韓明濤　易天平　許松桔

摘要：高鐵牽引電機(jī)傳動端蓋和非傳動端蓋的材料為C5M4T6鑄造鋁鎂合金。國內(nèi)科技文獻(xiàn)關(guān)于C5M4材料相關(guān)報道很少，株洲聯(lián)誠集團(tuán)有限責(zé)任公司在高鐵牽引電機(jī)傳動端蓋和非傳動端蓋的國產(chǎn)化研發(fā)過程中，對鑄件的熱處理工藝進(jìn)行了大量的試驗，總結(jié)得出C5M4材料最佳的熱處理工藝，并應(yīng)用于批量生產(chǎn)，產(chǎn)品質(zhì)量穩(wěn)定，取得了較好的效果。

關(guān)鍵詞：C5M4鋁鎂合金；熱處理；固溶溫度；固溶時間；力學(xué)性能 文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A

中圖分類號：TG242 文章編號：1009-2374（2015）21-0082-03 DOI：10.13535/j.cnki.11-4406/n.2015.21.041

1 C5M4材料化學(xué)成分及機(jī)械性能要求

與鋁合金AC7A相比，C5M4抗拉強(qiáng)度與延伸率均有一定提高（砂型鑄造AC7A抗拉強(qiáng)度≥140MPa，延伸率≥6%），C5M4主要強(qiáng)化相為Al8Mg5和Al2Cu強(qiáng)化相，與鎂元素的含量相比，銅元素的含量差一個數(shù)量等級，故本文對Al2Cu強(qiáng)化相不做更多討論。

2 C5M4鑄態(tài)組織

鋁-鎂二元相圖如圖1所示，鎂在鋁中最小溶解度為1.9%，最大溶解度為17.4%。富鎂部分鋁和鎂形成β（Al8Mg5）相，在450℃發(fā)生共晶反應(yīng)L→α+β。C5M4含鎂量為3.5～4.5%，根據(jù)鋁-鎂相圖，組織轉(zhuǎn)變?yōu)長→α+L→α→α+β。合金α液態(tài)冷卻至T1（約650℃）時，開始從L相中析出α相，直至T2（約580℃）時，L相全部轉(zhuǎn)化為α相；T2～T3（約250℃）間，合金為單一α相，隨溫度下降組織不發(fā)生變化；溫度下降至T3以下時，從α相析出相，直至室溫組織為α相、β相兩相共存。

圖2為C5M4鑄態(tài)組織，基體為α固溶體，質(zhì)點相為Al8Mg5，均勻分布在α基體中，沿晶界有聚集現(xiàn)象。Al8Mg5是脆性化合物，會降低合金的力學(xué)性能，并且Al8Mg5電極電位低，抗電化學(xué)腐蝕性較差，需要通過熱處理，使Al8Mg5相完全溶入基體，使合金呈過飽和狀態(tài)，得到固溶強(qiáng)化效果，提高合金力學(xué)性能、抗蝕性能。

3 C5M4鋁鎂合金鑄件熱處理工藝試驗

參照鋁硅合金和鋁鎂合金的處理工藝，我們初步制訂C5M4T6熱處理工藝如下：

3.1 實驗方法

實驗采用同一批次砂型鑄造標(biāo)準(zhǔn)鋁合金試棒，在SSXF-5-12A爐中按照不同熱處理工藝進(jìn)行熱處理，然后在UTM5305拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸實驗，并磨制金相試樣，在4XC金相顯微鏡下觀察金相組織。

3.2 實驗結(jié)果

3.3 實驗分析

3.3.1 T6熱處理對C5M4組織和性能的影響。圖3為C5M4經(jīng)過T6熱處理（固溶530℃×4h水淬，時效200℃×4h空冷）后的金相組織，Al8Mg5相固溶入基體，數(shù)量減少，殘留相體積也較小，晶界處黑色塊狀為Mg2Si。C5M4加熱至530℃時形成單相α固溶體，溫度下降至T3以下時，析出β相，由于鎂和鋁原子的擴(kuò)散速度慢，冷速稍快就能抑制β相的析出，在室溫時得到過飽和單相固溶體。過飽和固溶體有自發(fā)分解的傾向，分解過程叫脫溶。單一α相抗腐蝕性較好，通過熱處理，即便有β相殘留，在電化學(xué)腐蝕中β相電極電位更低，不斷被腐蝕，最后仍為單一α相，使腐蝕終止。

在金相制備過程中，鑄態(tài)試樣在0.5%氫氟酸水溶液腐蝕下，20min左右能顯示出晶界，而經(jīng)過T6熱處理后，需要40min以上才能顯示出清晰晶界，也從側(cè)面說明了：（1）T6熱處理后合金抗腐蝕性能有較大提高；（2）晶界處聚集的α相大部分固溶進(jìn)入了α相。

3.3.2 固溶溫度過高對組織和力學(xué)性能的影響。比較編號20141014、20141015、20141016、20141017，可以看出，在固溶時間、時效溫度與時間不變的情況下，合金的機(jī)械性能隨固溶溫度的上升而上升，在530℃附近達(dá)到峰值，隨后隨著溫度上升機(jī)械性能下降，在590℃時試棒接近熔點，局部發(fā)生熔化，已無法進(jìn)行機(jī)械性能試驗，固溶溫度高于560℃時，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均開始下降。

在實際生產(chǎn)過程中，如果加熱爐爐溫不均勻，局部區(qū)域溫度過高，很容易發(fā)生產(chǎn)品機(jī)械性能不合格的現(xiàn)象。我們將試樣20141016和試樣20141017在金相顯微鏡下觀察，明顯發(fā)現(xiàn)了過燒組織，金相圖片如圖4所示：

相比于試樣20141016，試樣20141017經(jīng)過590℃固溶處理后過燒組織更為明顯，大部分晶界出現(xiàn)三角復(fù)熔，β（Al8Mg5）質(zhì)點相更少，試棒表皮出現(xiàn)褶皺，試棒部分出現(xiàn)熔化，力學(xué)性能嚴(yán)重惡化。

3.3.3 固溶時間過長對組織和力學(xué)性能的影響。對比編號20141015、20141020、20141021、20141022，在固溶溫度、時效溫度與時間不變的情況下，合金的強(qiáng)度隨固溶時間的上升而上升，在4h后上升趨于平緩，保溫8h后合金強(qiáng)度明顯下降。固溶時間相較于固溶溫度對試棒力學(xué)性能的影響較小，在固溶時間超過8h后，試棒的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度開始下降，觀察試樣20141022，金相組織有輕微的過燒特征。

3.3.4 時效時間過長對組織和力學(xué)性能的影響。對比編號20141015、20141023、20141024、20141027，在固溶溫度與時間不變的情況下，隨著時效時間的增加合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度緩慢上升，延伸率緩慢下降，在時效超過4小時后，強(qiáng)度和延伸率基本變化不大。

從表3中可以看出，時效時間過長不會導(dǎo)致合金力學(xué)性能明顯下降，金相組織也沒有出現(xiàn)過燒特征。

4 結(jié)論

（1）C5M4鑄態(tài)組織為α固溶體基體和Al8Mg5相質(zhì)點，通過固溶處理人工時效，使Al8Mg5溶入基體，得到固溶強(qiáng)化效果，提高合金力學(xué)性能、抗蝕性能。

（2）過燒會使組織出現(xiàn)復(fù)熔球和三角復(fù)熔晶界，嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能。

（3）C5M4材料固溶處理的溫度相比較于固溶處理的時間對材料的力學(xué)性能影響更大，實際生產(chǎn)中熱處理爐跑溫或爐溫不均勻同樣對產(chǎn)品材質(zhì)性能影響很大。C5M4的最佳固溶處理溫度為530℃～540℃；最佳固溶時間為4～6小時；時效溫度200℃±5℃，其熱處理的性價比最佳。

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作者簡介：韓明濤（1966-），女，湖南瀏陽人，株洲聯(lián)誠集團(tuán)有限責(zé)任公司工程師，研究方向：鑄造技術(shù)。

（責(zé)任編輯：秦遜玉）