原標(biāo)題：低溫時(shí)效處理對(duì)壓鑄AlSi7CuMnMg合金組織與性能的影響

摘要：以AlSi7CuMnMg壓鑄鋁合金為研究對(duì)象，開展低溫時(shí)效熱處理試驗(yàn)，引入強(qiáng)韌化指數(shù)K對(duì)合金的力學(xué)性能進(jìn)行綜合分析。結(jié)果表明，隨著時(shí)效溫度升高（150180 ℃）和時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)（210 h），合金的屈服強(qiáng)度顯著提高，但塑性下降。結(jié)合強(qiáng)韌化指數(shù)K，確定合金的最佳低溫時(shí)效工藝為170 ℃×6 h，在此熱處理?xiàng)l件下，合金強(qiáng)度提高的同時(shí)，保持了良好的塑性，抗拉強(qiáng)度為303MPa，屈服強(qiáng)度較鑄態(tài)提高40.77%，達(dá)183MPa，伸長(zhǎng)率為7.5%。

隨著壓鑄技術(shù)的不斷發(fā)展、大型壓鑄機(jī)設(shè)備的不斷完善以及生產(chǎn)對(duì)輕量化的迫切要求，高強(qiáng)韌壓鑄鋁合金被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、電子設(shè)備等多個(gè)領(lǐng)域。常見的有Al-Si系、Al-Mg系以及Al-Si-Mg系，其中Al-Si系合金由于具有優(yōu)良的鑄造性能、流動(dòng)性及充型性能好、易脫模、密度小等特點(diǎn)，在汽車零部件生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用。

由于汽車工業(yè)的快速變革，節(jié)能減排對(duì)汽車輕量化提出了更高要求，采用大型高壓鑄造結(jié)構(gòu)件實(shí)現(xiàn)車身一體化是行業(yè)趨勢(shì)。對(duì)于此類尺寸較大、形狀復(fù)雜的壓鑄鋁合金車身結(jié)構(gòu)件而言，熱處理是很大的挑戰(zhàn)。受壓鑄工藝的影響，熔體在高壓高速下填充模具型腔，氣體來(lái)不及排出，在鑄件內(nèi)部會(huì)形成氣孔等缺陷，高溫固溶處理易引起工件產(chǎn)生表面起泡，淬火熱應(yīng)力易使工件產(chǎn)生嚴(yán)重畸變、甚至開裂。因此，對(duì)無(wú)需熱處理就能達(dá)到用戶要求的壓鑄合金的需求日益增加。采用超真空壓鑄技術(shù)、半固態(tài)觸變成形或流變壓鑄技術(shù)，可在免熱處理?xiàng)l件下實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)韌壓鑄鋁合金的生產(chǎn)，但工藝設(shè)備復(fù)雜，工藝控制難度高。吳樹森等開發(fā)了壓鑄用高強(qiáng)韌鋁硅合金AlSi10合金，在150 ℃×6 h低溫時(shí)效處理下其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為333 MPa和237 MPa，伸長(zhǎng)率為5.4%，保證了合金的綜合力學(xué)性能；XUE Z Z等對(duì)高真空壓鑄A356（AlSi8）鋁合金僅進(jìn)行200 ℃×1.5 h時(shí)效處理，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)286.0 MPa，屈服強(qiáng)度為193.8 MPa，伸長(zhǎng)率為7.86%。

可見，采用高真空壓鑄制備Al-Si合金試樣，仍需輔以熱處理提升其力學(xué)性能；在普通壓鑄工藝下，“免熱處理”更難以使合金達(dá)到預(yù)期性能。本課題針對(duì)來(lái)自某企業(yè)基于A356改良的新型AlSi7CuMnMg合金普通壓鑄試樣開展低溫時(shí)效熱處理研究，以避免高溫固溶和淬火引起的氣泡和變形缺陷，在保證合金表面質(zhì)量和幾何精度的基礎(chǔ)上，研究不同時(shí)效處理制度對(duì)合金試樣顯微組織和力學(xué)性能的影響，通過(guò)探索，形成可行的低溫?zé)崽幚砉に嚪桨笧橄嚓P(guān)合金的開發(fā)與應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)方法和設(shè)備

AlSi7CuMnMg合金由臥式壓鑄機(jī)成形，壓射有效長(zhǎng)度為310 mm，沖頭直徑為50 mm，壓射時(shí)間為5 s，冷卻時(shí)間為1 s，壓射速度為55 mm/s，壓鑄試樣見圖1；AlSi7CuMnMg鋁硅合金化學(xué)成分見表1。經(jīng)固溶淬火處理后，試樣表面會(huì)產(chǎn)生明顯的起泡和變形缺陷，若只經(jīng)低溫時(shí)效熱處理，則可避免此類缺陷。針對(duì)該合金僅進(jìn)行低溫時(shí)效熱處理正交試驗(yàn)，探究時(shí)效時(shí)間、溫度對(duì)合金顯微組織及力學(xué)性能的影響，見表2。

表1 AlSi7CuMnMg合金主要元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

圖1 壓鑄試樣實(shí)物圖

表2 時(shí)效處理方案

對(duì)不同時(shí)效處理的試樣在電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速度為１mm/min，每組試驗(yàn)設(shè)定3個(gè)平行試樣，取其平均值；用數(shù)控線切割加工截取1010mm的圓柱體試樣，經(jīng)400號(hào)、800號(hào)、1200號(hào)水磨砂紙粗磨，隨后經(jīng)400號(hào)、800號(hào)、1200號(hào)金相砂紙細(xì)磨，用研磨膏拋光，所選拋光膏顆粒度為0.5，用keller試劑（2mL HF+3mL HCl+5mL HNO3+190mL H2O）腐蝕5 s后用水沖洗，再用酒精清洗并吹干，在Leica DM IRM 型光學(xué)顯微鏡(OM) 下觀察顯微組織；采用JEOL JXA-8100 型掃描電鏡(SEM)觀察合金的微觀組織及其拉伸斷口形貌，并利用其配備的OXFORD-7412型能譜儀(EDS)分析合金成分；結(jié)合Jade6.0軟件，利用X射線衍射儀對(duì)試樣進(jìn)行物相分析。

2、試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 時(shí)效處理對(duì)AlSi7CuMnMg鋁硅合金力學(xué)性能的影響

2.1.1 不同時(shí)效溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

取5組試樣分別對(duì)其進(jìn)行不同的時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間為6 h，時(shí)效溫度為150、160、170、180、190 ℃，其力學(xué)性能與時(shí)效制度的關(guān)系見圖2和表3。從表3可看出，隨著時(shí)效溫度升高，材料的屈服強(qiáng)度明顯提高；時(shí)效溫度為150 ℃時(shí)，相比于壓鑄態(tài)變化不明顯，當(dāng)溫度提高到160 ℃時(shí)，達(dá)到了160 MPa，相比于150 ℃時(shí)的試樣提高了22%；在時(shí)效溫度為180 ℃時(shí)，試樣的屈服強(qiáng)度達(dá)到189 MPa，在壓鑄態(tài)基礎(chǔ)上提高了45%。由表3可知，時(shí)效溫度在升至170℃前，材料的屈服強(qiáng)度隨溫度升高而提高，而當(dāng)時(shí)效溫度達(dá)到170℃后，溫度繼續(xù)上升，屈服強(qiáng)度變化不大，溫度為190 ℃時(shí)，合金進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段，屈服強(qiáng)度開始下降。材料的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的升高變化不大，時(shí)效溫度為170 MPa時(shí)達(dá)到峰值303 MPa；隨后材料的抗拉強(qiáng)度有所下降，190 ℃時(shí)降至281 MPa。隨著時(shí)效溫度升高，伸長(zhǎng)率從鑄態(tài)的11%下降至?xí)r效溫度為190℃時(shí)的4.3%。為了更直觀地表示不同熱處理制度對(duì)AlSi7CuMnMg合金強(qiáng)塑性的影響程度，引入強(qiáng)韌化指數(shù)K，K值的大小以相同的強(qiáng)度、塑性為前提，強(qiáng)度越高、塑性越好，則K值越大。以AlSi7CuMnMg壓鑄態(tài)不做任何熱處理時(shí)的力學(xué)性能作為比較標(biāo)準(zhǔn)，則強(qiáng)韌化指數(shù)K值的數(shù)學(xué)表達(dá)式為：

式中，為合金經(jīng)不同熱處理制度后的實(shí)測(cè)力學(xué)性能值；為合金壓鑄態(tài)的力學(xué)性能平均值。表3為AlSi7CuMnMg合金壓鑄態(tài)及保溫6 h下不同時(shí)效溫度的力學(xué)性能及強(qiáng)韌化指數(shù)，從表3可知，3號(hào)試樣的強(qiáng)韌化指數(shù)K值最大，為1.039，表明3號(hào)試樣具有最佳的綜合力學(xué)性能。

表3 不同時(shí)效溫度下AlSi7CuMnMg合金的力學(xué)性能

2.1.2 不同時(shí)效時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響

在時(shí)效溫度為170 ℃下設(shè)定時(shí)效時(shí)間為2、4、6、8及10 h對(duì)AlSi7CuMnMg合金進(jìn)行低溫時(shí)效熱處理。表4為各時(shí)效處理制度下AlSi7CuMnMg合金的力學(xué)性能。由表4可知，隨著低溫時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，材料的屈服強(qiáng)度提高，時(shí)效10 h下材料的屈服強(qiáng)度達(dá)到198 MPa，相較鑄態(tài)上升了52.3%；伸長(zhǎng)率呈下降趨勢(shì)，時(shí)效時(shí)間為10 h材料的斷后伸長(zhǎng)率僅為5.0%，較鑄態(tài)下降了54%；材料的抗拉強(qiáng)度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)變化不明顯。從表4可以看出，3號(hào)試樣的強(qiáng)韌化指數(shù)K值仍為最大，這表明時(shí)效溫度為170 ℃時(shí)，保溫6 h為最佳時(shí)效時(shí)間。

表4 不同時(shí)效時(shí)間下AlSi7CuMnMg合金力學(xué)性能

2.2 時(shí)效處理對(duì)AlSi7CuMnMg鋁硅合金組織的影響

2.2.1 不同時(shí)效溫度對(duì)合金組織的影響

圖2為保溫6 h不同時(shí)效溫度下AlSi7CuMnMg合金的金相組織。可以看出，不同時(shí)效制度下合金的顯微組織差別不大，主要由大量白色塊狀、棒狀的α-Al基體和呈黑色細(xì)小顆粒狀、層片狀的α-Al+Si共晶硅組成；共晶硅相分布在晶粒邊界處，各晶粒間尺寸分布不均勻，呈團(tuán)簇狀分布的1-Al是在合金進(jìn)入壓室內(nèi)產(chǎn)生的，由于冷卻速度較慢，晶粒有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大，故其尺寸較大，表現(xiàn)出明顯的樹枝晶特征；而2-Al形成時(shí)其冷卻凝固速率相對(duì)較快，組織呈細(xì)小顆粒狀等軸分布，見圖4d。另外，金相組織中還存在著少量淺灰色細(xì)小圓塊狀含錳相，鑄態(tài)下，這些含錳相尺寸較小，主要分布于晶界處，經(jīng)過(guò)低溫人工時(shí)效處理后，含錳相逐漸長(zhǎng)大，開始聚集粗化，這些細(xì)小含錳相的聚集能夠釘扎位錯(cuò)，阻礙變形時(shí)位錯(cuò)的滑移，提高材料的屈服強(qiáng)度。

圖2 不同時(shí)效溫度下AlSi7CuMnMg合金的金相組織（OM）

圖3為不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金的掃描組織圖，其中圖3d、圖3e及圖3f分別為鑄態(tài)、150 ℃下保溫6 h以及170 ℃下保溫6 h合金的主要元素面掃分布圖。可以看出，深灰色為-Al基體，Si元素以淺灰色層片狀的形式彌散分布在晶界處，亮白色區(qū)域?yàn)橐訡u、Mg及Mn為主要元素的第二相。經(jīng)低溫時(shí)效處理后，共晶硅更加均勻彌散分布在基體間，其片層間距逐漸減小；Mn呈細(xì)小白色的圓點(diǎn)狀，見圖5b，隨著時(shí)效溫度的升高,在晶界處富集形成強(qiáng)化相，Cu、Mg鑄態(tài)時(shí)分布不明顯，經(jīng)過(guò)170℃6h低溫時(shí)效后，開始聚集在晶界處析出,見圖5c。

一般來(lái)說(shuō)，亞共晶AlSiCuMg合金在時(shí)效過(guò)程中會(huì)析出β-Mg2Si相和α-Al2Cu等強(qiáng)化相，提高合金強(qiáng)度。圖3為各點(diǎn)的EDS能譜成分分析，圖4為不同狀態(tài)下合金的X射線衍射圖譜。根據(jù)摩爾比，可確定點(diǎn)1、點(diǎn)2分別為α-Al基體與α-Al+Si共晶硅，點(diǎn)3~6為不同熱處理狀態(tài)下的白色亮點(diǎn)，從能譜分析結(jié)果可知點(diǎn)3、4、5為含錳相，相中錳含量逐漸升高，根據(jù)圖6衍射圖譜的結(jié)果可確定該相為Al_4.01MnSi_0.74；點(diǎn)6中Cu、Mg元素含量明顯增多，Cu對(duì)鋁硅合金強(qiáng)化作用的貢獻(xiàn)需基于與Mg的交互作用，析出包括Q-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相和W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相等在內(nèi)的強(qiáng)化相；由于Cu、Mg元素在AlSi7CuMnMg合金成分的占比較小，X射線衍射圖譜并未檢測(cè)出對(duì)應(yīng)的強(qiáng)化相，但根據(jù)表5可推測(cè)，經(jīng)過(guò)170 ℃6 h低溫時(shí)效處理后，基體可能存在的強(qiáng)化相為W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相；由于壓鑄過(guò)程中的高速高壓及模具的激冷作用，以Cu、Mg、Mn等溶質(zhì)原子在基體中未來(lái)得及完全析出，隨著時(shí)效過(guò)程進(jìn)行，溶質(zhì)原子不斷脫溶，形成與母相保持共格關(guān)系的偏聚G.P.區(qū)。時(shí)效溫度升高，偏聚區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)過(guò)渡相，與母相呈半共格關(guān)系，使晶體點(diǎn)陣發(fā)生畸變，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，合金的屈服強(qiáng)度不斷提高，180 ℃時(shí)達(dá)到峰時(shí)效狀態(tài)；當(dāng)時(shí)效溫度進(jìn)一步升高，過(guò)渡相轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^大的穩(wěn)定平衡相，與母相完全不共格，具有較高的界面能，位錯(cuò)以?shī)W羅萬(wàn)繞過(guò)機(jī)制運(yùn)動(dòng)，合金強(qiáng)度隨著脫溶相尺寸的增大而降低，進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段，表現(xiàn)為時(shí)效溫度由180 ℃升至190 ℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度由189 MPa降低至183 MPa。

圖3 不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金的SEM組織
(a)、(d) 鑄態(tài)；(b)、(e) 150℃6h；(c)、(f) 170℃6h

表5 圖5中各點(diǎn)EDS能譜結(jié)果（xb/%）

圖4 不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金的X射線衍射圖譜
(a) 鑄態(tài); (b) 150℃×6h; (c) 170℃×6h

圖5 不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金的SEM組織
(a) 鑄態(tài); (b) 170℃6h

為進(jìn)一步分析時(shí)效處理后合金中第二相的變化情況，采用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)了圖5合金組織中第二相的晶粒尺寸和面積分?jǐn)?shù)，結(jié)果見表6。結(jié)合表6可看出，時(shí)效處理后，分布在基體的第二相數(shù)量減少，尺寸增大，最大達(dá)到了6.27，其平均晶粒尺寸由鑄態(tài)時(shí)的1.11增加至2.01，主要以塊狀、原點(diǎn)狀富集在各晶粒交界處，少數(shù)沿晶界呈網(wǎng)狀分布。合金經(jīng)過(guò)170 ℃×6 h的時(shí)效處理后，第二相質(zhì)點(diǎn)在-Al基體和共晶硅相之間聚集長(zhǎng)大，能夠更加牢固地釘扎位錯(cuò)，同時(shí)位錯(cuò)切過(guò)第二相粒子增加新的界面能，屈服強(qiáng)度得到有效提高；隨著第二相的聚集和粗化，合金的塑性逐漸下降。

表6 圖5中第二相晶粒尺寸及面積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)

圖7為不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金經(jīng)室溫拉伸后的斷口形貌對(duì)比圖。從圖8a~圖8c中可看到粗大條狀的撕裂棱，數(shù)條相間分布的撕裂棱形成河流花樣的斷口形貌，在高倍下可觀察到大面積的解理面，拉伸變形在有缺陷的地方產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而形成微裂紋。裂紋首先在晶粒內(nèi)部長(zhǎng)大，隨后沿著晶界向相鄰晶粒擴(kuò)展形成解離平面，這為典型的脆性斷裂特征。還存在著一些淺小稀疏的韌窩，韌窩的尺寸大小由材料本身塑性變形的能力和第二相的大小和密度所決定，這表明AlSi7CuMnMg合金經(jīng)低溫時(shí)效處理后室溫拉伸的斷裂方式為混合斷裂。圖8f所呈現(xiàn)出的斷口組織中出現(xiàn)了典型的顯微縮松形貌，這是由于壓鑄過(guò)程中金屬液凝固產(chǎn)生收縮而形成，由于冷卻速度不均勻，鑄件表面和先接近模具的地方快速冷卻凝固，阻礙了后續(xù)金屬液的補(bǔ)縮通道，使鑄件內(nèi)部產(chǎn)生縮松孔洞，對(duì)合金力學(xué)性能造成不利影響。

圖6 不同狀態(tài)下AlSi7CuMnMg合金室溫拉伸后的斷口形貌（SEM）
(a)、(d) 鑄態(tài); (b)、(e) 150℃6h; (c)、(f) 170℃6h

2.2.2 不同時(shí)效時(shí)間對(duì)合金組織的影響

在170 ℃下保溫不同時(shí)間后合金的金相顯微組織見圖7?？煽闯觯w組織分為初生1-Al和次生2-Al，分別以粗大塊狀、不規(guī)則的團(tuán)簇狀和細(xì)小圓狀等多種形態(tài)呈現(xiàn)，共晶硅相呈樹狀和條狀分布在晶界處，同時(shí)存在一定的Si偏析現(xiàn)象，對(duì)合金性能產(chǎn)生不利影響。隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，晶界處第二相質(zhì)點(diǎn)不斷富集粗化，位錯(cuò)滑移時(shí)與這些第二相粒子發(fā)生交互作用，阻礙位錯(cuò)的進(jìn)一步滑移，使得材料屈服強(qiáng)度不斷提高，而第二相粒子分布于基體和晶界，增大了材料變形的不均勻性和不協(xié)調(diào)性，材料的塑性降低。

圖7 不同時(shí)效時(shí)間下AlSi7CuMnMg合金的金相組織（OM）

3、結(jié)論

（1）隨著時(shí)效溫度升高，AlSi7CuMnMg鋁硅合金的屈服強(qiáng)度明顯提高，在180 ℃為189 MPa，但伸長(zhǎng)率下降；保持時(shí)效溫度不變，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，屈服強(qiáng)度提高得更為顯著，在10 h時(shí)達(dá)到198 MPa，但抗拉強(qiáng)度變化不大。

（2）綜合各項(xiàng)力學(xué)性能，可確定AlSi7CuMnMg壓鑄鋁硅合金最佳低溫時(shí)效工藝為170 ℃×6 h，在此狀態(tài)下屈服強(qiáng)度達(dá)183 MPa，較原始鑄態(tài)樣提高40.77%，伸長(zhǎng)率為7.5%，強(qiáng)韌化指數(shù)達(dá)到最高值1.039。

（3）時(shí)效過(guò)程中，第二相在晶界處聚集粗化釘扎位錯(cuò)，增加了材料變形時(shí)的阻力，合金強(qiáng)度得到有效提高。

作者：

趙耀 艾宇浩 全泳琪 林高用
中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

程漢明
江蘇南通鴻勁金屬鋁業(yè)有限公司

本文來(lái)自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第05期