俞德新 胡歐林 曾瑞祥 蘆富敏 宮秀勉 張恒華 楊弋濤

(1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444; 2.上海匯眾汽車制造有限公司，上海 200122)

如今，節(jié)能、環(huán)保、安全已成為人們生活的追求，輕量化也已成為汽車發(fā)展方向之一。在金屬材料領(lǐng)域，鋁合金在綜合性能、性價(jià)比等方面均優(yōu)于鎂合金、鈦合金及鋼，使用鋁合金零部件能明顯減重和節(jié)能。由于鑄造工藝具有許多技術(shù)優(yōu)勢[1]，因此鑄造鋁合金被廣泛用于汽車變速箱、變矩器殼、車輪和氣缸體等部件[2]。在鑄造鋁合金中，Al-Si-Mg合金密度低、力學(xué)性能好，因而在汽車制造業(yè)被廣泛應(yīng)用。然而，該合金的鑄態(tài)組織由粗大的α-Al枝晶和枝晶間的共晶硅組成，共晶硅呈粗大的板條狀或細(xì)針狀，并沿枝晶間隨機(jī)分布，嚴(yán)重割裂基體，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和塑性降低[3]，因而不宜用于制作汽車的關(guān)鍵零部件。

研究發(fā)現(xiàn)[4]:對Al-Si-Mg合金進(jìn)行T6處理能使Si顆粒球化，并降低Si共晶與基體界面的應(yīng)力集中，從而提高其強(qiáng)度和塑性。T6處理包括固溶處理和人工時(shí)效。在固溶處理過程中，合金鑄態(tài)組織中的析出相溶于固溶體，使組織均勻，減少凝固過程中形成的溶質(zhì)元素偏析[5-6]，便于時(shí)效處理時(shí)重新析出顆粒細(xì)小、分布均勻的強(qiáng)化相。研究表明[7-8]：固溶處理溫度對A380合金的拉伸性能有很大影響，固溶處理還能改變硅相的形態(tài)，提高合金的力學(xué)性能。

本文研究了T6處理工藝對低硅Al-Si-Mg鑄造鋁合金組織和力學(xué)性能的影響，工藝參數(shù)包括固溶溫度和保溫時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間。研究的目的是優(yōu)化低硅Al-Si-Mg鑄造鋁合金的熱處理工藝。

1 試驗(yàn)材料與方法

研究用低硅Al-Si-Mg鑄造鋁合金的化學(xué)成分見表1。

表1 低硅Al-Si-Mg鑄造鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

研究用加熱爐為SX-10-12 型箱式電阻爐。熱處理工藝參數(shù)：固溶溫度分別為510、520、530、540 ℃，保溫時(shí)間2、4、6、8 h；時(shí)效溫度分別為170、180、190 ℃，時(shí)效時(shí)間2、4、6、8 h。熱處理后用線切割加工尺寸為φ15 mm×15 mm的金相試樣，拉伸試樣標(biāo)距為30 mm，標(biāo)距部分直徑為6 mm。每個(gè)熱處理工藝參數(shù)取4個(gè)拉伸試樣，拉伸試驗(yàn)后分析其斷口形貌。

為了制定合理的熱處理工藝，避免合金固溶處理時(shí)過燒，測定了A356合金和試驗(yàn)用鋁合金的固相線溫度，試樣尺寸為3 mm×3 mm×1.5 mm，采用DSC-Q2000差示掃描量熱儀進(jìn)行DSC測試。測試時(shí)將試樣置于銅坩堝中加熱到720 ℃，加熱速度10 ℃/min。結(jié)果測得A356合金的過燒溫度為545 ℃左右，而低硅Al-Si-Mg鋁合金為530 ℃左右。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 固溶溫度對低硅Al-Si-Mg鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

經(jīng)不同溫度保溫2 h水冷固溶處理的合金的顯微組織如圖1所示。從圖1可以看出，隨著固溶溫度的提高，合金的共晶Si含量提高，540 ℃固溶處理的低硅Al-Si-Mg鋁合金共晶Si含量最高。共晶Si能阻礙初生α-Al相的生長，從而使合金獲得細(xì)小均勻的晶粒，有助于提高其力學(xué)性能。隨著固溶溫度的升高，第二相溶入基體，未溶的Si 粒子有長大的趨勢[9-10]。鋁合金鑄件的性能與二次枝晶臂間距(secondary dendrite arm spacing, SDAS)有關(guān)，二次枝晶臂間距越小，其力學(xué)性能越好。

圖1 在不同溫度固溶處理的低硅Al-Si-Mg鋁合金的顯微組織

由圖2可知，隨著固溶溫度的提高，合金的力學(xué)性能逐漸提高，540 ℃固溶處理的合金的平均抗拉強(qiáng)度達(dá)362.4 MPa，平均屈服強(qiáng)度為281.1 MPa，平均斷后伸長率為8.80%，即綜合力學(xué)性能較好，因此后續(xù)試驗(yàn)的固溶溫度選為540 ℃。

圖3為不同溫度固溶處理的合金拉伸試樣的斷口形貌，均顯示出明顯的韌窩狀結(jié)構(gòu)，具有典型的韌性斷裂特征，說明合金的韌性和延展性較好。圖3顯示,斷口的韌窩數(shù)量和分布均勻性差別不明顯，故力學(xué)性能相差不大。此外，圖3中還存在顯微裂紋和氣孔等鑄造缺陷，這些缺陷處易產(chǎn)生應(yīng)力集中，促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，形成撕裂棱，從而使材料斷裂失效。510、520和530 ℃固溶處理的合金，斷口的韌窩都較大、較深，出現(xiàn)較明顯的撕裂棱，故材料的韌性較好，強(qiáng)度稍低。540 ℃固溶處理的合金撕裂棱數(shù)量減少，故強(qiáng)度最高，韌性稍有降低。

在不發(fā)生過燒的前提下，應(yīng)盡量提高固溶處理溫度，以促進(jìn)合金元素溶解。隨著固溶溫度的下降，合金元素或金屬間化合物在固溶體內(nèi)的溶解度隨之減小，因此有第二相析出的合金能產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。隨著合金元素或金屬間化合物溶解度的增大，固溶強(qiáng)化效果也更為明顯。其原因是，在較高溫度下保持足夠長的時(shí)間，可使固溶體中溶入盡可能多的強(qiáng)化相，隨后水或油冷，使過飽和固溶體保持到室溫，再時(shí)效處理，使合金強(qiáng)化。

2.2 固溶時(shí)間對低硅Al-Si-Mg鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

分別在540 ℃固溶處理2、4、6、8 h合金的顯微組織如圖4所示。從圖4可以看出，隨著固溶處理時(shí)間的延長，共晶Si相基本不變化，但其附近的析出相形貌發(fā)生了變化，該析出相較小且分散，如圖4(a)所示。由圖5的EDS分析可知，該相含Mg和Cu，可認(rèn)為是析出的強(qiáng)化相。而圖4(b～d)表明，強(qiáng)化相都有一定程度的長大，且較為集中。其原因是，在固溶處理時(shí)，殘留在合金中的第二相與共晶組織溶入基體形成固溶體，使顯微組織和成分的均勻性提高。如果固溶處理時(shí)間不是足夠長，基體中未溶相過多，則在時(shí)效時(shí)，第二相會優(yōu)先在殘留的溶質(zhì)元素含量較高的區(qū)域析出，且分布不均勻，導(dǎo)致合金力學(xué)性能下降[11]。圖4(b～d)的第二相都出現(xiàn)在共晶硅附近，說明第二相在共晶硅附近而非在殘留相附近形核長大。如圖4(a)所示，共晶硅附近析出的第二相較少，說明基體中存在殘留相，僅有少量在共晶硅附近析出。

圖5 合金中析出相的EDS分析

圖4 在540 ℃固溶處理不同時(shí)間的低硅Al-Si-Mg鋁合金的顯微組織

固溶處理時(shí)間對低硅Al-Si-Mg鋁合金力學(xué)性能的影響如圖6所示。從圖6可知，固溶處理時(shí)間對合金的力學(xué)性能有一定影響。固溶處理2 h的合金強(qiáng)度最低，抗拉強(qiáng)度僅為357.3 MPa，屈服強(qiáng)度為306.3 MPa，斷后伸長率為7.42%；固溶處理4 h的合金，強(qiáng)度明顯提高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到了370.6 MPa，較固溶處理2 h的合金平均提高了約3.7%，屈服強(qiáng)度為319 MPa，斷后伸長率也較高，達(dá)到了7.8%；固溶處理6 h的合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度稍有下降，但斷后伸長率降低較多；固溶處理8 h的合金力學(xué)性能變化不大。

圖6 低硅Al-Si-Mg鋁合金的力學(xué)性能隨固溶處理時(shí)間的變化

圖7為固溶處理不同時(shí)間的合金拉伸試樣的斷口形貌，斷口同樣具有典型的韌性斷裂特征。圖7(a)的韌窩較大而淺，撕裂棱也較多；圖7(b～d)的韌窩明顯密而深，表明材料的韌性較好，撕裂棱數(shù)量減少，故強(qiáng)度最高。

2.3 時(shí)效溫度對低硅Al-Si-Mg鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

保持固溶處理工藝不變，改變時(shí)效溫度，分別為170、180和190 ℃。圖8為固溶處理和不同溫度時(shí)效處理后合金的顯微組織。圖8表明:隨著時(shí)效溫度的提高，共晶Si的含量先增加后減少，180 ℃時(shí)效的合金共晶Si含量較高，且分布較為集中，其二次枝晶臂間距也較小，鑄件的性能與二次枝晶間距(SDAS)有關(guān)，二次枝晶臂間距越小，其力學(xué)性能越好[12]，故180 ℃時(shí)效的合金力學(xué)性能較好。

圖8 固溶處理和不同溫度時(shí)效處理的低硅Al-Si-Mg鋁合金的顯微組織

圖9為時(shí)效溫度對低硅Al-Si-Mg鋁合金力學(xué)性能的影響。由圖9可知，隨著時(shí)效溫度的提高，合金的力學(xué)性能有一定程度的變化，180 ℃時(shí)效的合金力學(xué)性能相對較好，平均抗拉強(qiáng)度達(dá)365.3 MPa,平均屈服強(qiáng)度略微下降，為313 MPa，斷后伸長率也達(dá)到8.1%，因此合金的最佳時(shí)效溫度為180 ℃。

圖9 低硅Al-Si-Mg鋁合金的力學(xué)性能隨時(shí)效溫度的變化

圖10為不同溫度時(shí)效處理的合金拉伸試樣的斷口形貌，同樣，斷口顯示出明顯的韌窩狀結(jié)構(gòu)，具有典型的韌性斷裂特征。170、190 ℃時(shí)效的合金，拉伸試樣斷口的韌窩都較大、較深，有較明顯的撕裂棱[13]，故材料的韌性較好，強(qiáng)度稍低；180 ℃時(shí)效的合金，撕裂棱數(shù)量減少，故強(qiáng)度最高，韌性稍有降低。

圖10 固溶處理和不同溫度時(shí)效的低硅Al-Si-Mg鋁合金拉伸試樣的斷口形貌

時(shí)效是鋁合金熱處理的最后一道工序。時(shí)效處理時(shí)，鋁合金的過飽和固溶體分解，使合金基體的結(jié)晶點(diǎn)陣恢復(fù)到比較穩(wěn)定的狀態(tài)，鋁合金的時(shí)效機(jī)制十分復(fù)雜。

2.4 時(shí)效時(shí)間對低硅Al-Si-Mg鋁合金力學(xué)性能的影響

保持固溶處理工藝不變，對合金分別在180 ℃時(shí)效2、4、6和8 h，其力學(xué)性能的變化如圖11所示。圖11表明，180 ℃時(shí)效6 h的合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率均最高，其處理的成本(能源和時(shí)間等)低于時(shí)效8 h的合金。固溶處理合金中過飽和固溶體是一種亞穩(wěn)態(tài)組織，時(shí)效就是使過飽和固溶體分解再析出的過程[14]。如圖11所示，合金時(shí)效6 h的強(qiáng)化效果最好，即合金的強(qiáng)度達(dá)到了峰值。

圖11 低硅Al-Si-Mg鋁合金的力學(xué)性能隨著在180 ℃時(shí)效處理時(shí)間的變化

合金的硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化如圖12所示。由圖12可知，隨著時(shí)效時(shí)間的延長，合金的硬度先升高后降低。隨著時(shí)效時(shí)間從2 h延長至6 h，合金的硬度逐漸升高，時(shí)效6 h的合金硬度最高，為125.8 HBW。隨著時(shí)效時(shí)間的繼續(xù)延長，合金的硬度稍有降低。因此合金在180 ℃時(shí)效的最佳時(shí)間為6 h。

圖12 低硅Al-Si-Mg鋁合金的硬度隨著在180 ℃時(shí)效時(shí)間的變化

3 結(jié)論

(1)540 ℃固溶處理4 h隨后按相同工藝時(shí)效處理的低硅Al-Si-Mg鋁合金，力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度為370 MPa，屈服強(qiáng)度為319 MPa，斷后伸長率也達(dá)到了7.8%。

(2)采用優(yōu)化的工藝固溶處理隨后180 ℃時(shí)效6 h的低硅Al-Si-Mg鑄造合金的力學(xué)性能相對較高，抗拉強(qiáng)度為365.9 MPa，屈服強(qiáng)度為313.9MPa，斷后伸長率提高到了9.3%，硬度為125.8 HBW。

(3)低硅Al-Si-Mg鑄造鋁合金的最佳熱處理工藝為：540 ℃×4 h水淬固溶處理和180 ℃×6 h時(shí)效處理。