呂 勛 余水金 余智成 汪天培 王 奎 蔣海燕

(1.上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240；2.福建泰達(dá)高新材料有限公司，福建 三明 353399)

高硅鋁合金因其硬度高、線膨脹系數(shù)低、耐磨性好等優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶制造、汽車(chē)等領(lǐng)域。粗大塊狀初晶硅和針片狀共晶硅尖端和棱角部位產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致合金的力學(xué)性能明顯降低。目前，常見(jiàn)的過(guò)共晶鋁硅合金中初晶硅的變質(zhì)處理方式主要有3種：一是化學(xué)變質(zhì)，主要是通過(guò)添加含P變質(zhì)劑，或稀土元素來(lái)變質(zhì)初晶硅；二是采用快速凝固法；三是對(duì)熔體進(jìn)行機(jī)械處理來(lái)細(xì)化初晶硅[1-2]。但是P過(guò)少細(xì)化效果不明顯，P過(guò)多又易使AlP產(chǎn)生過(guò)變質(zhì)[3]；Sr可以將長(zhǎng)針狀共晶硅變質(zhì)為纖維狀，從而提高合金的塑性。但是P和Sr不能復(fù)合添加，因?yàn)镾r會(huì)嚴(yán)重毒化初晶硅的形核質(zhì)點(diǎn)，降低P的細(xì)化效果[4-5]。受控?cái)U(kuò)散凝固(CDS,controlled diffusion solidification)技術(shù)是將兩種不同成分、不同溫度的合金熔體混合，最終凝固成同一成分目標(biāo)合金的過(guò)程。CDS最初被用于鑄鋼，后用于鋁合金解決初生鋁的熱裂問(wèn)題，經(jīng)過(guò)Apelian等[6]、Saha等[7]、Ghiaasiaan等[8]、Khalaf等[9-11]的深入研究，提出了很多理論使該工藝得到了發(fā)展。Saha等[7]最初將CDS技術(shù)應(yīng)用于亞共晶鋁硅合金，國(guó)內(nèi)李元東等[12-13]、周宏偉等[14]等又將其應(yīng)用于高硅鋁合金，有效地細(xì)化了初晶硅。本文研究了CDS鑄造技術(shù)結(jié)合復(fù)合變質(zhì)對(duì)高硅鋁合金組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用合金以純鋁和純硅為原料熔配，P變質(zhì)劑以Al-12Si-5P中間合金的形式加入，Sr以Al-10Sr中間合金形式加入。在2臺(tái)SG2-3-20型電阻爐中熔煉Al-30Si合金。熔煉前先將硅破碎至平均直徑小于2 cm。將1號(hào)電阻爐升溫到800 ℃，2號(hào)電阻爐升溫至900 ℃，1號(hào)爐中熔煉成分為Al-12.6Si的低溫低硅熔體(LTM, low thermal-mass)；2號(hào)爐中熔煉成分為Al-35Si的高溫高硅熔體(HTM, high thermal-mass)，2號(hào)爐與1號(hào)爐合金按質(zhì)量比3.48∶1進(jìn)行配比。待爐料全部融化并保溫10～15 min后，在2號(hào)爐中加入0.6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的Al-12Si-5P變質(zhì)劑，1號(hào)爐中加入0.4%的Al-10Sr變質(zhì)劑，熔化后攪拌2 min，保溫10～15 min后，將2號(hào)爐溫設(shè)定為880 ℃，1號(hào)爐溫設(shè)定為720 ℃；然后將2號(hào)爐的高溫熔體澆入1號(hào)爐的低溫熔體中進(jìn)行熔體混合;最后待混合熔體溫度達(dá)到820～830 ℃時(shí)，再澆入鐵制模具中。

在不同鑄錠的相同部位切取試樣，經(jīng)磨、拋后在Zeiss Axio Observer A1光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。利用IPP(Image-Pro Plus 6.0)軟件統(tǒng)計(jì)初晶硅的尺寸。在Zwick/Roell Z100電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。

2 結(jié)果與分析

2.1 CDS/復(fù)合變質(zhì)對(duì)Al-30Si合金初晶硅的影響

圖1和圖2分別為不同鑄造方式獲得的Al-30Si合金的初晶硅形貌和尺寸。圖1(a)合金組織中出現(xiàn)了粗大的五瓣星狀和長(zhǎng)條狀初晶硅，其平均尺寸超過(guò)了250 μm。而經(jīng)過(guò)CDS鑄造(1(d))，初晶硅的平均尺寸降低到了78.65 μm，平均長(zhǎng)徑比也降低；如圖1(c)所示，由于Sr惡化了P的形核位置，使得初晶硅相比單獨(dú)P變質(zhì)的粗大，平均長(zhǎng)徑比增大；由圖1(e)可知，當(dāng)向CDS鑄造中添加含P變質(zhì)劑時(shí)，初晶硅尺寸細(xì)化到了25.5 μm，平均長(zhǎng)徑比為1.37；由圖1(f)可知，CDS鑄造結(jié)合復(fù)合變質(zhì)可以很好地細(xì)化初晶硅，同時(shí)對(duì)共晶硅產(chǎn)生變質(zhì)作用，初晶硅尺寸細(xì)化到了24.7 μm，平均長(zhǎng)徑比為1.44，大部分初晶硅以塊狀形式存在。對(duì)比圖1(e)和圖1(f)可知，初晶硅尺寸幾乎相同，說(shuō)明在混溶過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生強(qiáng)制對(duì)流導(dǎo)致Sr惡化初晶硅的形核位置。對(duì)比圖1(b)和圖1(e)可知，混溶后由于過(guò)冷引發(fā)了大量的初晶硅形核，部分是過(guò)冷產(chǎn)生的初晶硅形核核心，部分是AlP形核核心，因此CDS結(jié)合P變質(zhì)處理，獲得了尺寸較小的初晶硅。

圖2 不同鑄造方式獲得的初晶硅的平均尺寸和長(zhǎng)徑比

圖1 不同鑄造方式獲得的Al-30Si合金中初晶硅形貌

2.2 CDS/復(fù)合變質(zhì)對(duì)Al-30Si合金共晶硅的影響

由圖3(a～b,d～e)可以看出，未添加Sr變質(zhì)劑時(shí)，共晶硅以長(zhǎng)針狀分布在鋁基體中；從3(c)可以看出，在普通鑄造條件下，添加Sr能將共晶硅完全變質(zhì)成顆粒狀，出現(xiàn)了共晶胞狀亞結(jié)構(gòu)，這是由于普通鑄造中Sr經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的擴(kuò)散，比較均勻地分布在熔體中；對(duì)比3(f)可以看出，混溶合金中形成了針狀共晶硅和顆粒狀共晶硅的交替結(jié)構(gòu)，其中顆粒狀共晶硅區(qū)呈一種Blob胞的團(tuán)狀結(jié)構(gòu)。CDS/復(fù)合變質(zhì)合金中Sr的變質(zhì)區(qū)域有3部分：一是LTM中的Sr擴(kuò)散形成的均勻熔體;二是在混溶過(guò)程中強(qiáng)制對(duì)流導(dǎo)致的LTM熔體中高濃度Sr向HTM中貧Sr區(qū)擴(kuò)散；三是LTM在快速過(guò)熱、升溫過(guò)程中Sr向HTM中的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，從而使大面積的共晶硅變質(zhì)為顆粒狀。

圖3 不同鑄造方式獲得的Al-30Si合金中共晶硅形貌

圖4為不同鑄造方式獲得的Al-30Si合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。可見(jiàn)，未經(jīng)變質(zhì)處理的Al-30Si合金的抗拉強(qiáng)度為24.6 MPa，斷后伸長(zhǎng)率幾乎為零；而經(jīng)過(guò)CDS鑄造，由于初晶硅明顯細(xì)化且長(zhǎng)徑比減小，合金的抗拉強(qiáng)度提高到了81.68 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為0.25%。此外，單獨(dú)P變質(zhì)的合金的抗拉強(qiáng)度較高，為102.7 MPa；P和Sr復(fù)合變質(zhì)的合金的斷后伸長(zhǎng)率明顯提高，抗拉強(qiáng)度略微下降。當(dāng)向CDS鑄造中添加含P變質(zhì)劑時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度提高至125.25 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為0.48%；CDS鑄造結(jié)合復(fù)合變質(zhì)處理的合金的抗拉強(qiáng)度為136.76 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為0.82%。

圖4 不同鑄造方式獲得的Al-30Si合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率

3 討論

3.1 受控?cái)U(kuò)散凝固細(xì)化Al-30Si合金硅相的機(jī)制

3.1.1 液-液混溶過(guò)程的熱力學(xué)分析

表1為使用Pandat軟件計(jì)算得到的熱力學(xué)數(shù)據(jù)。

表1 采用Pandat軟件計(jì)算獲得的熱力學(xué)數(shù)據(jù)

Apelian等[6]基于CDS鑄造從熱力學(xué)角度考慮能形成穩(wěn)定晶核的必要條件是,混合前兩種液體的吉布斯自由能必須小于其液相線溫度下最終生成的液體的吉布斯自由能，即：

結(jié)合表1得出,合金在混溶的過(guò)程中并不滿足Apelian等提出的熱力學(xué)條件，說(shuō)明有部分形核質(zhì)點(diǎn)并不能穩(wěn)定存在于熔體中。高溫熔體在初晶硅釋放大量潛熱時(shí)出現(xiàn)再輝現(xiàn)象，導(dǎo)致部分晶核消失，從而降低了初晶硅的形核率，形成了粗大的初晶硅。

3.1.2 初晶硅形核和溶質(zhì)傳輸分析

如圖5所示，混溶過(guò)程中，LTM被HTM分成很多大小不一的blob胞狀結(jié)構(gòu)。HTM遇到LTM時(shí)由于過(guò)冷大量形核，使初晶硅的晶核處于高濃度的熔體中。而混溶形成的對(duì)流使Si原子從HTM向LTM中擴(kuò)散，并使熔體產(chǎn)生強(qiáng)烈的攪拌。在HTM與LTM的質(zhì)量比為3.48∶1、溫差為160 ℃時(shí)，初晶硅能夠產(chǎn)生顯著的細(xì)化效果。但經(jīng)過(guò)CDS鑄造后仍有較多的長(zhǎng)條狀初晶硅，這與CDS鑄造未形成穩(wěn)定的晶核有關(guān)?；烊芎笥捎谔幱谝合嗑€附近的HTM過(guò)冷形成了大量的晶核，Si原子沿著濃度梯度向LTM blob胞中擴(kuò)散?；烊芤鸬膹?qiáng)制對(duì)流使高溫熔體被切分成胞狀，由于溫度的平衡比對(duì)流引起的溶質(zhì)場(chǎng)的傳輸快，高溫熔體形核后周?chē)允菨舛容^高的硅原子聚集區(qū)，從而為產(chǎn)生足夠多的初生晶核提供了可能。

圖5 熔體混溶過(guò)程中的液-液界面與硅的形核與擴(kuò)散過(guò)程

3.2 CDS復(fù)合變質(zhì)Al-30Si合金硅相的細(xì)化和變質(zhì)機(jī)制

僅采用CDS鑄造技術(shù)，部分晶核會(huì)消失，因此考慮在熔體中加入含P變質(zhì)劑，提高熔體中晶核的數(shù)量，且異質(zhì)形核的形核功較小，為細(xì)化初晶硅提供了良好的條件。

目前常使用Sr變質(zhì)共晶硅，但在普通鑄造高硅鋁合金中復(fù)合添加P和Sr變質(zhì)，Sr會(huì)惡化初晶硅的形核位置，產(chǎn)生反應(yīng)：2AlP+3Sr→Sr3P2+2Al。

在HTM中添加含P變質(zhì)劑，在LTM中添加含Sr變質(zhì)劑，混溶時(shí)溫度場(chǎng)的平衡快于溶質(zhì)場(chǎng)的傳輸，導(dǎo)致基于過(guò)冷的形核快于溶質(zhì)的傳輸，從而使Si原子依附于AlP異質(zhì)形核長(zhǎng)大，對(duì)AlP產(chǎn)生圖6所示的包裹結(jié)構(gòu)。本文利用CDS鑄造的特點(diǎn)，解決了普通鑄造中P和Sr不能同時(shí)添加的問(wèn)題，達(dá)到了細(xì)化初晶硅的效果。

圖6 CDS鑄造結(jié)合復(fù)合變質(zhì)熔體中初晶硅的形核

4 結(jié)論

(1)采用CDS鑄造使初晶硅得到了顯著的細(xì)化，初晶硅的平均尺寸從超過(guò)250 μm減小到了78.65 μm，合金的抗拉強(qiáng)度從24.6 MPa提高到了81.68 MPa，斷后伸長(zhǎng)率從零增加到了0.25%。

(2)采用CDS鑄造結(jié)合含P變質(zhì)劑的添加，將初晶硅尺寸細(xì)化到了25.5 μm，高硅鋁合金的抗拉強(qiáng)度從102.76 MPa提高到125.25 MPa，斷后伸長(zhǎng)率從0.36%增加到了0.48%。

(3)在(2)的基礎(chǔ)上，通過(guò)向低溫熔體中添加含Sr變質(zhì)劑，很好地變質(zhì)了共晶硅，初晶硅的平均尺寸降低到24.7 μm，高硅鋁合金的抗拉強(qiáng)度提高到136.76 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為0.82%，從而解決了普通鑄造中P、Sr變質(zhì)劑不能同時(shí)添加的問(wèn)題。