毛文龍，楊 虹，楊 莉，王順成，鄭開宏

廣東省材料與加工研究所，廣東 廣州 510650

Si含量對Al-Si-Mg合金鑄造組織與性能的影響*

毛文龍，楊 虹，楊 莉，王順成，鄭開宏

廣東省材料與加工研究所，廣東 廣州 510650

通過金相顯微鏡、激光導熱儀、拉伸試驗機和掃描電鏡等測試方法，研究了Si含量對鑄造Al-Si-Mg合金流動性、導熱系數(shù)與力學性能的影響.結果表明：隨著Si含量的提高，共晶液相增加和α-Al枝晶晶粒細化，α-Al晶界上Mg2Si強化相和共晶Si數(shù)量增加，合金的鑄造流動性和抗拉強度提高，伸長率和導熱系數(shù)下降.當Si質(zhì)量分數(shù)提高到3.23%時，Al-Si-Mg合金的鑄造動性試樣流長度為784 mm，抗拉強度和伸長率分別為236 MPa和9.2%，導熱系數(shù)為186.3 W/m·k.

Al-Si-Mg合金；鑄造流動性；導熱系數(shù)；抗拉強度

鋁合金具有密度低、強度高、塑性好以及優(yōu)良的導熱、抗腐蝕性能和獨特的金屬光澤等優(yōu)點，被廣泛用于電子產(chǎn)品外殼、LED散熱片、無線通訊基站散熱基板等對有散熱功能要求的零部件[1-3].這類零部件的傳統(tǒng)生產(chǎn)方法是采用Al-Mg-Si系變形鋁合金為材料，先鑄造成錠坯，經(jīng)擠壓或軋制成板坯后，再機加工成零部件.這種方法的生產(chǎn)效率較低，生產(chǎn)成本較高，越來越難以滿足大批量生產(chǎn)的要求[4].

鑄造是鋁合金零部件最常用的生產(chǎn)方法，如壓鑄和擠壓鑄造，該法具有生產(chǎn)效率高、成本低等優(yōu)點[5].目前，鑄造生產(chǎn)的鋁合金主要為Al-Si系鑄造鋁合金，這類鋁合金具有優(yōu)良的鑄造流動性和機械加工性能，但其導熱性能較差，其導熱系數(shù)一般低于150 W/m·k，難以滿足零部件的散熱功能要求[6-8].Al-Mg-Si系變形鋁合金具有較好的強度、塑性和導熱性能，但其鑄造流動性較差，熱裂傾向大.用于鑄造生產(chǎn)時，容易產(chǎn)生疏松和收縮裂紋等缺陷，使現(xiàn)有的6063、6061等Al-Mg-Si系變形鋁合金無法滿足鑄造生產(chǎn)的要求[9-10].為開發(fā)具有較高導熱性能的鑄造鋁合金，本文研究了Si含量對Al-Si-Mg合金鑄造流動性能、導熱系數(shù)和力學性能的影響.

1 試驗部分

1.1 試驗材料

試驗材料為Al-Si-Mg合金，是將工業(yè)純鋁(純度99.7%)、工業(yè)純鎂(純度99.8%)和速溶硅按一定比例經(jīng)熔煉而成.熔煉設備為100 kg熔鋁爐.采用SPECTROMAX光電直讀光譜儀測定合金成分，測定結果列于表1.

表1 Al-Si-Mg合金的化學成分

Table 1 Chemical composition of Al-Si-Mg aluminum alloy

w/%

1.2 試驗方法

采用坩堝電阻爐，在760 ℃將Al-Si-Mg合金加熱熔化，經(jīng)精煉、扒渣后，降溫至720 ℃，靜置30 min，然后將合金液澆注到預熱溫度為200 ℃的螺旋式流動性實驗模具內(nèi)，凝固冷卻后測量試樣的長度(圖1).同時，將合金液澆注到預熱溫度為200 ℃的不銹鋼金屬模內(nèi)，鑄造成直徑100 mm、高250 mm的合金錠.

在鑄造流動性試樣和合金錠上分別取樣，經(jīng)磨制、拋光和腐蝕后，用LEICA-DMI3000M金相顯微鏡觀察樣品組織.將合金錠試樣加工成直徑6 mm的標準拉伸試樣，用DNS200電子拉伸機測試合金的抗拉強度和伸長率，拉伸速率為2 mm/min.用JEOL-JXA-8200型掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌，采用OXFORD-7412型能譜儀檢測試樣的第二相成分.用LFA447型激光導熱儀測試合金在室溫下的導熱系數(shù).

2 試驗結果與討論

2.1 Si含量對鑄造流動性的影響

2.1.1 Si含量對流動性試樣長度的影響

圖1為不同Si含量Al-Si-Mg合金的鑄造流動性試樣的形貌.圖2為Si含量對Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣長度的影響.由圖1和圖2可知，隨著Si含量的增加，Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣的長度逐漸增加.當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，試樣長度為580 mm；當Si質(zhì)量分數(shù)為3.23%時，試樣長度增至784 mm.表明Si質(zhì)量分數(shù)在0.84%～3.23%范圍內(nèi)，Si含量越高，Al-Si-Mg合金的鑄造流動性越好.當Si含量從0.84%提高到3.23%時，Al-Si-Mg合金的鑄造流動性提高了35.2%.

圖1 不同Si含量Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣的形貌Fig.1 Morphologies of as-cast fluidity samples of Al-Si-Mg alloy with different Si content (a)w(Si)=0.84%；(b)w(Si)=1.59%； (c)w(Si)=2.36%；(d)w(Si)=3.23%

圖2 Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣長度與Si含量的變化曲線Fig.2 Change curves between length of as-cast fluidity samples of Al-Si-Mg alloy and Si content

2.1.2 流動性試樣的顯微組織

圖3為不同Si含量的合金鑄造流動性試樣的顯微組織.由圖3可知，當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，試樣組織為發(fā)達的α-Al樹枝晶，枝晶臂互相搭接，晶間只有少量Al+Si共晶組織.隨著Si質(zhì)量分數(shù)增加，α-Al枝晶逐漸退化，晶粒趨于更加均勻，尺寸變小，同時晶間Al+Si共晶相增多.當Si質(zhì)量分數(shù)增至3.23%時，試樣組織主要由細小均勻的α-Al枝晶構成，晶粒尺寸更細小，晶間Al+Si共晶相也明顯增多，如圖3(d)所示.可見，Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣的顯微組織是由α-Al枝晶晶粒、晶間Al+Si共晶相和Mg2Si相組成.

Al-Si-Mg合金在鑄造凝固結晶過程中，首先形成α-Al枝晶，最后是晶間低熔點共晶液相發(fā)生凝固[11].當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，由于Si含量較低，凝固結晶過程中首先形成粗大的α-Al樹枝晶骨架，枝晶臂相互搭接后會阻礙晶間低熔點共晶液相的流動補縮，再加上共晶液相體積百分數(shù)也較少，因此合金鑄造流動性差.這也是以6063和6061為代表的Al-Mg-Si系變形鋁合金鑄造生產(chǎn)容易產(chǎn)生縮孔和收縮裂紋等缺陷的主要原因.對于亞共晶合金，隨著Si含量的增加，合金的結晶溫度范圍變窄，初生α-Al晶粒生長時間縮短，枝晶逐漸退化，晶粒趨于更加均勻，尺寸逐漸變小，這為晶間低熔點共晶液相提供了更多、更順暢的流動補縮通道，再加上此時共晶液相體積分數(shù)也更多，因而Al-Si-Mg合金的鑄造流動性更好[12-13].這說明，Si質(zhì)量分數(shù)在0.84%～3.23%范圍內(nèi)，Si含量越高，Al-Si-Mg合金的晶間低熔點共晶液相越多，鑄造凝固組織的α-Al枝晶晶粒更加細小，鑄造流動性越好.

圖3 不同Si含量Al-Si-Mg合金鑄造流動性試樣的顯微組織Fig.3 Microstructures of as-cast fluidity samples of Al-Si-Mg alloy with different Si content (a)w(Si)=0.84%；(b)w(Si)=1.59%；(c)w(Si)=2.36%；(d)w(Si)=3.23%

2.2 Si含量對合金力學性能的影響

2.2.1 拉伸力學性能

圖4為Al-Si-Mg合金的拉伸力學性能隨Si含量變化的曲線.由圖4可知，隨Si質(zhì)量分數(shù)增加，Al-Si-Mg合金的抗拉強度升高，伸長率下降.當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，Al-Si-Mg合金的抗拉強度和伸長率分別為214 MPa和11.4%.當Si質(zhì)量分數(shù)為3.23%時，Al-Si-Mg合金的抗拉強度和伸長率分別為236 MPa和9.2%.

圖4 Al-Si-Mg合金鑄態(tài)的拉伸力學性能隨Si含量變化的曲線Fig.4 The relationship between mechanical properties and Si content variation of as-cast Al-Si-Mg alloy

2.2.2 Si含量對合金組織的影響

圖5為不同Si含量Al-Si-Mg合金的掃描電鏡顯微組織.圖6為晶間第二相的掃描電鏡能譜分析結果.由圖5可見， Al-Si-Mg合金的鑄態(tài)組織是由α-Al樹枝晶和晶間共晶相組成.由圖6能譜分析可知，圖5中淺灰色條狀和顆粒狀物的主要成分為Si和Al，表明其為(Al+Si)共晶相中的共晶Si相；黑色顆粒狀和短條狀物的主要成分為Mg和Si，Mg與Si的原子比接近2∶1，表明其為Mg2Si相，能譜分析結果中的Al應來自于Al基體.從圖5可見，Si含量越高，α-Al樹枝晶的晶界越寬，晶間的共晶Si和Mg2Si相的數(shù)量也越多.由于共晶Si和Mg2Si相對α-Al基體中的位錯運動有釘扎作用，因而可以提高Al-Si-Mg合金抗變形能力.但共晶Si相為硬脆相，外加應力很大時容易破碎，容易成為變形過程中的裂紋源，會引起合金塑性下降[12].因此，隨著Si含量的增加，Al-Si-Mg合金的抗拉強度提高，而伸長率下降.

圖6 共晶Si相和Mg2Si相的掃描電鏡能譜分析結果(a)共晶Si相；(b) M2Si相Fig.6 EDS analysis of eutectic Si phase and Mg2Si phase in as-cast Al-Si-Mg alloy(a)eutectic Si phase；(b)Mg2Si phase

圖7 不同Si含量Al-Si-Mg合金的拉伸試樣斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of Al-Si-Mg alloy with different Si content (a)w(Si)=0.84%；(b)w(Si)=1.59%；(c)w(Si)=2.36%；(d)w(Si)=3.23%

2.2.3 拉伸試樣的斷口形貌

拉伸試驗中發(fā)現(xiàn)，不同Si含量的Al-Si-Mg合金拉伸試樣斷裂前都有較明顯的頸縮現(xiàn)象.圖7為不同Si含量Al-Si-Mg合金的拉伸試樣斷口形貌.從圖7可看到，不同Si含量Al-Si-Mg合金拉伸試樣的斷口形貌都有韌窩.當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，斷口分布著均勻的等軸韌窩，如圖7(a)所示.隨Si含量增加，韌窩的尺寸變小，深度變淺，如圖7(b)和(c)所示.當Si質(zhì)量分數(shù)為3.23%時，斷口上主要為尺寸較小、深度較淺的韌窩，如圖7(d)所示.宏觀上表現(xiàn)為材料的塑性降低，與圖4所示結果一致.

2.3 Si含量對導熱系數(shù)的影響

鋁合金導熱的物理過程本質(zhì)上依賴于電子的運動，由一定的溫度梯度作為驅(qū)動力，電子在定向運動的過程中通過不斷碰撞將所攜帶的能量進行傳遞.電子在兩次碰撞中運動的平均距離稱為平均自由程，合金中電子的平均自由程受晶體結構完整程度的限制.溫度梯度一定時，平均自由程越長則材料的導熱能力越強.鋁合金中元素固溶度越高，晶間第二相數(shù)量越多，引起鋁基體晶格畸變越嚴重，破壞了鋁基體中原子的有序程度和原有周期性電場的分布，產(chǎn)生缺陷和應力場，對電子的散射增強，平均自由程減小，從而導致鋁合金導熱性能下降[15-16].

隨著Si含量的增加，晶界處析出的Al+Si共晶相和Mg2Si相的數(shù)量增加.雖然Si含量的增加對室溫下Si原子在α-Al基體中固溶度的升高影響較小，但仍會增加Si原子在α-Al基體中固溶度[17].圖8為Al-Si-Mg合金的導熱系數(shù)與Si含量的關系曲線.從圖8可見，隨Si含量增加，Al-Si-Mg合金的導熱系數(shù)逐漸下降.這是由于晶界處析出的Al+Si共晶相和Mg2Si相的數(shù)量增加，以及α-Al基體中Si原子的固溶度升高所致.當Si質(zhì)量分數(shù)為0.84%時，Al-Si-Mg合金的導熱系數(shù)為198.7 W/m·k.當Si質(zhì)量分數(shù)為3.23%時，Al-Si-Mg合金的導熱系數(shù)為186.3 W/m·k，導熱系數(shù)下降了6.2%.

圖8 Al-Si-Mg合金的導熱系數(shù)與Si含量的關系曲線Fig.8 The curves thermal conductivity versus of Si content of Al-Si-Mg alloy

3 結 論

(1)隨著Si含量的提高，α-Al枝晶晶粒得到細化，晶界上Mg2Si強化相和共晶Si數(shù)量增加，Al-Si-Mg合金的鑄造流動性和抗拉強度得到提高，但伸長率和導熱系數(shù)有所下降.

(2)當Si含量提高到3.23%時，Al-Si-Mg合金的鑄造流動性試樣長度為784 mm，抗拉強度和伸長率分別為236 MPa和9.2%，導熱系數(shù)為186.3 W/m·k;與Si含量為0.84%的Al-Si-Mg合金相比，此時Al-Si-Mg合金的鑄造流動性和抗拉強度分別提高了35.2%和10.3%，但伸長率和導熱系數(shù)分別下降了19.3%和6.2%.

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Effects of Si content on microstructure and properties of as-cast Al-Si-Mg alloy

MAO Wenlong，YANG Hong，YANG Li，WANG Shuncheng，ZHENG Kaihong

GuangdongInstituteofMaterialsandProcessing，Guangzhou510650，China

TheeffectsofSicontentoncastingfluidity，thermalconductivityandmechanicalpropertiesofas-castAl-Si-Mgalloywasinvestigatedbyopticalmicroscope,flashthermalconductivitymeter,tensiletestingmachineandscanningelectronmicroscope.TheresultsshowthatwiththeincreasingofSicontent，thecastingfluidityofAl-Si-Mgalloyareimprovedduetotheincreaseofthenumberofeutecticliquidphaseandtherefinementoftheα-Aldendritegrain.ThetensilestrengthofAl-Si-Mgalloyisimproved，theelongationandthethermalconductivityaredecreasedduetotheincrementofthestrengtheningphaseamountofeutecticSiandMg2Sionα-Algrainboundaries.WhentheSicontentincreasedto3.23%,thelengthofcastingfluiditysampleofAl-Si-Mgalloyis784mm,thetensilestrengthandelongationare236MPaand9.2%，respectively，andthethermalconductivityis186.3W/m·k.

Al-Si-Mgalloy;castingfluidity;thermalconductivity;tensilestrength

2016-07-13

廣東省科技廳科技計劃項目(2014B030301012)，廣州市科創(chuàng)委科技計劃項目(201509010003)

毛文龍(1991-)，男，安徽阜陽人，碩士.

1673-9981(2016)04-258-06

TG146.21

A