原標(biāo)題：熱處理對(duì)壓鑄AlSi10MnMg減震塔組織及力學(xué)性能的影響

摘要：采用硬度測試、拉伸測試、光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡及透射電鏡等手段，研究了不同熱處理制度對(duì)壓鑄AlSi10MnMg合金減震塔的組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，T5及T6熱處理可以改善減震塔的微觀組織和力學(xué)性能。T5熱處理后組織中硅相發(fā)生球化，減震塔塑性隨熱處理溫度升高而提升，經(jīng)T5（350 ℃×2 h）熱處理后伸長率達(dá)到16.32%，較鑄態(tài)的7.67%增加約100%。T6熱處理后組織析出Mg2Si等強(qiáng)化相，但尺寸隨溫度升高而增加，經(jīng)T6（500 ℃×2 h+175 ℃×6 h）熱處理后，材料的屈服強(qiáng)度為217.06 MPa，抗拉強(qiáng)度為294.28 MPa，伸長率為10.25%。

減震塔作為連接汽車車身以及底盤的關(guān)鍵承載部件，主要用于吸收汽車行駛過程中產(chǎn)生的沖擊載荷，服役環(huán)境較為嚴(yán)苛，對(duì)材料的強(qiáng)度和韌性有著較高的要求。為滿足需求，對(duì)其進(jìn)行了大量研究，開發(fā)出了多種鋁合金材料以及對(duì)應(yīng)加工工藝。國外開發(fā)的A357(AlSi7Mg)合金不僅具有優(yōu)異的力學(xué)性能及耐腐蝕性能，而且還具備良好的鑄造性能，但該合金由于硅含量不高，導(dǎo)致其流動(dòng)性較差，降低了生產(chǎn)效率。AlSi10MnMg(Silafont-36)合金則由于鑄造性能、強(qiáng)度、伸長率、焊接等綜合性能優(yōu)良，在減震塔合金的應(yīng)用中受到關(guān)注。由于減震塔平均壁厚一般在2~3 mm，而當(dāng)鑄件壁厚小于4 mm時(shí)，流動(dòng)性會(huì)由于金屬液的表面張力而降低，因此減震塔在模具中成形難度更大，相對(duì)于其他Al-Si系合金，AlSi10MnMg合金的Si含量較高，可以有效縮小合金的結(jié)晶溫度范圍并增加組織中硅相數(shù)量，提升合金的流動(dòng)性和抗拉強(qiáng)度，因此特別適合減震塔的生產(chǎn)。同時(shí)，該合金中添加微量的Mn元素(0.4%~0.6%)，可以與Fe等元素形成細(xì)小彌散的AlFeSiMn相，從而降低合金的粘模傾向并通過析出強(qiáng)化提升AlSi10MnMg合金的綜合性能。

綜上,可見減震塔對(duì)材料強(qiáng)度和韌性都有較高的要求。由于AlSi10MnMg減震塔在壓鑄態(tài)韌性較低，并且合金中的Mg不能在室溫完全溶解在α-Al固溶體中，但淬火時(shí)Mg在α-Al固溶體中會(huì)處于過飽和狀態(tài)，時(shí)效處理后會(huì)析出強(qiáng)化相Mg2Si，該相可以顯著提升合金的強(qiáng)度和硬度，因此在實(shí)際生產(chǎn)中需要通過熱處理對(duì)AlSi10MnMg減震塔性能進(jìn)行優(yōu)化。劉學(xué)強(qiáng)研究發(fā)現(xiàn)，人工時(shí)效可以改善AlSiMnMg合金壓鑄件的枝晶狀組織，并析出強(qiáng)化相Mg2Si，進(jìn)而可以顯著提升鋁合金壓鑄件的力學(xué)性能。李四娣等研究發(fā)現(xiàn)，不同的熱處理工藝參數(shù)可以調(diào)節(jié)壓鑄AlSiMnMg合金組織大小及分布，進(jìn)而對(duì)合金力學(xué)性能產(chǎn)生明顯的影響。這些研究都表明，合理的熱處理工藝可以顯著改善AlSiMg系合金的力學(xué)性能，但壓鑄AlSi10MnMg減震塔的熱處理工藝在實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中力學(xué)性能波動(dòng)較大，甚至有時(shí)遠(yuǎn)低于試驗(yàn)值。因此，為優(yōu)化AlSi10MnMg合金，發(fā)揮其良好的鑄造、耐蝕和力學(xué)性能，繼而廣泛應(yīng)用于汽車輕量化研究中，本課題以汽車壓鑄鋁合金減震塔作為對(duì)象，研究了不同熱處理制度對(duì)壓鑄AlSi10MnMg減震塔微觀組織和力學(xué)性能的影響，旨在為其應(yīng)用提供借鑒。

1、試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)選用經(jīng)優(yōu)化壓鑄工藝參數(shù)生產(chǎn)的一款汽車減震塔試樣，合金為AlSi10MnMg合金，具體化學(xué)成分見表1，優(yōu)化的減震塔壓鑄工藝參數(shù)見表2。

表1:AlSi10MnMg合金的化學(xué)成分(wt,%)

表2:壓鑄工藝參數(shù)

減震塔取樣部分和拉伸試樣示意圖見圖1。熱處理工藝參數(shù)見表3。500 ℃×2 h的T4固溶處理和高溫T5 處理在箱式電阻爐中進(jìn)行，水淬，時(shí)效過程在油浴爐中進(jìn)行。采用Zwick-100kN萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測試。每個(gè)位置取三個(gè)樣品進(jìn)行拉伸測試，通過數(shù)據(jù)分析以后取平均值。硬度測試在維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷大小為49 N，保壓15 s，每個(gè)試樣取7個(gè)點(diǎn)，去除最大值和最小值后再取平均值。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡及透射電鏡觀察合金微觀組織。光學(xué)顯微鏡及掃描電鏡分析的樣品直接取自于拉伸試樣，再經(jīng)過打磨拋光等處理，用濃度為0.1%的氫氟酸溶液進(jìn)行腐蝕后，再用蔡司金相顯微鏡、phenom臺(tái)式掃描電鏡觀察。透射電鏡分析試樣采用電解雙噴和離子減薄進(jìn)行制備，電解雙噴儀器為磁力驅(qū)動(dòng)雙噴電解減薄器，所用電解液由體積分?jǐn)?shù)為10%的高氯酸和90%的酒精組成，電解溫度為-30~-20℃，電壓為40~50 V，控制電流在100 mA以下。離子減薄在GATAN695儀器上進(jìn)行，所用電壓為2 kV，角度為2.5°，減薄時(shí)間約為20 min。利用2100F型透射電鏡 (Transmission Electron Microscope, TEM)表征微觀組織。采用ImageProPlus軟件統(tǒng)計(jì)Si相的粒徑。

(a)減震塔 (b)減震塔取樣位置示意圖 (c)拉伸試樣尺寸示意圖
圖1:減震塔,減震塔取樣位置示意圖和拉伸試樣尺寸示意圖

表3:熱處理工藝方案

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 T4處理對(duì)鑄件組織和力學(xué)性能的影響

圖2是鑄件壓鑄態(tài)和T4態(tài)的光學(xué)顯微組織。從圖2a中可以看到，壓鑄態(tài)是典型的枝晶組織，由α-Al基體和Al-Si共晶組織組成；白色部分是α-Al基體，黑色部分是Al-Si共晶組織。α-Al分布不均勻，尺寸在5~40 μm之間。經(jīng)過500 ℃×2 h固溶處理后，顯微組織發(fā)生了顯著變化，一方面晶粒尺寸增大，另一方面，塊狀共晶組織中未固溶的Si相發(fā)生了球化轉(zhuǎn)變。

圖2:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)金相顯微組織

圖3和圖4分別為Al-Si二元合金相圖和減震塔鑄件在壓鑄態(tài)與T4態(tài)的高倍SEM組織。從圖3中可以看出，在500 ℃下，合金中會(huì)有部分Si發(fā)生固溶；從圖4可以看出，在鑄態(tài)中呈纖維狀連續(xù)分布的硅相經(jīng)固溶處理后發(fā)生熔斷，未固溶的Si開始轉(zhuǎn)變成球狀或顆粒狀分布，但其平均直徑從鑄態(tài)的約0.35 μm增加到了T4態(tài)的約0.92 μm。硅相的形態(tài)、大小和分布對(duì)合金的力學(xué)性能有著很大的影響。固溶后的硅相增加了鋁基體組織的連續(xù)性，從而顯著提升了合金的塑性，但是在固溶過程中發(fā)生的晶粒長大也會(huì)導(dǎo)致合金的強(qiáng)度顯著下降。

圖3:Al-Si二元合金相圖

圖4:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)SEM組織

表4:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)力學(xué)性能對(duì)比表

表4是鑄件壓鑄態(tài)和T4態(tài)的性能對(duì)比圖?？梢钥闯?，壓鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度為312.58MPa，伸長率為7.67%，經(jīng)過固溶處理后合金的抗拉強(qiáng)度為257.67 MPa，下降了54.91MPa，伸長率為14.98%，增加約100%，增幅明顯，而根據(jù)圖2及圖4中顯微組織分析結(jié)果可知，T4態(tài)合金相比鑄態(tài)，強(qiáng)度下降，但伸長伸率顯著增加，這與表4結(jié)果一致。

2.2 T5處理對(duì)鑄件組織和力學(xué)性能的影響

圖5為鑄件經(jīng)350℃不同時(shí)效時(shí)間后的SEM組織?？梢钥闯?，鑄件在350 ℃熱處理0.5 h后，共晶組織中的Si元素開始固溶進(jìn)α-Al基體中，Si相的形態(tài)由初始態(tài)的纖維狀開始轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，隨著熱處理時(shí)間增加，Si相繼續(xù)發(fā)生縮頸熔斷并逐漸球化，與鋁基體之間的界面變得更為光滑，但平均粒徑從壓鑄態(tài)的0.35 μm增加到2 h時(shí)的0.44 μm。表5是壓鑄態(tài)合金經(jīng)不同溫度及不同時(shí)間直接熱處理后的力學(xué)性能?？梢钥闯觯瑝鸿T態(tài)合金在350 ℃熱處理?xiàng)l件下，隨著時(shí)間延長，合金的強(qiáng)度逐漸下降，同時(shí)伸長率不斷增加；相同的熱處理時(shí)間，隨著熱處理溫度增加，合金強(qiáng)度顯著下降，但下降幅度逐漸減小，而伸長率則顯著上升，但上升幅度也同樣逐漸減小。

圖5:鑄件經(jīng)350℃時(shí)效不同時(shí)間SEM顯微組織圖
(a)0h;(b)0.5h;(c)2h

表5:不同工藝下鑄件的力學(xué)性能

T5熱處理態(tài)的性能變化與合金微觀組織的變化有很大關(guān)系。在時(shí)效初期，呈枝晶狀分布的硅相發(fā)生熔斷，這種變化增強(qiáng)了鋁基體的連續(xù)性，從而大大提升了合金的塑性，而細(xì)小硅顆粒呈彌散分布，起到了第二相強(qiáng)化作用，且這種強(qiáng)化作用要比長時(shí)間時(shí)效后硅相發(fā)生長大粗化的強(qiáng)化作用強(qiáng)，因此隨著時(shí)效時(shí)間增加，第二相強(qiáng)化作用減弱而硅相的粗化現(xiàn)象增強(qiáng)，從而導(dǎo)致壓鑄態(tài)合金的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間的增加而下降。同時(shí)，在恒溫條件下，晶粒尺寸與保溫時(shí)間之間滿足，其中，為平均晶粒直徑，C為常數(shù)，t為保溫時(shí)間[18]?？梢?，晶粒尺寸隨著時(shí)效時(shí)間的增加而長大，這也會(huì)導(dǎo)致合金的強(qiáng)度逐漸降低。試樣的強(qiáng)度隨著時(shí)效溫度的升高而降低，則是因?yàn)殡S著時(shí)效溫度上升，鑄態(tài)合金中枝晶狀硅相的熔斷速率以及細(xì)小硅相和晶粒長大的速率均加快，因此經(jīng)過相同時(shí)間的時(shí)效處理后，時(shí)效溫度越高，合金強(qiáng)度下降越多，塑性增加也越多。此外，合金強(qiáng)度下降與塑性增加幅度的減小則是因?yàn)殍T態(tài)合金中的纖維狀或枝晶狀硅相數(shù)量有限，導(dǎo)致相同時(shí)效時(shí)間內(nèi)隨著時(shí)效溫度升高而發(fā)生熔斷的硅相數(shù)量增長有限。

2.3 T6處理對(duì)鑄件組織和力學(xué)性能的影響

圖6為鑄件經(jīng)500 ℃×2 h固溶后在不同溫度下的時(shí)效硬化曲線?？梢钥闯?，時(shí)效溫度對(duì)鑄件硬度變化的影響較為顯著。隨著時(shí)效溫度增加，合金達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間減少，相應(yīng)合金的硬度峰值也降低，175 ℃時(shí)的硬度峰值為100.8HV，而225 ℃時(shí)的硬度峰值僅有85HV，下降了15.67%。與此同時(shí)，低溫時(shí)效相對(duì)于高溫時(shí)效，其峰時(shí)效的平臺(tái)效應(yīng)更為顯著，時(shí)效溫度越低，峰時(shí)效維持時(shí)間也越長。

圖6:鑄件經(jīng)500℃/2h固溶后的時(shí)效硬化曲線

表6為鑄件經(jīng)500 ℃×2 h固溶處理后不同時(shí)效條件下的力學(xué)性能?？梢钥闯?，硬度測試結(jié)果與時(shí)效硬化曲線能較好的吻合。經(jīng)500 ℃×2 h固溶處理后，在200 ℃的時(shí)效條件下，合金強(qiáng)度在2 h達(dá)到峰值281.47 MPa后逐漸下降，而伸長率則先下降再上升，在2 h達(dá)到最小值11.47%后上升。此外，隨著時(shí)效溫度增加，合金到達(dá)峰時(shí)效的強(qiáng)度逐漸下降，從175 ℃時(shí)的294.28 MPa下降到225 ℃時(shí)的247.79 MPa，下降了46.49 MPa，下降幅度達(dá)到15.78%，而伸長率則從175 ℃時(shí)的10.25%逐漸增加到225 ℃時(shí)的14.69%，這與時(shí)效硬化曲線的變化情況也高度吻合。

分析認(rèn)為，壓鑄AlSi10MnMg合金的時(shí)效過程是一個(gè)強(qiáng)化相β（Mg2Si）的析出過程，當(dāng)時(shí)效時(shí)間較短時(shí)，合金的析出相以G.P區(qū)為主，且析出相處于緩慢增加的狀態(tài)，數(shù)量較少，因此對(duì)合金的強(qiáng)化效果有限，此時(shí)合金處于欠時(shí)效狀態(tài)；隨著時(shí)效時(shí)間不斷增加，析出相數(shù)量開始迅速增加且逐漸開始向成分及結(jié)構(gòu)與第二相接近的β’’相和β’相過渡，同時(shí)共格關(guān)系逐漸破壞，使得晶格發(fā)生嚴(yán)重畸變，合金得到強(qiáng)化，此時(shí)合金處于峰時(shí)效狀態(tài)；但隨著時(shí)效時(shí)間繼續(xù)增加，半共格相會(huì)逐漸向平衡相β（Mg2Si）轉(zhuǎn)變，晶格畸變程度不斷下降，強(qiáng)化作用不斷減弱，此時(shí)合金處于過時(shí)效狀態(tài)。

表6:鑄件經(jīng)500℃/2h固溶后在不同溫度及時(shí)間T6時(shí)效處理力學(xué)性能

此外，從表6中還可以看出，當(dāng)合金在225 ℃下進(jìn)行時(shí)效時(shí)，合金的綜合力學(xué)性能已經(jīng)明顯下降，這可以從圖7不同時(shí)效處理溫度下合金的SEM顯微組織中找到原因。從圖7及表7中可以看出，淺灰色部分為鋁硅共晶組織，白色顆粒狀為析出鋁錳硅相(Al(SiMn))，隨著時(shí)效溫度提高，合金中的析出相數(shù)量減少但尺寸不斷變大，從球狀彌散分布開始轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀不規(guī)則分布，這是因?yàn)闀r(shí)效溫度過高時(shí)會(huì)導(dǎo)致析出相晶核長大，且大都呈不規(guī)則的塊狀分布，合金開始軟化且鋁基體間的連續(xù)性遭到破壞，進(jìn)而不利于合金的綜合性能。這與時(shí)效硬化曲線結(jié)果一致。但從圖7的SEM顯微組織中未能觀察到Mg2Si析出相，為進(jìn)一步揭示峰值時(shí)效強(qiáng)化的微觀機(jī)理，對(duì)合金組織進(jìn)行了TEM觀察。

圖7:T4態(tài)試樣經(jīng)不同溫度的時(shí)效處理后SEM顯微組織圖
(a)175℃; (b) 200℃; (c) 225℃

表7:SEM能譜分析結(jié)果

圖8和圖9分別是鑄件在T4態(tài)和T6態(tài)的TEM明場像。從圖8中可以看到，T4態(tài)鑄件的Al基體中基本看不到析出相，說明鑄態(tài)組織中的第二相都固溶進(jìn)了Al基體中，而在圖8和圖9中，T6態(tài)鑄件的Al基體中則觀察到針狀析出相，β’’相具有單斜結(jié)構(gòu)，其點(diǎn)陣常數(shù)為：a=1.516nm，b=0.405nm，c=0.674nm[22~24]，而圖9c顯示的析出相對(duì)應(yīng)傅里葉變換結(jié)果與其他研究者結(jié)果基本一致，可以確定該針狀析出相為β’’相。由此可以看出，析出相β’’相引發(fā)的晶格畸變是壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金峰值時(shí)效強(qiáng)化的重要原因。

圖8:壓鑄AlSi10Mn合金在T4態(tài)與T6態(tài)下的TEM明場像

圖9:T6態(tài)AlSi10Mn合金峰值時(shí)效時(shí)的TEM高分辨及對(duì)應(yīng)傅里葉變換圖

3、結(jié)論

（1）壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金的屈服強(qiáng)度為144.13 MPa，抗拉強(qiáng)度為312.58 MPa，伸長率為7.67%，相比于低壓鑄造與重力鑄造，高壓壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金初生α-Al相細(xì)小，平均直徑在5~40 μm之間，組織分布均勻。

（2）壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金對(duì)卷氣控制較好，壓鑄組織較為致密，合金組織和力學(xué)性能受熱處理影響顯著，通過不同熱處理制度可以實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和塑性的合理范圍調(diào)控且無鼓泡現(xiàn)象。

（3）T5熱處理中，減震塔組織硅相轉(zhuǎn)變非常迅速，在350 ℃的熱處理溫度下，0.5 h后可發(fā)現(xiàn)硅相發(fā)生明顯熔斷現(xiàn)象；當(dāng)熱處理時(shí)間為2 h時(shí)，減震塔合金伸長率達(dá)到16.32%，較鑄態(tài)提升8.65%。

（4）減震塔經(jīng)175 ℃及200 ℃的T6熱處理后組織中析出相尺寸較小且呈顆粒狀均勻分布，力學(xué)性能達(dá)到極值：工藝為500 ℃×2 h+175 ℃×6 h時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到294.28 MPa，維氏硬度達(dá)到100.8 HV，伸長率達(dá)到10.25%；工藝為500 ℃×2 h+200 ℃×2 h時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到281.47 MPa，維氏硬度達(dá)到94.4 HV，伸長率達(dá)到11.47%。但當(dāng)時(shí)效溫度繼續(xù)增加至225 ℃后，合金中的共晶組織和析出相都開始不斷變大，性能明顯下降。

作者：

徐犟鹍 李德江 李子昕 胡波 王雪楊 曾小勤

上海交通大學(xué)輕合金精密成型國家工程研究中心
金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第07期