6xxx系铝合金因具有加工性能好、耐蚀性好、比强度高等优点而广泛应用于建筑、交通、汽车制造等诸多领域，成为现代社会普遍使用的金属材料。随着现代工业的高速发展，对6xxx系铝合金的要求也逐渐提高。在大量实践中发现微合金化是有效提高6xxx系铝合金力学性能的重要手段[1-4]。6xxx系铝合金作为以Mg2Si为主要强化相的一类铝合金，主合金元素Mg、Si的含量对合金显微组织和力学性能产生了重要影响。因此研究不同Mg、Si含量对6xxx系铝合金显微组织和力学性能的影响显得尤为重要。
张建新等[5]固定Si元素含量为0.43%(质量分数，下同)，通过调整Mg含量以改变Mg/Si质量比，研究了Mg/Si质量比为1.2～1.8对Al-Mg-Si系合金组织性能的影响，发现Mg/Si质量比为1.5时铸态试样晶粒均匀细小，其强度和塑性达到最佳配合，二者比值超过1.73后，抗拉强度急剧降低；Mg/Si质量比在1.5～1.7范围内合金腐蚀性能相对稳定，Mg/Si质量比大于1.73或小于1.5后材料的耐蚀性能下降显著；Mg/Si质量比为1.65时材料的导电性能较高。孙亮等[6]设计了Mg/Si质量比为0.73、1.19和1.30的3种不同6系铝合金，发现随Mg和Si质量比的增加，6系铝合金组织中粗晶层厚度与析出相的尺寸均减小，屈服强度、抗拉强度和硬度均小幅度降低，电导率呈上升趋势，同时抗裂纹性能逐渐提高。Dong等[7]研究了Mg/Si比为0.65、0.78、1.02、1.45、1.88、2.32对Al-Mg-Si合金力学性能和导电性能的影响，结果表明，低镁硅比的合金具有更快的时效硬化响应和更高的峰值硬度，镁硅比为1.02的合金在硬度和导电性之间提供了极好的平衡；镁硅比较低的合金，其析出物数量越多，尺寸越小，其力学性能越好。Yan等[8]研究表明，对于Al-xMg-2.0Si-0.6Mn合金，不同镁含量的合金所含有的相类型不变，随着镁含量的增加，镁硅相由简单的细长相向汉字相发展。当镁含量超过5%时，镁硅相变粗大；随着镁含量的增加，合金的力学性能呈现先升后降的趋势。当镁含量为5%时，合金的最大抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为227.21、136.55 MPa和7.24%。刘云鹤等[9]利用材料相图及性能模拟软件JMatPro对Al-Mg-Si-Cu-La合金进行热力学模拟计算，合金力学性能模型表明，增加Cu含量会提高合金的力学性能，当Cu含量为4%时，合金的抗拉强度和硬度均达到最大，但当Cu含量为5%时合金抗拉强度和硬度开始下降。
需要指出的是，迄今为止，绝大多数有关Mg、Si含量对6xxx系铝合金显微组织和力学性能影响的科研成果都是通过大量实验得出的。这种依靠科研经验和大规模实验获得铝合金最优成分的方法需要耗费大量的时间、人力与物力，对于工业发展来说不仅效率低下而且成本高昂。近年来，虽然有研究人员尝试使用各种基于CALPHAD方法开发的热力学与相图计算软件辅助合金成分设计和解释合金在平衡凝固中出现的各种现象，但是利用热力学相图计算软件分析不同化学成分对6xxx系铝合金显微组织和力学性能的影响规律未有系统性研究。
因此，本文针对实验法优化铝合金成分效率低下、成本高昂等缺点，利用相图热力学计算软件系统研究与分析Mg含量为1.0%和1.5%两种情况下不同Mg/Si质量比对Al-Mg-Si-Cu-Mn合金显微组织与力学性能的影响规律，并选择合适成分进行显微组织观察和力学性能测试，验证模拟计算所得规律的有效性，以实现系统研究不同化学成分对6xxx系铝合金显微组织和力学性能影响规律的有益探索。
1 实验材料与方法
1.1 合金设计
实验采用的合金成分为Al-xMg-ySi-0.8Cu-0.2Mn-0.03Ti-0.15V，其中x为1.5%和1.0%。针对上述合金的化学成分进行定量模拟，变量元素为Si，在同一Mg含量下通过调整Si含量y来改变Mg/Si质量比，其余元素均为定量元素。将各合金元素值输入JMatPro软件，分别计算同一条件下合金的平衡相组成及抗拉强度。通过抗拉强度大小进行化学成分选定，具体步骤为：①确定Mg元素含量不变，分别计算Mg/Si质量比为1.0、1.5、1.7时的合金相组成及其力学性能大小，并对计算结果进行分析、对比；②确定Mg元素含量不变，将Mg/Si质量比取值范围设定为1.00～1.70，计算合金平衡相组成时步长取值为0.01，计算合金抗拉强度时步长取值为0.05。将上述计算结果分别进行分类、统计。
1.2 实验材料与方法
(1)熔炼与铸造 根据选定成分配制两种不同成分的Al-Mg-Si-Cu-Mn合金所需原料。把原料放入石墨坩埚中加热至熔化，待其完全熔化后搅拌均匀，温度达到730～750 ℃时使用1%的C2Cl6精炼剂除气3 min并扒渣，随后保温10min后浇铸成210mm× 30mm×60mm板材。模具选用铁质模具，使用前应提前在真空干燥箱中200 ℃预热30min。
(2)显微组织观察 使用线切割从板材底部相同位置处切取10mm×10mm×10mm的立方体试样，分别用240#、400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#砂纸对试样表面进行打磨，之后使用金刚石研磨膏对试样进行抛光，分别用去离子水、无水乙醇清洗表面后吹干试样。使用配制好的凯勒试剂对试样表面进行腐蚀，之后分别在全自动倒置金相显微镜和扫描电镜下观察试样的组织形貌。凯勒试剂配置参数如表1所示。
表1 凯勒试剂配置参数
Tab.1 Keller reagent preparation parameters
Reagent Dosage/mLHNO32.5 HCl 1.5 HF 1.0 H2O 95.0
(3)力学性能测试 室温拉伸实验时，将板材制成棒状拉伸试样，同一块板材制备3个试样，在微机控制电子万能试验机上测定试样在室温下的抗拉强度、屈服强度及断后伸长率。布氏硬度测定时，使用线切割从板材底部相同位置处切取50mm×50 mm× 10 mm的立方体试样，分别用240#、400#、600#、800#、1000#、1500#、2000#砂纸对试样表面进行打磨，之后使用金刚石研磨膏对试样进行抛光，分别用去离子水、无水乙醇清洗表面后吹干试样。将制备好的试样放置在载物台上，使用5 mm硬质合金球压头，载荷参数选定为2.45 kN，加载时间为15 s，撤去压力后观察压痕大小并使用配套设备读出数据。同一试样分别测定3次并取平均数。
2 模拟计算结果分析
图1～3是Mg含量为1.5%时，随着Mg/Si质量比改变(Mg/Si质量比为1.0、1.5、1.7)合金相组成随温度变化及力学性能随冷却速度变化的曲线。通过分析可知，当Mg/Si质量比为1.0增大到1.5时，合金中的强化相由2种(Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6)增加到5种(Mg2Si、Al5Cu Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al3Fe)；当Mg/Si质量比由1.5增大到1.7时，合金中强化相数量无变化，主要强化相由Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al3Fe变为Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al20Cu2Mn3。随着Mg/Si质量比增大，合金抗拉强度大小先从286.67MPa降低到277.23 MPa，再降低到262.21 MPa，呈现出逐渐减小的趋势。
图1 Mg含量为1.5%，Mg/Si质量比为1.0时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.1 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.5 wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.0:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
图2 Mg含量为1.5%，Mg/Si质量比为1.5时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.2 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.5 wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.5:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
图3 Mg含量为1.5%，Mg/Si质量比为1.7时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.3 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.5 wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.7:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
当Mg含量为1.0%保持不变时(图4～6)，随着Mg/Si质量比改变(Mg/Si质量比为1.0、1.5、1.7)合金相组成随温度变化及力学性能随冷却速度变化的曲线图。通过分析可知，当Mg/Si质量比为1.0增大到1.5时，合金中的强化相由3种(Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al2Cu)增加到5种(Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al3Fe)；当Mg/Si质量比为1.5增大到1.7时，合金中的强化相由Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al3Fe变化为Mg2Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al6Mn、Al2Cu、Al20Cu2-Mn3。随着Mg/Si质量比的增大，合金抗拉强度大小先从273.62 MPa降低到247.95 MPa，再降低到236.64MPa，呈现出逐渐减小的趋势。
图4 Mg含量为1.0%，Mg/Si质量比为1.0时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.4 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.0wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.0:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
图5 Mg含量为1.0%，Mg/Si质量比为1.5时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.5 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.0wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.5:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
图6 Mg含量为1.0%，Mg/Si质量比为1.7时合金相组成及力学性能计算结果：(a)合金相组成；(b)力学性能
Fig.6 Calculation results ofthe alloy phase composition and mechanical properties with a Mg content of1.0wt.%and a Mg/Si mass ratio of1.7:(a) alloy phase composition;(b) mechanical properties
分别对比图1与4、图2与5、图3与6可知，在相同Mg/Si质量比下，Mg含量为1.5%的合金的力学性能均略好于Mg含量为1.0%的合金的力学性能：Mg/Si质量比为1.0时，Mg含量1.5%的合金力学性能为286.67MPa，Mg含量1.0%的合金力学性能为273.62 MPa；Mg/Si质量比为1.5时，Mg含量1.5%的合金力学性能为277.23 MPa，Mg含量1.0%的合金力学性能为247.95 MPa；Mg/Si质量比为1.7时，Mg含量1.5%的合金力学性能为262.2 MPa，Mg含量1.0%的合金力学性能为236.64MPa。
表2～3为两种不同Mg含量下、Mg/Si质量比对合金相组成的影响规律。由表可知，两种不同Mg含量合金的相组成数量均随着Mg/Si质量比的增大而增多。两种不同Mg含量下、Mg/Si质量比对合金相组成的影响规律可以按照不同Mg/Si质量比分成0.05～1.05、1.20～1.55以及1.65～1.70分成3个阶段。同时可以发现，当Mg/Si质量比取值范围为1.00～1.70时，两种不同Mg含量合金中均含有强化相Mg2Si；当Mg/Si质量比取值范围为1.09～1.70时，两种不同Mg含量合金中均含有强化相Mg2Si、Al2Cu、Al6Mn。
表2 Mg含量为1.5%、不同Mg/Si质量比合金相组成
Tab.2 Phase compositions of alloys with a 1.5 wt.% Mg content and different Mg/Si mass ratios
Mg/Si mass ratio Alloy phase composition1.63～1.70 α,Al,Mg 2Si,Al2Cu,Al6Mn,Al5Cu2Mg8Si6,Al20Cu2Mn31.19～1.59 α,Al,Mg2Si,Al2Cu,Al6Mn,Al5Cu2Mg8Si61.00～1.16 α,Al,Si,Mg2Si,Al5Cu2Mg8Si6
表3 Mg含量为1.0%、不同Mg/Si质量比合金相组成
Tab.3 Phase compositions of alloys with a 1.0 wt.% Mg content and different Mg/Si mass ratios
Mg/Si mass ratio Alloy phase composition1.59～1.70 α,Al,Mg 2 Si,Al 2 Cu,Al 6 Mn,Al 5Cu2Mg8Si6,Al20Cu2Mn31.51～1.56 α,Al,Mg2Si,Al2Cu,Al6Mn,Al5Cu2Mg8Si61.09～1.49 α,Al,Mg 2 Si,Al 2 Cu,Al 6 Mn,Al 5 Cu 2 Mg 8Si61.00～1.07 α,Al,Si,Mg2Si,Al5Cu2Mg8Si6
表4和5为两种不同Mg含量下、Mg/Si质量比对合金力学性能的影响规律(表中“\”表示未能计算出结果)。从两表中可以看出，在相同Mg/Si质量比时，随着Mg含量的增加，合金的力学性能随之增大；在相同Mg含量时，随着Mg/Si质量比的减小，合金的力学性能随之增大。结合两种不同Mg含量合金在Mg/Si质量比取值范围在1.00～1.05、1.20～1.50以及1.65～1.70范围内相组成的计算结果。
表4 Mg含量为1.5%、不同Mg/Si质量比合金力学性能
Tab.4 Mechanical properties of alloys with a 1.5 wt.% Mg content and different Mg/Si mass ratios
Mg/Si Tensile Yield mass ratio w(Mg)/% w(Si)/%1.70 0.880 262.21 146.101.40 1.070 262.99 146.591.51.30 1.150\\strength/MPa strength/MPa 1.65 0.910 266.08 148.501.55 0.970 273.57 153.171.50 1.000 277.23 155.461.45 1.030\\1.35 1.110 286.06 161.031.25 1.200\\1.20 1.250\\1.05 1.430\\1.00 1.500 286.67 161.41
表5 Mg含量为1.0%、不同Mg/Si质量比合金力学性能
Tab.5 Mechanical properties of alloys with a 1.0 wt.% Mg content and different Mg/Si mass ratios
Mg/Si Tensile Yield1.01.35 0.740 242.12 133751.00 1.000 273.62 153.21 mass ratio w(Mg)/% w(Si)/% strength/MPa strength/MPa 1.70 0.590 236.64 130.421.65 0.610 239.54 132.181.60 0.625 241.68 133.481.55 0.650 245.19 135.631.45 0.690 246.05 136.151.40 0.710 253.35 140.631.30 0.770 261.12 145.431.25 0.800 264.90 147.771.20 0.830\\1.05 0.950 273.24 152.96
根据上述模拟计算结果，本文选取成分为Al-1.5Mg-1.1Si-0.8Cu-0.2Mn-0.03Ti-0.15V(简记为1.5Mg-1.1Si)和Al-1.0Mg-1.0Si-0.8Cu-0.2Mn-0.03Ti-0.15V(简记为1.0Mg-1.0Si)的两种合金分别进行实验。
3 实验结果及讨论
3.1 显微组织
两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的金相照片如图7所示。通过观察相同放大倍数下两种不同成分合金的金相照片可知，1.5Mg-1.1Si合金相比于1.0Mg-1.0Si合金而言晶粒更细小、晶粒分布更加均匀、缺陷更少。同时可以看出，两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金在晶界处均有第二相生成。之后将两种不同成分合金的金相图片分别导入Image J软件中，每张照片任选10个边界清晰的晶体进行晶粒尺寸测量并对结果进行统计，得到了两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的晶粒尺寸分布直方图(图8)。由图8可知，1.5Mg-1.1Si合金的晶粒尺寸主要分布在60～100 μm之间，而1.0Mg-1.0Si合金的晶粒尺寸主要分布在60～80 μm和100～120 μm之间。此外，由图8可计算得到1.5Mg-1.1Si合金的平均晶粒尺寸为80 μm，1.0Mg-1.0Si合金的平均晶粒尺寸为98 μm，相比而言1.5Mg-1.1Si合金的平均晶粒尺寸比1.0Mg-1.0Si合金的平均晶粒尺寸减小了18.4%，1.5Mg-1.1Si合金的组织比1.0Mg-1.0Si合金的组织更加紧密。
图7 两种不同Mg/Si质量比铸态试样金相组织：(a,c)1.5Mg-1.1Si;(b,d)1.0Mg-1.0Si
Fig.7 Metallographic structures oftwo cast alloys with different Mg/Si mass ratios:(a,c)1.5Mg-1.1Si;(b,d)1.0Mg-1.0Si
图8 两种不同成分合金的晶粒尺寸分布直方图：(a)1.5Mg-1.1Si；(b)1.0Mg-1.0Si
Fig.8 Grain size distribution histograms ofthe two different alloy compositions:(a)1.5Mg-1.1Si;(b)1.0Mg-1.0Si
两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的XRD结果如图9所示。通过分析可知，1.5Mg-1.1Si合金中可能含有Al相、Mg2Si相、Al2Cu相、Al6Mn相，1.0Mg-1.0Si合金中可能含有Al相、Mg2Si相、Al2Cu相、Al6Mn相、Si相。通过对比，两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金中均可能含有Al相、Mg2Si相、Al2Cu相、Al6Mn相；并且，各物相对应XRD峰的位置均相同。此外，由图8可知，1.5Mg-1.1Si合金中各物相对应的信号强度均大于1.0Mg-1.0Si合金中各物相对应的信号强度。
图9 两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的XRD结果
Fig.9 XRD results for two different compositions of Al-Mg-Si-Cu-Mn alloys
对两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金进行SEM分析，由EDS结果(图10和11)可知，呈银白色、不规则形状的组织是θ(Al2Cu)相(图10中B点、图11中B点)；呈细小、树枝状的组织是β(Mg2Si)相(图10中A点)；呈暗黑色、条状组织的是Si相(图11中A点)。同时可以发现，两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金中均含有强化相Al2Cu(B点)；1.5Mg-1.1Si合金中还含有强化相Mg2Si，1.0Mg-1.0Si合金中还含有Si相。
图10 1.5Mg-1.1Si合金SEM图片与EDS结果：(a,b) A点所在区域SEM图片及EDS图谱；(c,d) B点所在区域SEM图片及EDS图谱
Fig.10 SEM images and EDS results of the 1.5Mg-1.1Si alloy:(a,b) SEM image of the area where point A is located and the EDS spectrum ofpoint A;(c,d) SEM image ofthe area where point B is located and the EDS spectrum ofpoint B
图11 1.0Mg-1.0Si合金SEM图片与EDS结果：(a,b) A点所在区域SEM图片及EDS图谱；(c,d) B点所在区域SEM图片及EDS图谱
Fig.11 SEM images and EDS results ofthe 1.0Mg-1.0Si alloy:(a,b) SEM image ofthe area where point A is located and the EDS spectrum ofpoint A;(c,d) SEM image ofthe area where point B is located and the EDS spectrum ofpoint B
3.2 力学性能
两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金经室温拉伸实验得到的应力-应变曲线如图12所示。通过对比可以看出，在相同实验条件下，1.5Mg-1.1Si合金的抗拉强度好于1.0Mg-1.0Si合金的抗拉强度。通过分析可知，两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的应力-应变曲线均呈现出非线性上升趋势，说明材料在受力过程中发生了一定程度的塑性变形。应力-应变曲线根据斜率可划分为3个阶段：斜率最小的曲线开始阶段、斜率最大的曲线中间阶段、斜率中等大小的曲线末尾阶段。相应地，材料在拉伸中的受力情况也可划分为3个时期：开始受力期、弹性变形期、受力即将结束期。AB段斜率最小可归因于合金中分布的Mg2Si相、粗大Si相会阻碍位错运动，应力较小时，位错需要克服粒子的障碍，导致曲线斜率较小。曲线末尾阶段斜率减小是因为材料在断裂前发生了一定程度的颈缩现象，表现出了一定的塑性。
图12 两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的应力-应变曲线：(a)1.5Mg-1.1Si;(b)1.0Mg-1.0Si
Fig.12 Stress-strain curves oftwo different component Al-Mg-Si-Cu-Mn alloys:(a)1.5Mg-1.1Si;(b)1.0Mg-1.0Si
两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的布氏硬度测定结果如表6所示。通过对比两种合金的布氏硬度测定结果可知，1.5Mg-1.1Si合金的布氏硬度略优于1.0Mg-1.0Si合金的布氏硬度。
表6 两种不同成分合金的布氏硬度测定结果
Tab.6 Brinell hardness measurement results for two alloys with different compositions
Alloy 1.5Mg-1.1Si 1.0Mg-1.0Si70.40 68.90 Brinell hardness 69.30 67.40(HBW)69.70 67.80 Average 69.80 68.03 Standard deviation 0.55678 0.77675
3.3 拉伸断口形貌
两种不同Mg/Si质量比的对应铸态试样室温拉伸断口在不同放大倍数下的形貌如图13和14所示。
图13 铸态1.5Mg-1.1Si合金室温拉伸试样断口形貌：(a)整体形貌；(b) A区域放大图；(c) B区域放大图；(d) C区域放大图
Fig.13 Fracture morphology ofthe room-temperature tensile samples ofthe as-cast 1.5Mg-1.1Si alloy:(a) overall morphology;(b)enlarged view ofarea A in (a);(c) enlarged view ofarea B in (a);(d) enlarged view ofarea C in (a)
通过图13a与图14a可知，两种不同Mg/Si质量比的铸态合金室温拉伸试样断口边缘没有45°斜切的剪切唇，表明试样断裂前几乎没有产生宏观塑性变形；断口宏观平面相对平齐且与拉伸力方向垂直，断口由许多小平面组成，这些小平面高低错落，不同高度的小平面以台阶相连，由此表明两种不同Mg/Si质量比合金按断裂方式应当为脆性断裂。此外还可知，1.5Mg-1.1Si合金组成断口的小平面高度整体上由一侧沿直线向对侧逐渐降低；而1.0Mg-1.0Si合金组成断口的小平面高度整体上表现为边缘高、中心低。因此，可以认为1.5Mg-1.1Si合金断裂方向是由一侧沿直线向对侧断裂，而1.0Mg-1.0Si合金断裂方向是由中心向边缘断裂。两种试样在断裂中形成的解理面台阶均汇合形成了河流状纹路，且河流状纹路方向指示了裂纹扩展路径。因此，两种不同Mg/Si质量比合金按断裂机理应当属于解理断裂。
图14 铸态1.0Mg-1.0Si合金室温拉伸试样断口形貌：(a)整体形貌；(b) A区域放大图；(c) B区域放大图；(d) C区域放大图
Fig.14 Fracture morphology ofthe room-temperature tensile samples ofthe as-cast 1.0Mg-1.0Si alloy:(a) overall morphology;(b)enlarged view ofarea A in (a);(c) enlarged view ofarea B in (a);(d) enlarged view ofarea C in (a)
通过图13b～d可知，1.5Mg-1.1Si合金A区域的断口相貌中可见清晰的粒子，而B、C区域的断口相貌呈现冰糖状。其原因可能是1.5Mg-1.1Si合金在A区域存在缺陷；而在B、C区域，合金组织紧密、晶粒细小。
由图14b～d可知，1.0Mg-1.0Si合金A、B、C区域的断口相貌中均可见清晰的粒子。与A区域相比，B、C区域中清晰粒子的尺寸更小、数量更多。其原因可能是1.0Mg-1.Si合金在A、B、C区域的组织不够紧密、晶粒尺寸较大。由对比图13b～d与图14b～d可知，两种不同Mg/Si质量比合金室温拉伸试样断口中均含有一定数量的空穴。1.5Mg-1.1Si合金中只有少量空穴中可以看到清晰的粒子，而1.0Mg-1.0Si合金中大多数空穴均可以看到清晰的粒子。结合腐蚀金相组织分析结果及晶粒尺寸测量结果可知，1.5Mg-1.1Si合金中只有少量空穴中可以看到清晰粒子的原因是1.5Mg-1.1Si合金的组织更加紧密。同时，结合两种不同成分Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的EDS结果，本文认为1.5Mg-1.1Si合金断口形貌空穴中清晰可见的球状粒子为β(Mg2Si)相，而1.0Mg-1.0Si合金断口形貌空穴中清晰可见的球状粒子为游离Si相。理由是：当1.5Mg-1.1Si合金中的Mg2Si相呈粗大块状时会成为应力集中源，受力时易在粒子与基体界面产生微裂纹，断口出现解理面或沿相界面分离的特征；当1.0Mg-1.0Si合金中的Si相呈粗大针状时会割裂基体，受力时Si相易断裂或与基体剥离，形成解理台阶、河流花样或脆性沿晶断裂特征，断口平整、发亮，合金呈典型脆性断裂。
4 结论
(1)随Mg含量、Mg/Si质量比的增大，铸态1.5Mg-1.1Si合金显微组织相比铸态1.0Mg-1.0Si合金得到显著细化。铸态1.5Mg-1.1Si合金的平均晶粒尺寸为81.10 μm，比铸态1.0Mg-1.0Si合金的平均晶粒尺寸减小了18.5%。
(2)铸态1.5Mg-1.1Si合金最大抗拉强度达177MPa,相比铸态1.0Mg-1.0Si合金平均提高了12.5%；铸态1.5Mg-1.1Si合金最大布氏硬度达70.4HBW，相比铸态1.0Mg-1.0Si合金平均提高了2.5%。整体上铸态1.5Mg-1.1Si合金的力学性能得到一定程度的提高。
(3)模拟计算所得规律表明，在相同冷却速度下，铸态1.5Mg-1.1Si合金的力学性能优于铸态1.0Mg-1.0Si合金，特别是冷却速度为100 ℃/s时,铸态1.5Mg-1.1Si合金的抗拉强度达到了286.67 MPa，优于铸态1.0Mg-1.0Si合金的273.62MPa。模拟计算结果与实验结果得到了相互映证，显微组织结果及力学测试结果证明该计算可以指导新型Al-Mg-Si-Cu-Mn合金的设计。
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