原標(biāo)題：微量Al變化對壓鑄Mg-4Sm-2Al合金組織和力學(xué)性能影響

鎂合金由于其密度低、比強(qiáng)度高，在汽車行業(yè)具有廣闊應(yīng)用前景，如中控屏背板、方向盤骨架、儀表盤骨架、LED車燈等。然而，在新能源汽車發(fā)展熱潮下，車內(nèi)的元器件向高度集成化、高功率化發(fā)展，需要結(jié)構(gòu)材料具有良好的散熱能力，以維持車內(nèi)各種元器件的穩(wěn)定運(yùn)轉(zhuǎn)。傳統(tǒng)的商用鎂合金由于熱導(dǎo)率低，無法滿足車內(nèi)元器件的散熱需求，因此開發(fā)兼具高熱導(dǎo)率和力學(xué)性能的鎂合金具有重要意義。

Mg-RE-Al合金是常見的高導(dǎo)熱鎂合金。通過合理優(yōu)化合金成分及元素含量，降低基體中固溶原子濃度，使其轉(zhuǎn)變成有效的強(qiáng)化相，可以獲得較高的熱導(dǎo)率和力學(xué)性能。前期經(jīng)過成分優(yōu)化發(fā)現(xiàn)，在重力鑄造條件下，當(dāng)Al含量高于2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）時，鎂合金熱導(dǎo)率和力學(xué)性能較為良好，如Mg-4Sm-2Al （SA42）和Mg-4Sm-2.6Al （SA42.6）合金，而當(dāng)Al含量低于2%時，各個合金成分均不能獲得理想的綜合性能。當(dāng)Al含量為1.5%時，合金的熱導(dǎo)率達(dá)到峰值，但塑性較差，伸長率僅為3.4%。與SA42合金相比，SA42.6合金中僅增加了0.6%的Al，在未大幅降低熱導(dǎo)率的同時，強(qiáng)度和伸長率分別提升了7.5%和38%，這很大程度上得益于Al消耗了一部分基體中的Sm原子，形成了Al2Sm顆粒。該顆粒能作為有效的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，晶粒細(xì)化作用顯著。但是，通過重力鑄造工藝制備的合金，其晶粒尺寸和第二相較粗大，強(qiáng)化效果不足，通常難以實(shí)現(xiàn)應(yīng)用。

高壓壓鑄（High-pressure die casting， HPDC）技術(shù)通過對熔體施加高速高壓，可以有效細(xì)化晶粒和第二相，使合金的力學(xué)性能有望進(jìn)一步提升。高壓壓鑄技術(shù)效率高、生產(chǎn)成本低、尺寸精度高，是得到廣泛應(yīng)用的成形工藝之一。近些年，一體化壓鑄的研究熱潮，正在成為汽車制造業(yè)中新的工藝革命，特別是在新能源汽車領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用和快速發(fā)展。壓鑄技術(shù)有助于實(shí)現(xiàn)車身輕量化，這對提高新能源汽車的續(xù)航里程具有重要意義。此外，一體化壓鑄可以減少生產(chǎn)過程中的零件數(shù)量和焊接點(diǎn)，從而降低生產(chǎn)成本，提升生產(chǎn)效率。

本研究采用壓鑄工藝制備SA42和SA42.6合金，分析微量Al含量的變化對合金力學(xué)性能的影響，闡述強(qiáng)化機(jī)制和斷裂行為，合理調(diào)控合金成分，旨在為壓鑄合金設(shè)計提供參考。

圖文結(jié)果

采用TOYO/BD-350V5型冷室壓鑄機(jī)制備了SA42和SA42.6合金壓鑄件，制備過程中通有保護(hù)氣體（體積分?jǐn)?shù)為95%的N2+0.5%的SF6）。合金實(shí)際成分通過Inductively coupled plasma optical emission spectrometer （ICP-OES，Avio 500）測量獲得，見表1。壓鑄件外形及其相應(yīng)的壓鑄工藝參數(shù)分別見圖1和表2。采用標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒（標(biāo)距尺寸為?6.4 mm×60 mm），在室溫下采用Zwick/Roell 100 拉伸試驗(yàn)機(jī)以1 mm/min的拉伸速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。在矩形區(qū)域進(jìn)行微觀組織觀察。先對試樣進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光并用鎂合金專用蝕刻劑（4 mL的硝酸+96 mL的乙醇）腐蝕5 s后，采用搭載波譜儀的（Wavelength-dispersive spectrometer， WDS）Hitachi SU-70掃描電鏡（SEM）在至少10個基體區(qū)域測量固溶原子含量，并采用Image Pro Plus軟件測量合金的晶粒尺寸和第二相體積分?jǐn)?shù)。

表1 測試合金的化學(xué)成分(%)

圖1 壓鑄樣件

表2 壓鑄工藝參數(shù)

圖2為SA42和SA42.6合金的微觀組織。可以看出，兩種合金的微觀組織均呈現(xiàn)細(xì)小等軸晶，晶界周圍分布著棒狀的Al11Sm3相，晶粒內(nèi)部少量分布著塊狀A(yù)l2Sm相。圖3為SA42與SA42.6合金的第二相體積分?jǐn)?shù)和固溶原子濃度。可以看出，SA42.6合金的晶粒尺寸為8.2 μm，略小于SA42合金的晶粒尺寸（9.1 μm）；SA42.6合金的晶粒內(nèi)部含有更多尺寸>2 μm的Al2Sm顆粒，而SA42合金的晶粒內(nèi)部的Al2Sm顆粒更細(xì)小，并未完全長大。由圖3b可以發(fā)現(xiàn)，SA42合金中Sm的固溶原子濃度較SA42.6合金中的高。

圖2 兩種合金的微觀組織

圖3 SA42與SA42.6合金的第二相體積分?jǐn)?shù)和固溶原子濃度

圖4為SA42和SA42.6合金的室溫工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。可以看出，SA42和SA42.6合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長率分別為160.9 MPa、257.3 MPa、13.7%和144.4 MPa、206.5 MPa、5.0%。可以發(fā)現(xiàn)，在SA42合金的基礎(chǔ)上僅增加0.6%的Al，屈服強(qiáng)度的降幅達(dá)到10.2%。對于壓鑄合金，其強(qiáng)化機(jī)制主要為固溶強(qiáng)化（σss）、晶界強(qiáng)化（σgs）和第二相強(qiáng)化（σsp）。

σy=σss+σgs+σsp

圖4 SA42和SA42.6合金的室溫工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖5 SA42和SA42.6合金的固溶強(qiáng)化效果

依據(jù)圖3a計算出兩種合金的第二相強(qiáng)化效果，見圖6。可以發(fā)現(xiàn)，Al2Sm相的強(qiáng)化效果有明顯的增加，但是總體第二相強(qiáng)化效果差別不大。表3為兩種合金不同強(qiáng)化效果的差異。在SA42合金的基礎(chǔ)上增加0.6%的Al后，形成了大量的大塊Al2Sm相，一方面導(dǎo)致Sm原子的固溶強(qiáng)化效果大幅降低，而形成的Al2Sm相帶來的第二相強(qiáng)化效果又無法彌補(bǔ)固溶強(qiáng)化的缺失；另一方面，壓鑄工藝制備的合金晶粒尺寸較細(xì)小，Al2Sm顆粒不會產(chǎn)生顯著的異質(zhì)形核效果，導(dǎo)致SA42.6合金的屈服強(qiáng)度比SA42合金低了近20 MPa。

圖6 SA42與SA42.6合金的第二相強(qiáng)化效果

表3 SA42與SA42.6合金的不同強(qiáng)化效果

由圖4可知，在SA42合金的基礎(chǔ)上增加0.6%的Al，塑性顯著降低，伸長率降低了63.5%。圖7為SA42合金和SA42.6合金斷口附近縱截面的形貌。可以看出，SA42合金的裂紋既有穿晶斷裂又有沿晶斷裂，但穿晶斷裂較多。而SA42.6合金由于存在大量大塊的Al2Sm顆粒，Al2Sm顆粒的彈性模量（143.95 GPa）比Al11Sm3相的彈性模量（102.25 GPa）高，Al2Sm更脆且更硬。所以在Al2Sm顆粒上很容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致Al2Sm開裂，裂紋順著Al2Sm顆粒與鎂基體的界面擴(kuò)展，隨后進(jìn)一步從晶粒內(nèi)部穿越，擴(kuò)展到晶界，最終導(dǎo)致試樣斷裂（見圖7b中曲線）。

圖7 斷口表面附近縱截面BSE照片

圖8 兩種合金斷口表面形貌

結(jié)論

（1）SA42合金中增加0.6%的Al后，SA42.6合金中形成了大量的大塊Al2Sm相，導(dǎo)致壓鑄SA42.6合金基體內(nèi)固溶的Sm含量降低了近50%。

（2）增加0.6%的Al后，SA42.6合金固溶強(qiáng)化效果大幅降低，形成的Al2Sm相強(qiáng)化效果弱，異質(zhì)形核效果也較差，產(chǎn)生的第二相強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化無法彌補(bǔ)固溶強(qiáng)化效果的缺失，導(dǎo)致壓鑄SA42.6合金的屈服強(qiáng)度比SA42合金的降低了近20 MPa。

（3）增加0.6%的Al后，SA42.6合金塑性急劇惡化，伸長率降低了63.5%。這主要?dú)w因于Al2Sm顆粒與基體的模量不匹配，Al2Sm顆粒較脆較硬，在變形過程中產(chǎn)生了較大的應(yīng)力集中，加速了合金的斷裂失效。

《微量Al變化對壓鑄Mg-4Sm-2Al合金組織和力學(xué)性能影響》

李子昕1 陳濱2 童勝坤2 陸仕平2 梁晟2 胡波1
付彭懷1 彭立明1 李德江1 曾小勤1

1. 上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，輕合金精密成型國家工程研究中心；2. 萬豐鎂瑞丁新材料科技有限公司