.8%时，合金的抗拉强度开始下降.

2) Ce对共晶硅有良好的变质作用.铸态下，Ce可使共晶硅从板条状细化为短杆状、珊瑚状，最后变为细小的颗粒状.热处理后，添加0.15% Ce变质的合金伸长率比未变质合金的伸长率提高了76%.当添加的Ce含量超过0.15%后，热处理态合金的抗拉强度和伸长率随Ce含量的增加而下降.

3)添加3.6%以上的Cu及0.3%以上的Ce元素，会生成针状的Al9Ce2Cu5Si3相.这个多元相无法通过热处理消除，对合金的抗拉强度和伸长率有不利的影响.本实验条件下，Cu，Ce元素最佳添加量分别为3.6% 和0.15%.

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