吕 勋 余水金 余智成 汪天培 王 奎 蒋海燕

(1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海 200240；2.福建泰达高新材料有限公司，福建 三明 353399)

高硅铝合金因其硬度高、线膨胀系数低、耐磨性好等优点被广泛应用于航空、航天、船舶制造、汽车等领域。粗大块状初晶硅和针片状共晶硅尖端和棱角部位产生应力集中，导致合金的力学性能明显降低。目前，常见的过共晶铝硅合金中初晶硅的变质处理方式主要有3种：一是化学变质，主要是通过添加含P变质剂，或稀土元素来变质初晶硅；二是采用快速凝固法；三是对熔体进行机械处理来细化初晶硅[1-2]。但是P过少细化效果不明显，P过多又易使AlP产生过变质[3]；Sr可以将长针状共晶硅变质为纤维状，从而提高合金的塑性。但是P和Sr不能复合添加，因为Sr会严重毒化初晶硅的形核质点，降低P的细化效果[4-5]。受控扩散凝固(CDS,controlled diffusion solidification)技术是将两种不同成分、不同温度的合金熔体混合，最终凝固成同一成分目标合金的过程。CDS最初被用于铸钢，后用于铝合金解决初生铝的热裂问题，经过Apelian等[6]、Saha等[7]、Ghiaasiaan等[8]、Khalaf等[9-11]的深入研究，提出了很多理论使该工艺得到了发展。Saha等[7]最初将CDS技术应用于亚共晶铝硅合金，国内李元东等[12-13]、周宏伟等[14]等又将其应用于高硅铝合金，有效地细化了初晶硅。本文研究了CDS铸造技术结合复合变质对高硅铝合金组织和性能的影响。

1 试验材料与方法

试验用合金以纯铝和纯硅为原料熔配，P变质剂以Al-12Si-5P中间合金的形式加入，Sr以Al-10Sr中间合金形式加入。在2台SG2-3-20型电阻炉中熔炼Al-30Si合金。熔炼前先将硅破碎至平均直径小于2 cm。将1号电阻炉升温到800 ℃，2号电阻炉升温至900 ℃，1号炉中熔炼成分为Al-12.6Si的低温低硅熔体(LTM, low thermal-mass)；2号炉中熔炼成分为Al-35Si的高温高硅熔体(HTM, high thermal-mass)，2号炉与1号炉合金按质量比3.48∶1进行配比。待炉料全部融化并保温10～15 min后，在2号炉中加入0.6%(质量分数，下同)的Al-12Si-5P变质剂，1号炉中加入0.4%的Al-10Sr变质剂，熔化后搅拌2 min，保温10～15 min后，将2号炉温设定为880 ℃，1号炉温设定为720 ℃；然后将2号炉的高温熔体浇入1号炉的低温熔体中进行熔体混合;最后待混合熔体温度达到820～830 ℃时，再浇入铁制模具中。

在不同铸锭的相同部位切取试样，经磨、抛后在Zeiss Axio Observer A1光学显微镜下观察显微组织。利用IPP(Image-Pro Plus 6.0)软件统计初晶硅的尺寸。在Zwick/Roell Z100电子万能材料试验机上进行拉伸试验。

2 结果与分析

2.1 CDS/复合变质对Al-30Si合金初晶硅的影响

图1和图2分别为不同铸造方式获得的Al-30Si合金的初晶硅形貌和尺寸。图1(a)合金组织中出现了粗大的五瓣星状和长条状初晶硅，其平均尺寸超过了250 μm。而经过CDS铸造(1(d))，初晶硅的平均尺寸降低到了78.65 μm，平均长径比也降低；如图1(c)所示，由于Sr恶化了P的形核位置，使得初晶硅相比单独P变质的粗大，平均长径比增大；由图1(e)可知，当向CDS铸造中添加含P变质剂时，初晶硅尺寸细化到了25.5 μm，平均长径比为1.37；由图1(f)可知，CDS铸造结合复合变质可以很好地细化初晶硅，同时对共晶硅产生变质作用，初晶硅尺寸细化到了24.7 μm，平均长径比为1.44，大部分初晶硅以块状形式存在。对比图1(e)和图1(f)可知，初晶硅尺寸几乎相同，说明在混溶过程中没有发生强制对流导致Sr恶化初晶硅的形核位置。对比图1(b)和图1(e)可知，混溶后由于过冷引发了大量的初晶硅形核，部分是过冷产生的初晶硅形核核心，部分是AlP形核核心，因此CDS结合P变质处理，获得了尺寸较小的初晶硅。

图2 不同铸造方式获得的初晶硅的平均尺寸和长径比

图1 不同铸造方式获得的Al-30Si合金中初晶硅形貌

2.2 CDS/复合变质对Al-30Si合金共晶硅的影响

由图3(a～b,d～e)可以看出，未添加Sr变质剂时，共晶硅以长针状分布在铝基体中；从3(c)可以看出，在普通铸造条件下，添加Sr能将共晶硅完全变质成颗粒状，出现了共晶胞状亚结构，这是由于普通铸造中Sr经过长时间的扩散，比较均匀地分布在熔体中；对比3(f)可以看出，混溶合金中形成了针状共晶硅和颗粒状共晶硅的交替结构，其中颗粒状共晶硅区呈一种Blob胞的团状结构。CDS/复合变质合金中Sr的变质区域有3部分：一是LTM中的Sr扩散形成的均匀熔体;二是在混溶过程中强制对流导致的LTM熔体中高浓度Sr向HTM中贫Sr区扩散；三是LTM在快速过热、升温过程中Sr向HTM中的扩散能力增强，从而使大面积的共晶硅变质为颗粒状。

图3 不同铸造方式获得的Al-30Si合金中共晶硅形貌

图4为不同铸造方式获得的Al-30Si合金的抗拉强度和断后伸长率。可见，未经变质处理的Al-30Si合金的抗拉强度为24.6 MPa，断后伸长率几乎为零；而经过CDS铸造，由于初晶硅明显细化且长径比减小，合金的抗拉强度提高到了81.68 MPa，断后伸长率为0.25%。此外，单独P变质的合金的抗拉强度较高，为102.7 MPa；P和Sr复合变质的合金的断后伸长率明显提高，抗拉强度略微下降。当向CDS铸造中添加含P变质剂时，合金的抗拉强度提高至125.25 MPa，断后伸长率为0.48%；CDS铸造结合复合变质处理的合金的抗拉强度为136.76 MPa，断后伸长率为0.82%。

图4 不同铸造方式获得的Al-30Si合金的抗拉强度和断后伸长率

3 讨论

3.1 受控扩散凝固细化Al-30Si合金硅相的机制

3.1.1 液-液混溶过程的热力学分析

表1为使用Pandat软件计算得到的热力学数据。

表1 采用Pandat软件计算获得的热力学数据

Apelian等[6]基于CDS铸造从热力学角度考虑能形成稳定晶核的必要条件是,混合前两种液体的吉布斯自由能必须小于其液相线温度下最终生成的液体的吉布斯自由能，即：

结合表1得出,合金在混溶的过程中并不满足Apelian等提出的热力学条件，说明有部分形核质点并不能稳定存在于熔体中。高温熔体在初晶硅释放大量潜热时出现再辉现象，导致部分晶核消失，从而降低了初晶硅的形核率，形成了粗大的初晶硅。

3.1.2 初晶硅形核和溶质传输分析

如图5所示，混溶过程中，LTM被HTM分成很多大小不一的blob胞状结构。HTM遇到LTM时由于过冷大量形核，使初晶硅的晶核处于高浓度的熔体中。而混溶形成的对流使Si原子从HTM向LTM中扩散，并使熔体产生强烈的搅拌。在HTM与LTM的质量比为3.48∶1、温差为160 ℃时，初晶硅能够产生显著的细化效果。但经过CDS铸造后仍有较多的长条状初晶硅，这与CDS铸造未形成稳定的晶核有关。混溶后由于处于液相线附近的HTM过冷形成了大量的晶核，Si原子沿着浓度梯度向LTM blob胞中扩散。混溶引起的强制对流使高温熔体被切分成胞状，由于温度的平衡比对流引起的溶质场的传输快，高温熔体形核后周围仍是浓度较高的硅原子聚集区，从而为产生足够多的初生晶核提供了可能。

图5 熔体混溶过程中的液-液界面与硅的形核与扩散过程

3.2 CDS复合变质Al-30Si合金硅相的细化和变质机制

仅采用CDS铸造技术，部分晶核会消失，因此考虑在熔体中加入含P变质剂，提高熔体中晶核的数量，且异质形核的形核功较小，为细化初晶硅提供了良好的条件。

目前常使用Sr变质共晶硅，但在普通铸造高硅铝合金中复合添加P和Sr变质，Sr会恶化初晶硅的形核位置，产生反应：2AlP+3Sr→Sr3P2+2Al。

在HTM中添加含P变质剂，在LTM中添加含Sr变质剂，混溶时温度场的平衡快于溶质场的传输，导致基于过冷的形核快于溶质的传输，从而使Si原子依附于AlP异质形核长大，对AlP产生图6所示的包裹结构。本文利用CDS铸造的特点，解决了普通铸造中P和Sr不能同时添加的问题，达到了细化初晶硅的效果。

图6 CDS铸造结合复合变质熔体中初晶硅的形核

4 结论

(1)采用CDS铸造使初晶硅得到了显著的细化，初晶硅的平均尺寸从超过250 μm减小到了78.65 μm，合金的抗拉强度从24.6 MPa提高到了81.68 MPa，断后伸长率从零增加到了0.25%。

(2)采用CDS铸造结合含P变质剂的添加，将初晶硅尺寸细化到了25.5 μm，高硅铝合金的抗拉强度从102.76 MPa提高到125.25 MPa，断后伸长率从0.36%增加到了0.48%。

(3)在(2)的基础上，通过向低温熔体中添加含Sr变质剂，很好地变质了共晶硅，初晶硅的平均尺寸降低到24.7 μm，高硅铝合金的抗拉强度提高到136.76 MPa，断后伸长率为0.82%，从而解决了普通铸造中P、Sr变质剂不能同时添加的问题。