Mg 含量对AlSi 10Sn4Mgx 合金阻尼和力学性能的影响

许 吉，王志磊，赵 帆，张志豪

1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083 2) 北京科技大学材料先进制备技术教育部重点实验室，北京 100083 3) 东北轻合金有限责任公司，哈尔滨 150060

阻尼合金是减震降噪的关键材料，具有适用范围广、结构简单可靠、疲劳寿命长等优点，在航空航天、国防军工、交通运输等行业有着诸多应用[1-3].由于测量方式的不同，合金的阻尼性能有多种评价参数，而损耗因子tanh 是其中常见的一种.在工程中，通过测量材料耗能模量E1与储能模量E2的比值，就能够得到材料的tanh 大小.因此，在本文选择采用tanh 作为评价合金阻尼性能好坏的标准.在一般情况下，合金的tanh 越高，意味着其具有越好的阻尼性能.

铝及铝合金具有突出的轻量化优势，但其本征阻尼值较低，25 ℃/1 Hz 测试条件下的阻尼损耗因子tanh 通常难以突破0.02，阻尼性能较差[4].添加较多的Zn 可有效提高铝合金的阻尼性能，例如铸态Al-35Zn 合金室温tanh 为0.016，在温度277 ℃时能达到0.05[5].但是Zn 的加入会使铝合金密度增大，例如Al-35Zn 的密度达到3.5 g·cm-3，比常用铝合金的密度提高了约30%[6].在保持铝合金物理力学性能优势的前提下，通过添加少量合金化元素提高铝合金的阻尼性能，有利于扩大现有铝合金的应用范围.

AlSi10合金(牌号ZL102)具有优良的铸造性能和焊接性能，且耐蚀性好、气密性较高，常用于机械仪表壳体、活塞、制动器外壳等多种要求高气密性的耐磨零件[7].但是AlSi10合金的力学和阻尼性能较差，抗拉强度仅有151 MPa，25 ℃/1 Hz 和200 ℃/1 Hz 条件下tanh 分别仅约为0.017 和0.03.因此，同时提高AlSi10合金的阻尼和力学性能具有重要工程意义，也是该领域的研究难点之一.

金属Sn 的内耗值为纯铝的117 倍[8]，且在Al中固溶度很小，室温下在铝基体中以β-Sn 存在，Al-Sn 合金相当于低内耗基体与高内耗颗粒的复合材料，在铸造铝合金中添加Sn 从理论上讲能提高合金的阻尼性能.

但纯Sn 的强度很低，铸态纯Sn 的屈服和抗拉强度分别约为10 MPa 和15 MPa 左右，即使采用剧烈塑性变形机加工后，屈服和抗拉强度分别也仅能达到15 MPa 和30 MPa.因此，Sn 的加入将导致铝合金强度下降，但是如果能将β-Sn 颗粒在铝合金基体中形成弥散细小的分布，将减小上述强度下降的幅度，同时细小弥散的β-Sn 颗粒与基体形成更多的界面，也有利于提高阻尼性能.

已有研究表明，Mg 可以提高铝合金的力学和阻尼性能.Mg 对Al-Si 合金中的共晶Si 具有变质作用，且能在合金中形成Mg2Si 强化相，可以显著提高合金的机械性能，是常用的微合金化元素[9].Li等[10]的研究表明，Mg 的固溶强化会显著提高铝合金的强度，并在铝合金中引入大量弱钉扎点，降低层错能，扩展位错，使得合金阻尼得到提高，这也与G-L 位错阻尼理论相吻合.因此，通过Mg 微合金化来提高铸造铝合金的力学和阻尼性能，具有理论可行性.

本文在前期实验研究[11]的基础上，以AlSi10Sn4合金为研究对象，重点研究Mg 含量对合金组织、阻尼和力学性能的影响，并从Mg 对Al/Sn 润湿性及β-Sn 分布的影响等方面探讨了阻尼提高机制.

1 实验

本文以AlSi10合金为蓝本，在此基础上，添加质量分数为4.0%的Sn 和质量分数为0.4%～4.0%的Mg，采用电阻炉熔炼、石墨铸型浇铸成AlSi10Sn4Mgx合金铸锭.将电阻炉和坩埚预热至200 ℃，加入AlSi10合金并升温至720 ℃，待合金充分熔化后加入对应含量的纯Mg 与纯Sn，搅拌扒渣，在720 ℃下浇注成型.采用分光光度法测试各合金试样中的Si 含量，采用ICP 法测试各合金试样中的其他微合金化元素含量.AlSi10合金的实际成分如表1所示，各合金试样的实际Mg 与Sn 含量如表2 所示.

表1 AlSi10 试样成分(质量分数)Table 1 Composition of AlSi10 alloy %

表2 各合金试样的实际Mg 与Sn 的质量分数Table 2 Actual Mg and Sn mass fraction of the alloy samples %

金相试样按一般的制样流程制备.打磨抛光后采用配比为1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL蒸馏水的graff 试剂侵蚀，采用Axio Imager A2m 型金相显微镜观察其组织.

扫描电镜 (SEM)试样按照金取样—镶样—磨光—抛光制备，试样不进行侵蚀，直接采用Sirion 200 型场发射扫描电镜观察析出相形貌分布、进行能谱分析.

采用OCA20LHT-SV 高温润湿角测量仪测试纯Sn 与AlSi10、AlSi10Mg1、AlSi10Mg4铝合金试样的润湿性，块状纯Sn 试样尺寸为5 mm×5 mm×5 mm，片状铝合金试样的尺寸为20 mm×20 mm×5 mm，使用400 目砂纸打磨所有试样表面.测试时将纯Sn 试样放置在铝合金试样上方，一同推入管式炉，将炉内真空度抽至1×10-5Pa、随后以5 ℃·min-1的升温速率升温至300 ℃并保温.待纯Sn 试样完全熔化铺展，通过测量纯Sn 熔体与铝合金试样界面夹角大小来评判其润湿性.

采用型号CMT5105 型材料万能试验机进行室温力学性能测试，试样为板状，标距为15 mm，拉伸速率为1 mm·min-1.每种试样做三次测试，分别计算抗拉强度和断后伸长率的平均值.

采用DMAQ800 型动态热机械分析仪进行阻尼性能测试，测量方法为三点弯曲法，升温速率为5 ℃·min-1、测试温度范围为20～200 ℃、频率范围为1～50 Hz、振幅为5 µm，以阻尼损耗因子tanh的大小来评价样品阻尼性能高低.

2 实验结果

2.1 AlSi10Sn4Mgx 合金的组织特征

不同Mg 含量试样的光学显微组织如图1 所示.在图1(a)中，不含Mg 合金试样的组织主要由浅色的基体组织、深灰色的树枝状相和黑色点状相组成.当Mg 质量分数为0～1.0%时，随着Mg含量的增加，试样组织逐渐细化，深灰色的树枝状相转变为珊瑚状(图1(b)).当Mg 质量分数为1.5%时，组织开始变粗，并且开始出现浅灰色块状相(图1(c))；当Mg 质量分数达到4.0%时，组织明显粗大，且出现大块的浅灰色块状相(图1(d)).

图1 不同Mg 含量AlSi10Sn4Mgx 试样的金相组织.(a) 0% Mg; (b) 1.0% Mg; (c) 1.5% Mg; (d) 4.0% MgFig.1 Metallographic structure of AlSi10Sn4Mgx alloys with different Mg mass fractions: (a) 0% Mg; (b) 1.0% Mg; (c) 1.5% Mg; (d) 4.0% Mg

进一步采用能谱(EDS)分析AlSi10Sn4Mgx合金的相成分，结果如图2 所示，在各组织处取点进行扫描，各点成分扫描结果如表3 所示.由图2 可知，图中黑色基体为α-Al 相.白色相与Sn 和Mg元素分布相吻合，结合图3 的X 射线衍射图谱(XRD)可以认为是Mg2Sn 与β-Sn 的复合组织.暗灰色且成珊瑚状的相由Si 元素构成，可以确定其为共晶Si 相.在图2(c)中，亮灰色块状相由Mg 和Si 元素构成，且其中Si 元素在能谱上与共晶Si 不同，可以确定其为Mg2Si 相.

图2 AlSi10Sn4Mgx 合金的EDS 图谱.(a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1; (c) AlSi10Sn4Mg4Fig.2 EDS patterns of AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1; (c) AlSi10Sn4Mg4

图3 AlSi10Sn4Mgx 试样的XRD 图谱Fig.3 XRD patterns of AlSi10Sn4Mgx alloys

表3 各点成分扫描结果(质量分数)Table 3 Composition scanning result of each point %

2.2 AlSi10Sn4Mgx 合金的力学性能与阻尼性能

图4 为不同成分试样的拉伸力学性能测试结果.从图4(a)中可以看出，AlSi10Sn4Mg1.5和AlSi10Sn4Mg4试样的抗拉强度较高，而其他三种成分试样的抗拉强度接近.AlSi10Sn4、AlSi10Sn4Mg1试样的真应力-应变曲线明显地分为弹性段和塑性段，有明显的屈服过程；而AlSi10Sn4Mg4试样则没有明显的屈服过程.

图4 AlSi10 与AlSi10Sn4Mgx 试样的拉伸力学性能.(a) 应力-应变曲线; (b) 抗拉强度与断后伸长率Fig.4 Stretching mechanical properties of AlSi10 and AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) stress-strain curves; (b) tensile strength and fracture elongation

图4(b)为不同成分试样的抗拉强度和断后伸长率对比，其中AlSi10试样的抗拉强度为151 MPa，断后伸长率为2.5%.添加4.0%质量分数Sn 及一定量Mg 后，试样的抗拉强度随着Mg 含量的增加而提高，AlSi10Sn4Mg1试样的抗拉强度为161 MPa，比AlSi10Sn4提高约10 MPa，断后伸长率为3.4%，与AlSi10Sn4接近；在Mg 质量分数大于1.0%后，试样的抗拉强度迅速提高，AlSi10Sn4Mg1.5试样的抗拉强度为188 MPa，比AlSi10Sn4提高了约37 MPa，断后伸长率为2.5%，小于AlSi10Sn4，但与AlSi10合金相当.

图5 为不同成分试样的温度-阻尼和频率-阻尼曲线.从曲线可以看出，试样的阻尼性能大致随着温度(图5(a))和频率(图5(b))的升高而升高.其中，AlSi10Sn4Mg1试样的阻尼性能明显优于AlSi10Sn4，且远高于AlSi10合金；而AlSi10Sn4Mg1.5的阻尼性能虽然优于AlSi10合金，但与AlSi10Sn4差异较小.

图5 AlSi10 和AlSi10Sn4Mgx 试样的阻尼性能曲线.(a) 温度-阻尼曲线(1 Hz); (b) 频率-阻尼曲线(25 ℃)Fig.5 Damping property curves of AlSi10 and AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) temperature dependence of damping property (1 Hz); (b) frequency dependence of damping property (25 ℃)

进一步对比不同测试温度和频率条件下试样的阻尼性能，结果如图6 所示.由图可知，AlSi10Sn4试样在20～200 ℃温度、1～40 Hz 频率下的阻尼性能均高于AlSi10.添加Mg 元素后，AlSi10Sn4Mgx试样的阻尼性能随Mg 含量的增大呈先提高后降低的趋势，并在Mg 质量分数为1.0%时阻尼性能达到最大，25 ℃/1 Hz 条件下的tanh 为0.038，比AlSi10合金提高73%、比AlSi10Sn4提高10%，并且均拥有较好的高温及高频阻尼性能，tanh 在200 ℃/1 Hz 测试条件下能达到0.058，在25 ℃/40 Hz 时能达到0.069.

图6 AlSi10 和AlSi10Sn4Mgx 试样的阻尼性能对比.(a) 不同温度阻尼性能; (b) 不同频率阻尼性能Fig.6 Damping property comparison of AlSi10 and AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) different temperatures; (b) different frequencies

3 讨论

3.1 细小弥散β-Sn 的形成原因及其对合金性能的影响

图7 纯Sn 在铝合金基体上的润湿过程.(a) AlSi10; (b) AlSi10Mg1; (c) AlSi10Mg4Fig.7 Wetting process of pure Sn on aluminum alloy matrix: (a) AlSi10; (b) AlSi10Mg1; (c) AlSi10Mg4

已有研究表明，析出相与基体合金润湿角的大小对析出相的形貌分布起决定性作用[12].当析出相与基体完全不浸润时(润湿角为180°)，析出相在基体的角隅上呈球状分布；当析出相与基体完全浸润时(润湿角为0°)，析出相沿基体晶界渗入，甚至把基体完全包围而剥离.润湿角从180°逐渐减小时，析出相由在角隅上集中分布逐渐变为在棱边上分布，然后变为在晶界上均匀分布[13].本文图1 和图2 的情况与之较为吻合.

Lu 等[14]的研究结果表明，无Mg 铝合金中β-Sn呈不均匀的网状分布，基体中存在大量较大的Sn相颗粒(微米范围)，同时合金中也存在大量的孔洞，这说明Al-Sn 的初始润湿性较差.Mg 首先与Al氧化物发生反应，如果有多余的Mg，则与Al 和Sn形成其他金属间化合物.除含镁相的形成外，Mg的加入减少了大颗粒β-Sn 的生成，大幅改善了β-Sn的分布.在含Mg 合金中，β-Sn 相颗粒细化、分布更加均匀，很少出现大的β-Sn 颗粒.加入Mg 也消除了孔洞.而当Mg 的质量分数为2.0%时，合金中明显存在粗大的含镁相.

由此可知，在AlSi10试样中添加适量的Mg(质量分数约1.0%)可以提高其与纯Sn 的润湿性.随着润湿性的改善，试样中β-Sn 的分布变得均匀弥散，从而起到提高合金力学性能和阻尼性能的作用.而当Mg 过量时，Al/Sn 润湿性不增反减，这主要是由于粗大的含Mg 相导致的.

进一步对AlSi10试样中β-Sn 进行SEM 观察，如图8 所示.可以看出随着Mg 的加入，β-Sn 相由集中的点状和块状，变为了更加分散、不规则的形状.此时的β-Sn 相更倾向于沿晶界分散分布.这也验证了Mg 可有效提高Sn/Al 润湿性、进而使得β-Sn 更加弥散分布.

图8 AlSi10Sn4Mgx 试样中的β-Sn 相形貌.(a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1Fig.8 β-Sn morphology of AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1

定义Sn/Al 润湿角为θ，当Sn/Al 润湿性改善时，θ减小，cosθ增大.而合金凝固时非均匀形核的表面形核功ΔG[15]为：

其中，ΔG0为均匀形核功.根据本文图7 实验结果，当Sn/Al 润湿角θ由141.2°减小到116.8°时，表面形核功ΔG由0.97ΔG0减小到0.59ΔG0，减小了39%.

全自动家用榨油机，液相色谱串联三重四极杆质谱(TSQ Quantum Ultra)，美国Thermo公司；Milli-Q超纯水系统；KQ-600B超声仪；BF-2000型氮气吹干仪；DB-3电热板；旋转蒸发仪；电子天平等

Cahn[16]于1956 年定量计算了上述晶界面、晶棱边、角隅三种不同的晶界形核位置形核率相对难易，将形核难度描述为Ai，

式中，ΔGi（i=1, 2, 3）为角隅形核、晶棱边形核和晶界面形核的形核功，且三者都是关于θ的单调增函数.在所有θ值下，均有A1＜A2＜A3.由此可知角隅处、晶棱边、晶界面的形核难度逐渐提高.当合金润湿性较差时，θ较大，Ai较高，合金析出相无法克服形核位垒，主要集中在角隅处形核.而当合金润湿性较好时，θ较小，Ai较低高，析出相在晶界棱边上形核难度降低，因此能够更加分散的形核，使析出相变得更加弥散.

本文试样中β-Sn 的分布情况如图9 所示，可以看出随着Mg 的加入，β-Sn 的分布由集中的团状分布，转变为了更加弥散均匀的点带状分布，验证了以上结论.

图9 Sn 元素在AlSi10Sn4Mgx 试样中的分布情况.(a, c) AlSi10Sn4; (b, d) AlSi10Sn4Mg1Fig.9 Sn element distribution on AlSi10Sn4Mgx alloys: (a, c) AlSi10Sn4; (b, d) AlSi10Sn4Mg1

对于非均匀形核，合金的形核率N为：

式中：K为比例常数；q为扩散激活能，在温度一定时为常数；k为玻尔兹曼常数；T为热力学温度.当T、q不变时，则式(3)可简化为：

其中，n为常数，由此可知当ΔG减小时，形核率N会增大.

由约翰逊-梅尔方程可导出，在t时间内形成的形核数P(t)与析出相尺寸d成反比[13]，即：

式中，a1、a2为常数，c为析出相长大速率.将式(4)代入式(5)，由此可得：

其中，a3为常数，由此可知当ΔG减小时，形核率N增大，析出相尺寸d减小.

综上可知：当润湿性改善时，润湿性θ减小，合金非均匀形核功ΔG降低，在晶界棱边上形核难度降低，形核更加分散；形核率N增大，析出相尺寸d减小，因此本文试样中的β-Sn 相分布更加弥散，组织得以细化.

按照Lavernia 理论[17]，在界面结合较强时，界面阻尼Qi-1可描述为：

式中，Vp为析出相的体积分数，vc为合金泊松比，δ合金界面尺寸.当合金析出相尺寸d减小时，界面阻尼增大.因此Sn/Al 润湿性的提高可有效提高合金的界面阻尼.

通常情况下，金属材料强度和阻尼性能的提高不可兼得.例如，Kim 等[18]针对Fe-20Mn-12Cr-3Ni-3Si 合金的研究结果表明，随着冷轧程度的增加，合金的强度逐渐提高，但强度提高导致振动能量难以耗散为热能，使阻尼性能明显下降.Wang等[19]在Fe-13Cr-4.5Al 合金中添加了质量分数为0.5%的Nd，屈服强度从304 MPa 提高到423 MPa，但是阻尼性能降低了20%.

但是在本文中，添加Mg 使得合金的力学性能和阻尼性能都得到了增强.这主要得益于Mg 对Sn/Al 合金基体润湿性的改善，促进了β-Sn 相的弥散分布，细化了组织，提高了合金的界面阻尼.

3.2 共晶Si、Mg2Sn、Mg2Si 相对合金性能的影响

除了上述提高Sn 与铝合金基体润湿性的作用，Mg 对AlSi10Sn4Mgx合金析出相的作用也是阻尼与力学性能改善的因素之一.

Mg 的加入会对共晶Si 产生变质作用.AlSi10合金中的共晶Si 在长大过程中是各向异性的，在合金受力过程中，共晶Si 的尖角处会产生应力集中，严重割裂基体，使得合金的力学性能较差[20].Huang等[21]研究表明，在Al-20Si 合金中添加0.9%质量分数Mg 元素后，能使初生硅尺寸明显减小，共晶Si 由长针状变为短针状并均匀分布在α(Al)基体和初生硅的晶界上，其抗拉强度提高了20%.Peng等[22]发现，向AlSi10合金中加入变质剂，能将针状的共晶硅相转变为细小的薄片状、层状或圆整的纤维结构，与未变质的AlSi10合金相比，变质合金的抗拉强度和伸长率分别提高了2.3%和47.0%，拉伸断口呈现出明显的韧性断裂特征.

从本文图1 的金相照片中可以看出，当Mg 元素加入后，AlSi10Sn4试样中原本粗枝晶状的Si 相转变为细小的珊瑚状，表明Mg 元素对AlSi10Sn4Mgx试样中的Si 相具有较好的变质作用，有利于提高力学性能.

进一步分析AlSi10Sn4Mgx试样的析出相形貌如图10 所示.可以看出随着Mg 含量的增加，β-Sn相开始沿Al 相和Si 相的晶界分布，共晶Si 由针状球化为珊瑚状，α-Al 基体细化，此时试样具有较好的综合性能.结合图3 的XRD 分析结果可知，Mg元素加入后，将形成Mg2Sn 相.Li 等[23]采用第一性原理计算研究预测Mg2Sn 合金相的弹性性能和电子结构，研究结果表明，Mg2Sn 具有热力学稳定性和力学稳定性，且具有较低的弹性模量.

图10 AlSi10Sn4Mgx 合金组织.(a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1; (c) AlSi10Sn4Mg1.5; (d) AlSi10Sn4Mg4Fig.10 Microstructure of AlSi10Sn4Mgx alloys: (a) AlSi10Sn4; (b) AlSi10Sn4Mg1; (c) AlSi10Sn4Mg1.5; (d) AlSi10Sn4Mg4

随着Mg 含量继续增加，合金中剩余的少量Mg会与Si 结合生成较细小的Mg2Si 相，这些相具有较高的脆硬性，会导致试样的抗拉强度迅速提高，但阻尼性能和塑性却有所下降.当Mg 含量过高时，试样中会出现大块状灰色的Mg2Si 相，并导致组织粗化，力学性能和阻尼性能均下降.Wu 等[24]研究发现，在没有Bi 细化的情况下，Al-10Mg2Si合金中初晶和共晶Mg2Si 相呈现出较大的块状和板状组织，影响合金拉伸性能.这与本文的实验结果相一致.

综上，可将Mg 影响AlSi10Sn4Mgx阻尼性能和力学性能的机制总结为：Mg 元素的添加改善了Sn/Al 润湿性且使共晶Si 相变质球化，促进了β-Sn 的弥散分布并细化了析出相，同时提高了合金的界面阻尼和力学性能.同时，当Mg 质量分数为0～1.0%时，添加的Mg 会首先与Sn 结合形成较低弹性模量的Mg2Sn 相，改善了AlSi10合金的本征阻尼；当Mg质量分数为1.0%～1.5%时，剩余的Mg 就会与Si结合生成Mg2Si 相，硬脆Mg2Si 相的强化作用是导致Mg 质量分数超过1.0%后强度迅速增加但塑性下降的原因；Mg 质量分数超过1.5%时，连续大块状析出的Mg2Si 相进一步恶化了合金的力学性能和阻尼性能.

表4 给出了本文AlSi10Sn4Mgx试样和其他铝合金及铝锌合金的性能对比.可以看出本文AlSi10Sn4Mg1和AlSi10Sn4Mg1.5试样拥有较高的阻尼和力学性能，其阻尼损耗因子高于常规铸造铝合金和铝锌合金.

表4 铝合金及铝锌合金的制备方法、阻尼(25 ℃/1 Hz)及力学性能比较Table 4 Preparation method, room-temperature damping factor (25 ℃/1 Hz), and mechanical properties of some aluminum alloys and Al-Zn alloys

4 结论

（1）当Mg 质量分数为0～1.0%时，AlSi10Sn4Mgx合金试样的抗拉强度随着Mg 含量的增加而提高、断后伸长率变化较小，Mg 质量分数为1.0%试样的抗拉强度为161 MPa、断后伸长率为3.4%.继续增加Mg 含量，试样的抗拉强度显著提高，但断后伸长率明显降低；

（2）AlSi10Sn4Mgx试样的阻尼性能随着Mg 含量的增加先提高后降低，1.0%Mg 试样的阻尼性能较高，且具有良好的高温和高频阻尼性能，25 ℃/1 Hz、200 ℃/1 Hz 和25 ℃/40 Hz 条件下阻尼损耗因子tanh分别达到0.038、0.058 和0.069.

（3）少量Mg 的加入使Al/Sn 润湿性明显提高，促使β-Sn 相沿晶界呈细小弥散分布；同时，Mg 使AlSi10Sn4Mgx合金中共晶Si 相变质球化，并生成Mg2Si 强化相，从而提高了合金的力学性能和阻尼性能.但是过量Mg 会生成大块的Mg2Si 组织，导致合金的阻尼和力学性能下降.