快速凝固/粉末冶金Al-20Si-7.5Ni-3Cu-1Mg-0.25Fe合金的显微组织与力学性能

唐鹏钧， 何晓磊， 王兴元， 李沛勇

(北京航空材料研究院，北京100095)

高硅铝合金由于Si 含量高，通常具有密度低、线膨胀系数低、弹性模量高和耐磨性能好等优点，在汽车发动机、汽车空调压缩机及航空航天电子封装等领域广泛应用［1～4］。采用铸锭冶金工艺容易导致Si 相粗大，组织偏析严重，力学性能难以满足要求。快速凝固工艺由于冷却速率快，可以显著减小晶粒尺寸，细化Si 相，获得均匀的显微组织，改善合金的综合性能，逐渐成为制备高硅铝合金的主要方法［3～5］。在热挤压及热处理过程中，Si 相容易发生粗化，导致合金力学性能下降。通过添加Fe，Ni 等过渡金属元素，能够形成具有良好热稳定性的富Fe，Ni 金属间化合物。当这些金属间化合物均匀弥散分布在Si 相周围时，可以有效抑制Si 相粗化，提高合金组织的热稳定性［6～10］。Gomes［7，8］在研究含Fe 或Ni 的Al－Si－Cu－Mg 高硅铝合金时效过程及高温组织粗化速率时发现，β(AlFeSi)，Al3Fe，Al3Ni 和Al3Ni2等金属间化合物能够有效降低合金组织的高温粗化速率并产生弥散强化效果。近几年有关含Fe，Ni 的Al－Si－Cu－Mg(ASC)高硅铝合金研究较少，且随着汽车工业的发展，对该合金性能的要求也越来越高，故本研究采用快速凝固/粉末冶金工艺制备Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0. 25Fe(ASNC)合金，并对该合金挤压态和T6 态的显微组织和力学性能进行对比研究，为初步制备高性能高硅铝合金材料奠定基础。

1 实验材料及方法

本实验设计高硅铝合金名义成分为Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe(质量分数/%，下同)，利用气体雾化法制备合金粉末，雾化介质为N2;通过粉末筛分选取－200 目的合金粉末并装入铝包套中。经真空除气后进行热挤压，制备φ58mm 的挤压棒材，挤压温度为450℃，挤压比为8.6∶1。最后对挤压棒材进行T6 热处理，其工艺参数为:固溶温度480℃，固溶时间1h，室温水淬后在180℃下人工时效6h。

利用Keller 试剂对机械研磨抛光后挤压态和T6 态合金样品进行腐蚀，并在OLYMPUS GX51 金相显微镜和QUANTA 600 环境扫描电子显微镜下观察该合金的显微组织，其中扫描电子显微镜的工作电压为30kV。利用JEM－2010 透射电子显微镜在200kV 的工作电压下观察离子减薄后挤压态和T6态合金的晶粒形貌和第二相分布情况。离子减薄所使用的设备为Gatan Model 691 离子减薄仪，其减薄工艺过程为:先在加速电压5kV、离子枪倾斜角±7°条件下减薄1h;然后在加速电压4kV、离子枪倾斜角±4°条件下减薄0.5h。采用XRD 分析挤压态和T6 态合金的组成相，Cu－Kα衍射，2θ 角范围为10° ～90°，扫描速率为4°/min。采用阿基米德法测合金密度，样品尺寸为10 mm×10 mm×10 mm。利用差热分析仪和电子万能拉伸机分别测试合金的平均线膨胀系数和力学性能。

2 实验结果与讨论

2.1 组成相

图1 为快速凝固/粉末冶金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金的XRD 图谱(2θ 角范围:15° ～65°)。结果显示，挤压态和T6 态合金的XRD 图谱基本一致，峰位几乎完全相同。分析表明，这两种状态合金的主要组成相相同，均由α(Al)，β(Si)、Al3Ni，Al3Ni2，Al7Cu4Ni 和Al4Cu2Mg8Si7组成。

图1 快 速 凝 固/粉 末 冶 金Al－20Si－7. 5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金的XRD 图谱Fig.1 The X－ray diffraction patterns of Al－20Si－7. 5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M

Al3Ni 为正交晶体结构，属于Pnma(62)空间群，点阵常数a = 0. 6598nm，b = 0. 7352nm，c =0.4802 nm。该相通常具有两种形成途径［9，10］:一种是直接从过饱和Al 基体中析出;另一种是通过气体雾化时非平衡凝固过程中共晶反应产生的、具有单斜晶体结构的Al9Ni2亚稳相在热挤压前预热保温和热挤压过程中转变形成。Al3Ni2具有六方晶体结构，属于P－3m1(164)空间群，点阵常数a = b =0.4036nm，c =0.4900nm，该相通常含有一定的Cu原子，故常以Al3(CuNi)2的形式存在。Al7Cu4Ni 为菱形晶体结构，属于R－3m(166)空间群，点阵常数a= b = 0.4105nm，c = 3. 9970nm。研 究 表 明［10］，Al3Ni2和Al7Cu4Ni 通常是在410℃时Cu，Ni 原子从过饱和Al 基体中析出后形成的极细小Al－Ni－Cu 金属间化合物。由于Ni 元素在Al 基体中具有很低的扩散系数，导致Cu 原子的扩散系数也大大降低，促使Al3Ni，Al3Ni2和Al7Cu4Ni 相均具有良好的热稳定性，即便在高温环境中也不易发生粗化现象，对阻碍高温时Si 相粗化和提高合金组织热稳定性具有显著作用。虽然Al3Ni 在300℃以上开始发生软化，但根据Orowan 机制可知，当Al3Ni 均匀弥散分布在Al 基体上时，可有效阻碍位错运动，发挥弥散强化作用，保证合金具有较高的高温强度。此时Al3Ni对合金强度的影响主要取决于该相的尺寸及相与相之间的距离，而不是该相的自身强度［10］。

此外，在挤压态和T6 态合金中还出现四元金属间化合物Al4Cu2Mg8Si7。该相常在Al－Si－Cu－Mg 合金中出现并具有多种化学式，但基本都满足AlxCu2Mg12－xSi7的通式，故统称Q 相。在该合金中析出Q 相会降低Al 基体中Cu，Mg 的含量，导致Al2Cu 和Mg2Si 等时效强化相难以沉淀析出［11］。尽管该相具有较高的分解温度，但在357℃的含Fe 环境中容易发生分解，分解后的溶质原子可能固溶于过饱和Al 基体中，也可能直接扩散到其他热稳定性更好的金属间化合物表面进行沉淀［12］。因此，在480℃进行固溶处理时，Q 相发生部分溶解，溶质原子重新固溶，能够为时效析出细小弥散的沉淀强化相提供条件。

2.2 显微组织

图2 为挤压态和T6 态合金的金相照片。其中，白色为Al 基体，灰色块体和颗粒为Si 相，黑色颗粒为金属间化合物。由于采用了快速凝固/粉末冶金工艺，合金中Si 相并不呈现粗大树枝状，也不存在明显的聚集现象。在热挤压过程中，原始合金粉末受到强烈的三向压应力，使硬脆Si 相破碎并产生平直界面，故挤压态合金的块状Si 相大多带有明显尖角，其平均尺寸约为2. 4μm，如图2a。T6 热处理后，挤压态合金中细小颗粒状Si 相溶解，粗大块状Si 相则不断长大，长大后其平均尺寸约为3.2μm;同时，带有尖角和平直界面的块状Si 相发生球化现象，即曲率较大的尖角部位溶解，曲率较小的平直部位长大，如图2b，说明在T6 热处理过程中Si 相发生的长大和球化现象符合Ostwald 熟化过程［13］。因此，经过T6 热处理后，合金中细小颗粒状Si 相数量明显减少，粗大块状Si 相长大了约38.3%，并趋于等轴状。

图2 快速凝固/粉末冶金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金的金相照片 (a)挤压态;(b)T6 态Fig.2 The optical micrographs of Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1 Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M(a)as－extruded;(b)as－T6 treated

图3 为挤压态和T6 态合金的SEM 照片。结果显示，挤压态和T6 态合金主要由α(Al)基体、灰色块状或颗粒状Si 相和白色细小颗粒相组成。其中，白色颗粒相的尺寸细小，约为0.3 ～0.7μm，难以通过能谱确定其成分。根据Zhou［9，10］等人的研究结果可知，白色颗粒相为Al3Ni 相。该相大多分布在Al 基体上，说明Al3Ni 更有可能是由亚稳相转变形成的，而非从过饱和Al 基体中直接析出。同样，在扫描电镜下仍可观察到T6 热处理后合金中Si 相发生Ostwald 长大现象，即T6 态合金中尺寸细小颗粒状Si 相数量明显减少，粗大块状Si 相发生球化和长大。此外，挤压态和T6 态合金中的Si 相均存在白色边界。研究表明［9，10］，该白色边界是由极细小的Al－Ni－Cu 金属间化合物在热挤压前预热保温或热挤压过程中依附在Si 相表面沉淀后产生的，由于该金属间化合物具有良好的耐热性，故在挤压态和T6 态合金中均存在。

图3 快速凝固/粉末冶金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金的SEM 照片 (a)挤压态;(b)T6 态Fig.3 The SEM micrographs of Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1 Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M(a)as－extruded;(b)as－T6 treated

图4 为快速凝固/粉末冶金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金中Si 相的TEM 照片。结果显示，该块状Si 相尺寸约为2.5μm，内部存在清晰孪晶界。同时，Si 相周围还观察到直径仅为200 ～500nm的细小颗粒相(如图4 中“P”所示)。根据XRD 和SEM 分析结果，认为这些细小颗粒相为Al－Ni－Cu 金属间化合物。由于该颗粒相紧紧分布在Si 相周围，阻断了Si 原子高温时的扩散通道，可有效降低Si 相在热挤压、热处理等高温过程中的粗化程度，有利于提高合金组织的热稳定性。

图4 快 速 凝 固/粉 末 冶 金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金中Si 相的TEM 照片Fig.4 The TEM micrographs of Si phase in Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M

图5 为挤压态和T6 态合金的TEM 照片。观察发现，挤压态合金主要由动态再结晶组织和动态回复产生的亚结构组成，说明在该合金的热挤压过程中动态回复和动态再结晶共存。由于铝的堆垛层错能高，容易发生位错攀移，故有利于动态回复进行，促使异号位错对消和剧烈变形的组织发生多边形化形成亚晶粒，从而抑制动态再结晶的发生。另一方面，均匀分布的第二相质点会阻碍动态回复过程中位错攀移和多边形化进行，同时在其周围产生应力集中，促进动态再结晶晶粒形核。但是，这些第二相质点对再结晶晶粒的长大也会产生抑制作用。Zhou［10］分析认为，大量金属间化合物在Al 基体上的不均匀分布是导致挤压态合金形成部分回复和部分再结晶组织的主要原因，在第二相颗粒聚集区域，动态回复和动态再结晶均不能顺利进行。因此，该挤压态合金只能由再结晶组织和胞状亚结构组成。

图5 快 速 凝 固/粉 末 冶 金Al－20Si－7. 5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金的TEM 显微组织形貌(a)挤压态;(b)T6 态Fig.5 The TEM graphs of Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M(a)as－extruded;(b)as－T6 treated

T6 热处理后，合金中亚结构粗化长大为再结晶晶粒，形成清晰晶界，如图5b 所示。与挤压态合金相比，T6 态合金中第二相数量减少，主要是因为T6 热处理过程中细小颗粒状Si 相和Q 相发生部分溶解。另外，在再结晶晶界附近可观察到棒状第二相，其EDX 分析结果显示该相为富Ni，Fe 的多元金属间化合物，如图6a。由于Q 相在固溶处理过程中会发生部分溶解，形成热稳定性更好的含Fe 金属间化合物，说明这些棒状第二相为固溶处理过程中产生，故仅在T6 态合金中出现。观察发现，该相多分布在晶界附近，起到钉扎晶界、阻碍晶粒粗化长大的作用，有助于提高合金组织的稳定性。此外，在再结晶晶粒内部还可观察到大量细小弥散分布的GP 区。结合晶内的EDX 分析结果可知，T6 态合金的再结晶晶粒内部仅含有Al，Cu 合金元素，如图6b，说明晶粒内部的GP区可能是Cu 原子偏聚后形成的。由于Si 相与Al 基体的线膨胀系数和弹性模量存在显著差异，导致该合金在淬火过程中受到强烈热错配和模量错配作用，故在Si 相界面附近的Al 基体中会产生很高的应力集中，形成大量位错，产生显著的位错强化效果［8，11］。

图6 T6 态合金的EDX 分析结果 (a)棒状第二相;(b)晶粒内部Fig.6 The EDX analysis results of T6 treated alloy(a)rodlike phase;(b)intracrystalline

2.3 物理性能

快速 凝 固/粉 末 冶 金Al－20Si－7.5 Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金的密度和线膨胀系数测定结果表明，该合金 密 度 为2. 715g · cm－3，几 乎 与 纯 铝 的(2.7g·cm－3)相同。在室温至130℃之间，合金的平均线膨胀系数为16 ×10－6℃－1，明显低于纯铝的24.9 ×10－6℃－1。由于该合金的Si 含量高达20%(质量分数)，且Si 的密度和线膨胀系数均明显低于纯铝，分别为2.34g·cm－3和6.95 ×10－6℃－1;另一方面，合金的密度和线膨胀系数与Si 相的体积分数符合混合规则［4］，故导致合金的密度与纯Al 的相近，且平均线膨胀系数仅为后者的64.3%。

2.4 力学性能

挤压态和T6 态快速凝固/粉末冶金Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金的力学性能如表1 所示。经过T6 热处理后，合金的室温抗拉强度和屈服强度分别由430MPa 和315MPa 上升至490MPa 和415MPa，硬度也由82.2HRB 提高至91.3HRB。然而，随着强度的提高，合金伸长率降低。T6 热处理后，合金的伸长率仅为1. 1%。表1 还对比了Zhou［14］采用快速凝固/粉末冶金工艺制备的ASC合金与本工作研究的ASNC 合金的力学性能。分析发现，在热挤压条件下，ASNC 合金的抗拉强度和屈服强度分别比ASC 合金的高出了34. 0% 和34.4%。经过T6 热处理后，ASNC 合金的抗拉强度和屈服强度也分别比ASC 合金高出33. 9% 和15.3%。

表1 快速凝固/粉末冶金高硅铝合金的力学性能Table 1 The mechanical properties of high silicon－aluminum alloy prepared by RS P/M

图7 为挤压态和T6 态Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金室温拉伸断口形貌。其中，挤压态和T6态合金的断裂面都较平整，与拉伸方向垂直，在该合金的拉伸试样上也没有观察到明显颈缩现象，这些特征都与该合金低的伸长率的特点相符合，说明裂纹萌生后迅速扩展导致断裂，属于脆性断裂。另外，整个断裂面出现大量Si 相破裂形成的小平面，并很少观察到韧窝存在，说明裂纹沿着Si 相晶粒内部结合强度较弱的晶面扩展。

2.5 强化机制

根据以上力学性能的对比可以发现，向ASC 合金中添加过渡金属元素Ni 以及利用T6 热处理工艺可以显著提高高硅铝合金的力学性能。与ASC 合金相比，ASNC 合金中添加Ni 元素，可形成细小的Al3Ni，Al3Ni2和Al7Cu4Ni 等耐热强化相。根据Orowan 机制可知，当这些第二相均匀弥散分布在Al基体上时，有效阻碍塑性变形时位错运动，发挥弥散强化作用。另一方面，当他们分布在Si 相周围时，还能显著抑制高温时Si 相的粗化，有利于保证合金组织热稳定性。

图7 快 速 凝 固/粉 末 冶 金Al－20Si－7. 5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe合金拉伸断口SEM 照片(a)挤压态;(b)T6 态Fig.7 The SEM fractographs of Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe alloy prepared by RS P/M(a)as－extruded;(b)as－T6 treated

与挤压态合金相比，T6 热处理对高硅铝合金的抗拉强度和屈服强度提升作用显著，其原因可归结为T6 热处理对合金组织带来的一系列改善:①Si相形貌的变化。由于挤压态合金中的块状Si 相带有明显尖角，在外加载荷下容易引起尖角部位产生很高的应力集中，从而降低微孔在Si 相与Al 基体界面处形核所需应力，导致微孔易于形核并长大成裂纹［1］;经T6 热处理后，合金中Si 相明显球化，球化后的等轴状Si 相能够显著减轻Si 相与Al 基体之间的应力集中，增加了微孔形核所需应力，有利于阻碍微孔长大，从而提高合金强度。②再结晶晶粒内部弥散分布的GP 区形成。由于再结晶晶粒内部仅存在Al，Cu 合金元素，说明固溶处理后Cu 原子固溶于Al 基体中，故在人工时效过程中Cu 原子逐渐发生偏聚，形成大量弥散分布的GP 区，发挥沉淀强化作用。③位错密度的变化。由于Si 相与Al 基体之间的热错配和模量错配作用，该合金在淬火过程中产生了大量位错，带来位错强化效果。

3 结论

(1)采用快速凝固/粉末冶金工艺制备Al－20Si－7.5Ni－3Cu－1Mg－0.25Fe 合金挤压棒材并进行T6 热处理，挤压态和T6 态合金的主要组成相相同，均为α (Al)，β (Si)，Al3Ni，Al3Ni2，Al7Cu4Ni 和Al4Cu2Mg8Si7。

(2)挤压态合金中Si 相平均尺寸约为2.4μm，且带有明显尖角。经T6 热处理后，合金中尺寸较小的颗粒状Si 相数量明显减少，尺寸较大的块状Si 相发生了粗化和球化现象，粗化后其平均尺寸为3.2μm。

(3)T6 态合金的室温抗拉强度和屈服强度分别为490MPa 和415MPa，硬度达到91.3HRB。

(4)挤压态和T6 态合金试样的拉伸断口平整，属脆性断裂，且断口出现大量由Si 相破裂形成的小平面。

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