Al- M n –C e合金对A356铝合金的细化机制

 汪以祥  王立生  张振栋

 （中信戴卡股份+有限公司） 

 摘  要  主要研究了0. 1%的Al92Mn6Ce2铸态中间合金和Al92Mn6Ce2非晶条带中间合金对A356铝合金的细化变质效果，以及经过T6处理之后对其组织的影响。结果表明，加入0.1%的铸态中间合金Al92Mn6Ce2，A356合金的二次枝晶间距为4μm，对铸态组织是有害的，但经过固溶和时效处理后，共晶Si相发生熔断，形成的颗粒相对于不加入中间合金的颗粒更加的细小弥散，对于材料的强度和塑性是有利的。加入0.1%的Al92Mn6Ce2非晶条带中间合金，A356合金的二次枝晶间距为7μm，大大减小了二次枝晶间距，有助于提高材料的力学性能。C e以稳定的化合物形式存在于共晶Si中。0. 1%的Al92Mn6Ce2铸态中间合金和非晶中间合金对A356的硬度影响不大，经过固溶处理，硬度均降低5%～6%．时效处理使得表面硬化，硬度提高了4%～5%。

 关键词  中间合金；A356铝合金；细化

 中图分类号  TG146. 21; TG139+．8DOI: 10. 15980/j. tzzz. 2016. 06. 029

 随着A356铝合金轮毂的生产发展应用，熔铸出细小均匀的铸态晶粒成为获得优异的组织和性能的关键。要获得这种组织必须通过不同的方法处理熔体，包括液态时加入各种处理剂或借外来能量（如机械振动、电磁搅拌、超声波处理等）使a-Al基体细化，而晶粒细化是增加材料强度、改善塑性的重要手段之一，也是改善铝材质量的重要途径口。在工业生产条件下，添加中间合金的方式是最简便而又有效的方法。

 目前应用最广泛的是Al-5 Ti-1B和Al-10Sr中间合金，虽然Al-5 Ti-1B中间合金有优异的晶粒细化能力，但其抗衰性能较差，加入S r后，在合金凝固的过程中可以抑制Si相的长大，并使针片状的Si相球化，能够提高合金的力学性能。近年来国内外相继开发出一些新型细化剂，如Al-Ti-C、Al-RE等，这些细化剂均有效避免了TiB2的沉淀问题，为铝合金的细化与性能改善开辟了途径，值得进一步的研究。

 稀土变质剂是目前最常用的铝及铝合金变质剂，稀土变质剂的研究为生产高效、稳定、成本较低的细化剂开辟了一条路径。本课题针对目前应用比较广泛的稀土C e展开研究，分析含C e的铸态合金和非晶合金对A356合金的细化变质效果。

1  试验方法

 A356铝合金的化学成分为：6.5%～7.5%的Si，0.3%～0.45%的Mg，<0.2%的Ti，<0.12%的Fe，<0.05%的M n，<0.1%的Cu，<0.05%的Zn，余量为Al。

 先将坩埚式电阻炉升温至500℃，保温10 min后加入A356铝合金，分段加热至熔体温度为(750±5)℃时添加中间合金（见表1）。熔炼过程中通A r气进行精炼，熔体温度为(720±5)℃时浇入已预热至200℃的金属型中，制得+10 mm×150 mm的A356合金棒。对合金棒进行T6热处理，工艺为：(538±5)℃×6h固溶+(140±5)℃×4h时效。

 试样采用扫描电镜( HITACHI 4800S)和光学金相显微镜(OLYMPUS BX51M)观察合金的微观组织。

2试验结果分析

2.1组织分析

 图1是A356铝合金的铸态组织。由图1可知，铸态A356铝合金组织由初晶a-Al相和共晶(a-Al+ Si)相组成。其中共晶Si沿a-AI晶界析出，长成粗大的针片状或板状，这种形状严重割裂a-AI基体，降低了合金的力学性能，因而必须对其进行变质处理。a-Al基体组织粗大，成无定形状分布，在部分区域成粗大的树枝状。

 图2是经过(538±5)℃×6 h固溶处理后的金相组织。发现经过固溶处理后，共晶Si得到了明显的细化，成圆球状和短杆状分布于a相周围，固溶处理不能彻底使得共晶Si全部变为球状，仍有一部分为短杆状。固溶处理后共晶Si得到细化，这是由于固溶处理使共晶Si形态趋于粒化，在保温过程中，共晶Si在分枝处熔断，形成短杆状或颗粒状。同时，在共晶Si熔断过程中，棱角部位发生钝化而使枝晶外表面变得圆滑。

 图3为时效处理后，短杆状共晶Si得到进一步细化，而且颗粒状共晶Si变得更加细小且分布更加弥散。时效处理使得短杆状的共晶Si进一步熔化，颗粒更加细小圆整。时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒(共晶Si)，形成一些体积很小的溶质原子富集区，使材料的强度和塑性提高。

 图4为加入0. 1%的铸态中间合金Al92 Mn6 Ce2的A356合金铸态组织。加人中间合金后，a-A1基体较未加的有所长大，出现较多的二次枝晶，二次枝晶间距为14μm，共晶Si出现较严重的偏析，这种转变不利于提高A356的强度和塑性。图5是加入0.1%的铸态中间合金固溶处理后A356合金的金相组织，与铸态时的组织相比，晶粒得到了进一步的细化，部分a-Al基体成等轴晶存在，共晶Si相均匀弥散地分布于a-Al中，针状和板条状的Si相转变为颗粒状和短杆状，二次枝晶消失。图6为时效处理后的金相组织，与固溶态相比，a-Al晶粒变得更加细小均匀，有助于提高组织的强度和塑性。共晶Si以细小均匀的颗粒状分布于组织中。可以看出，0.1%的铸态中间合金(Al92Mn6 Ce2)的加入使得a-Al晶粒长大，也出现了很多的二次枝晶。二次枝晶过多会严重影响材料的力学性能，说明0. 1%的铸态中间合金的加入对铸态组织是有害的，但经过固溶和时效处理后，共晶Si相发生熔断，形成的颗粒相对于不加入中间合金的颗粒更加的细小弥散，对于材料的强度和塑性是有利的。

 图7为加入0. 1%的非晶中间合金(Al92 Mn6 Ce2)的A356合金铸态组织。加入非晶合金后，与图1相比，a-Al基体出现了一定程度的细化，虽然会出现二次枝晶，但有一部分二次枝晶不会完全长大，与图4相比，二次枝晶的数目会大量的减少，间距也急剧的减小，急冷态的非晶中间合金对于合金性能改善很有意义。

 图8为加入0. 1%的非晶中间合金(Al92 Mn6 Ce2)经固溶处理的A356合金表面形貌。与图2相比，a-Al相更加细小，短杆状共晶Si消失，共晶Si相全部为弥散分布的颗粒状，说明加入非晶中间合金对共晶组织有一定的细化作用。图9为加入0. 1%的非晶中间合金（Al92 Mn6 Ce2+固溶十时效处理）的A356合金表面形貌。在时效处理后a-Al基体与图8相比更加细小，也会出现一定的等轴晶，二次枝晶间距为7μm，时效处理大大减少了二次枝晶间距，有助于提高材料的力学性能。

 通过以上对比可以看出，加入0. 1%的非晶中间合金和加入0.1%的铸态中间合金与不加入中间合金的A356合金相比，a-Al基体均出现了细化，呈等轴晶存在，经过固溶和时效的处理后，共晶Si相变成细小圆整的颗粒状。加入0. 1%的非晶中间合金与加入0.1%的铸态中间合金处理相比，a-AI基体的细化程度更好，共晶Si相更加细小弥散。

2.2扫描电镜及能谱结果分析

 图10～图12为加入0.1%的铸态和非晶态A192M6 Ce2中间合金的A356合金的铸态、固溶态、T6态组织可以看出，随着共晶Si相的弥散分布，共晶Si的Al含量急剧的减少，由54. 54%降到了18%～20%之间，说明固溶处理使得Si化合物更加的集中，Al相析出到a-Al基体中。C e的含量保持在0.1%左右，说明C e以稳定的化合物形式存在于共晶Si中。

2.3硬度

 表2为不同状态A356合金的硬度。可以看出，在添加了铸态和条带的中间合金后，相比于不经过处理的A356铝合金，硬度值普遍得到了提高。对比表2数据可知，加人中间合金后经过固溶处理，硬度值都出现降低，降低了5%～6%，时效处理使得表面得到了强化，硬度值得到了提高，提高了4%～5%。

3  结  论

 (1)在A356合金中加入0.1%的铸态中间合金( Al92 Mn6 Ce2)是有害的，但经过固溶和时效处理后，共晶Si发生熔断，形成的颗粒相对于不加人中间合金的颗粒更加的细小弥散，对于材料的强度和塑形是有利的。

 (2)在A356合金中加入0.1%的非晶中间合金(Al92 Mn6 Ce2)，其二次枝晶间距为7μm，时效处理大大减小了二次枝晶间距，提高了其力学性能。

 (3)Ce以稳定的化合物形式存在于共晶Si中。

 (4)在A356合金中加入0.1%的中间合金后，经过固溶处理，硬度( HV)均出现降低，降低了5%～6%，时效处理使得表面硬化，硬度(HV)提高了4%～5%。