原標題：Mg含量對汽車底盤副車架用AlSi7Mgx鑄造鋁合金組織及性能的影響

摘要

基于汽車底盤副車架安全性能的考慮，采用金屬型鑄造工藝及AlSi7Mgx鋁合金制備了汽車底盤副車架，并從其本體上進行試棒取樣，研究了Mg含量對其組織和性能的影響；選用合適成分的材料生產(chǎn)，避免性能不足或成本增加。研究結(jié)果表明，隨著Mg含量（0.28%~0.33%，質(zhì)量分數(shù)，下同）的增加，試棒微觀組織共晶硅細化且析出比增大，同時Mg2Si相隨之增多，抗拉強度由282.95 MPa增加至309.88MPa，伸長率由7.79%增加至10.72%，布氏硬度由HBW77增加至HBW88.4，屈服強度從246.73 MPa減小至228.40 MPa。其中Mg含量為0.3%時，材料的綜合性能達到最佳且避免了增加成本，屈服強度236.97MPa、抗拉強度302.44 MPa、伸長率9.27%，布氏硬度HBW83.4。

汽車行業(yè)發(fā)展至今，消費者對汽車的安全性要求越來越高，車企也在為汽車的安全性能不斷進行材料革新和技術(shù)革新。其中底盤副車架在保障汽車安全性中發(fā)揮著重要作用。從材料上看，目前市場上主要分為鋁合金副車架和鋼制副車架。相比于傳統(tǒng)的鋼制副車架，鋁合金副車架通常由Si-Mg系鋁合金鑄造制成，具備質(zhì)量輕、成形加工性能優(yōu)良、耐腐蝕性能好和易于回收再利用等優(yōu)點。并且在發(fā)生碰撞時，由于Al-Si-Mg系合金的特點，副車架能更有效地將承受的縱向力向左右各兩道縱梁處分散，能吸收更多的碰撞能量。因此，應(yīng)用鋁合金副車架成為實現(xiàn)汽車輕量化的重要途徑，同時也對鋁合金副車架的抗拉強度、屈服強度及伸長率等力學(xué)性能提出了更高要求。

隨著Si-Mg系鑄造鋁合金的廣泛應(yīng)用，針對其力學(xué)性能、晶相的形成機理，有關(guān)汽車用鑄造鋁合金的研究重點逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉治龊辖鸾M分對合金整體性能的影響。陳忠偉等研究了Mg含量分別為0、0.35%和0.70%的Al-7%Si-Mg鑄造合金的微觀組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明隨著合金中Mg含量的增加合金的抗拉強度呈增大趨勢、伸長率呈降低趨勢。喬振等研究了不同含Li含量對Al-7Si-0.5Mg合金顯微組織和性能的影響，結(jié)果表明隨著Li含量的增加，凝固組織中初晶硅數(shù)量增多，且尺寸變大，其形狀也由卵狀逐漸變?yōu)槿菭?，并且合金的伸長率逐漸下降，抗拉強度逐漸升高。潘英才等研究了Si、Mg含量變化對Al-Mg-Si-Li合金組織和性能的影響，結(jié)果表明隨著Si含量增加，組織中初晶Si呈粗大化和不規(guī)則化增長，隨著Mg含量的增加，組織中α-Al相和初晶Si細化且數(shù)量減少，共晶組織增多，合金的力學(xué)性能得到提高，但過量的Mg使得合金出現(xiàn)魚骨狀的Mg2Si組織，降低了合金的力學(xué)性能。牛艷萍等研究了Si含量對Al-Si-Mg合金鑄造性能的影響，結(jié)果表明隨著Si含量的提高，Al-Si-Mg合金的流動性、抗拉強度均得到提升，但伸長率和熱導(dǎo)率有所下降。李佳雙等研究了Si、Mg對Al-Mg-Si合金顯微組織與顯微硬度的影響，結(jié)果表明隨著Si含量的增加，組織中α-Al枝晶變得細小，合金顯微硬度也隨之提高，隨著Mg含量的增加，α-Al初生晶粒逐漸增大，合金顯微硬度先增大后減小。胡歐林等研究了Mg、Cu含量變化對Al-Si-Mg系合金T6熱處理后組織與性能的影響，結(jié)果表明隨著Mg含量的增加，合金的二次枝晶臂間距減小，Mg2Si強化相增多，隨著Cu含量的增加，共晶Si由片狀逐漸轉(zhuǎn)變成細小彌散分布的球狀。目前，有關(guān)合金組分對合金組織和性能的影響研究較多，但這些理論上的研究很少涉及到實際工程中的應(yīng)用，關(guān)于元素含量變化對汽車零部件熱處理后性能的影響研究較少。

本文以某品牌AlSi7Mgx合金副車架為研究對象，重點分析在T6熱處理工藝的條件下，Mg含量對鋁合金副車架微觀組織的影響及力學(xué)性能的變化趨勢，以期望為優(yōu)化鋁合金整體式副車架的力學(xué)性能以及企業(yè)改善鑄件力學(xué)性能提供參考。

1 試驗過程與方法

本試驗采用A356鋁合金（重慶順博）作為副車架的基體材料，其化學(xué)成分如表1所示。使用集中熔煉爐（一種塔式設(shè)備，負責(zé)將固體鋁錠融化成鋁液，方便后續(xù)將鋁液轉(zhuǎn)運至坩堝爐內(nèi)進行后續(xù)處理）對A356鋁合金錠進行集中熔煉，每6 h進行一次打渣、除氣工藝。確保金屬液無氧化渣后轉(zhuǎn)運至坩堝爐內(nèi)，待熔體溫度達到720 ℃左右，先后將精煉細化劑AlTi5B合金、變質(zhì)劑Al-Sr中間合金壓入坩堝中，并使用石墨棒攪拌均勻，期間使用Al錠以及純度為99.99%的Mg錠等進行元素含量的調(diào)整，保證鋁液中合金元素的含量在標準范圍內(nèi)。通過調(diào)整Mg錠的加入量分別制成Mg含量為0.28%、0.30%和0.33%的待澆注金屬液，之后在坩堝爐內(nèi)進行二次打渣，進一步確保鋁液質(zhì)量。二次打渣完成后，通入氮氣進行除氣，減少鋁液內(nèi)的含氫量，減少鑄件內(nèi)部針孔。金屬液制備期間通過直讀光譜儀檢測，每個鋁液樣本共取樣成分點3個，每個點位嚴格控制Mg含量處于0.28%~0.33%，并確保保溫時間不超過8 h。隨后將熔體轉(zhuǎn)運至低壓鑄造機，調(diào)整熔體溫度為715 ℃，以低壓鑄造的方式生產(chǎn)出不同Mg含量的AlSi7Mgx鋁合金前副車架。

表1 A356鋁合金化學(xué)成分 wB/%

澆注完成后，對所得不同Mg含量的鑄件進行切鋸清刺等處理去除加工余量，圖1所示為AlSi7Mgx鋁合金前副車架的毛坯件。將Mg含量分別為0.28%、0.30%和0.33%的毛坯件各取5件進行表2所示的T6熱處理。對熱處理后的鑄件按照客戶要求的位置取樣，并通過線切割制備金相試樣和標準拉伸試棒，圖2所示為取樣位置及拉伸試棒尺寸示意圖。通過計算3組不同Mg含量鑄件的力學(xué)性能試驗平均值，作為衡量所得鑄件力學(xué)性能的依據(jù)。

圖1 某款前副車架的毛坯圖

表2 AlSi7Mgx鋁合金熱處理工藝

圖2 取樣位置及拉伸試棒尺寸

2 結(jié)果與分析

2.1 金相組織

使用線切割獲得試樣尺寸約為6 mm×6 mm×10 mm，選擇較為平整的面進行打磨，直至表面沒有明顯的切割斷口后進行拋光；隨后使用超聲波清洗儀清洗試樣；最后使用體積分數(shù)為5%的HF酸腐蝕拋光面約30 s后用酒精沖洗并吹干，用鑷子將其放在電子顯微鏡下觀察金相組織。圖3所示為不同Mg含量的AlSi7Mgx前副車架熱處理后試樣的金相組織圖像。從圖中可以看出，隨著Mg含量的增加，金相組織中的晶粒尺寸隨之減小，晶粒尺寸越小，合金的抗拉強度和伸長率越高，這是由于Mg含量的增加會引起成分偏析和形核增加，進而阻礙晶粒長大。

圖3 不同Mg含量副車架試樣的金相組織

Mg含量的增加也會改變共晶硅的形態(tài)，使其由短棒狀或大顆粒轉(zhuǎn)變或細小顆粒狀，這種轉(zhuǎn)變對基體α-Al的割裂作用降低，降低了產(chǎn)生應(yīng)力集中的可能性，提高了合金的斷裂韌性和抗拉性能。圖4所示為Mg含量為0.33%的鑄件組織XRD圖譜。結(jié)合圖3（c），可以觀察到，當Mg含量為0.33%時，金相組織中有少量呈現(xiàn)深色顆粒狀的Mg2Si相，這說明溶解在鋁基體中的Mg會與Si反應(yīng)，形成Mg2Si相，隨著Mg含量的增加Mg2Si相的析出量增多，能有效提高合金的抗拉強度和硬度。

圖4 Mg含量為0.33%的XRD圖譜

為了進一步量化Mg含量對AlSi7Mgx前副車架熱處理后組織的影響，繪制晶粒尺寸隨Mg含量變化的分布直方圖如圖5所示。由圖5可知，加壓壓力在450 MPa，加壓時間5 s的壓力環(huán)境中鋁液進行成型凝固，隨著Mg含量的增加，組織中晶粒尺寸呈顯著減小的趨勢，當Mg含量為0.28%時，晶粒尺寸集中分布在3.5 μm左右，且晶粒尺寸最大超過了4.5 μm；當Mg含量為0.30%時，晶粒尺寸集中分布在2.9 μm左右，99%的晶粒尺寸都在4 μm以下；當Mg含量為0.33%時，組織中晶粒的尺寸最大僅為3.1 μm。這表明隨著Mg含量的增加，所得鑄件的力學(xué)性能得到了顯著增強。

圖5 不同Mg含量副車架試樣的晶粒尺寸分布直方圖

2.2 力學(xué)性能

采用WDW-100萬能拉伸試驗機、里氏數(shù)顯硬度計進行鑄件屈服強度、抗拉強度、伸長率和硬度等主要力學(xué)性能參數(shù)測試，試驗中設(shè)定拉伸速率為0.1 mm/min，試驗負荷設(shè)定為980 N加載5 s。表4為不同Mg含量的副車架用AlSi7Mgx鑄造鋁合金經(jīng)過T6熱處理后不同試驗組試樣的力學(xué)性能參數(shù)。從表4測試結(jié)果可以看出，Mg含量在0.28%~0.33%時，所有力學(xué)性能均達到客戶要求的最低值。另外，通過對比表4中各項力學(xué)性能的平均值，可以發(fā)現(xiàn)，當Mg含量為0.28%時，試樣的抗拉強度、伸長率和硬度值均最?。划擬g含量為0.30%時，試樣的屈服強度最大，為246.73 MPa。而當Mg含量為0.33%時，試樣的抗拉強度、伸長率和硬度值均最大，但其屈服強度最小。

表4 某款前副車架試樣力學(xué)性能

根據(jù)表4中的力學(xué)性能的平均值，可以繪制出不同Mg含量材料的各項性能對比圖和趨勢圖。其中，圖6為不同Mg含量材料的硬度值，圖7為不同Mg含量抗拉試棒的伸長率，圖8為不同Mg含量抗拉試棒的屈服強度和抗拉強度。從圖6中可以看出，隨著Mg含量（0.28%~0.3%）的增加，某款前副車架本體材料的硬度逐漸增大，到Mg含量為0.33%時，硬度值達到最大HB88.4。這是由于Mg元素增加，熱處理后析出形成的Mg2Si相增多，分布在鋁基體中，這個過程稱為沉淀硬化，能夠顯著增強合金的硬度。

圖6 不同Mg含量材料的硬度值

從圖7中可以看出，隨著Mg含量（0.28%~0.33%）的增加，某款前副車架本體材料的伸長率逐漸增大，這表明隨著Mg含量的增加，材料的韌性逐漸增強。其原因在于Mg含量的增加能夠細化的共晶硅，使硅相能更均勻地分布于鋁基體中，應(yīng)力分布更加均勻，從而增強了合金材料的韌性。

圖7 不同Mg含量抗拉試棒的伸長率

從圖8中某款前副車架本體材料屈服強度和抗拉強度隨Mg含量（0.28%~0.33%）變化的趨勢可以看出，隨著Mg含量的增加，材料的抗拉強度隨之增大，但屈服強度先增加后減小。抗拉強度增大，是由于當Mg含量增加時，Mg2Si相增多，這些細小的、分布均勻的Mg2Si顆粒能有效阻礙位錯運動，從而提高合金的抗拉強度。此外，適當?shù)腗g含量還能優(yōu)化合金的固溶強化和沉淀強化效果。屈服強度先增大后減小，是由于隨著Mg含量的增加并形成更多的強化相Mg2Si，強化相能夠影響材料開始塑性變形的應(yīng)力水平，屈服強度則隨之增加。然而，當 Mg含量過高時，可能導(dǎo)致第二相聚集形成較大的粒子，這可能對材料的塑性變形機制產(chǎn)生不利影響，進而可能使導(dǎo)致屈服強度的降低。

圖8 不同Mg含量抗拉試棒的屈服強度和抗拉強度

從以上圖表的分析結(jié)果可知，為保證某款前副車架本體材料的各項力學(xué)性能滿足客戶要求且避免投料增 加導(dǎo)致成本上升，則應(yīng)選擇Mg含量為0.30%的AlSi7Mg0.3鑄造鋁合金，此時材料的屈服強度236.97MPa、抗拉強度302.44 MPa、伸長率9.27%、布氏硬度HB83.4。

3 結(jié)論

（1）隨著Mg含量的增加，材料金相組織中晶粒得到細化，共晶硅由短棒狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿☆w粒狀，同時Mg2Si相的析出量增多。

（2）T6熱處理后的AlSi7Mgx鑄造鋁合金的抗拉強度、伸長率和硬度值均隨著Mg含量（0.28%~0.33%）的增加而增大，而屈服強度則先增大后減小。

（3）實際生產(chǎn)中可以根據(jù)產(chǎn)品力學(xué)性能的實際情況，通過調(diào)控合金中Mg的含量來改變力學(xué)性能，從而使鑄件力學(xué)性能符合要求的同時不出現(xiàn)性能過剩，某款前副車架本體材料選擇Mg含量為0.30%的AlSi7Mg0.3鑄造鋁合金最佳。

作者：
李連馳 馬小軍 劉海濱 蘇為強
湖北航特裝備制造股份有限公司

本文來自：鑄造雜志