摘要：通過(guò)金相組織分析和硬度測(cè)試，研究了鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金在不同熱處理工藝下的組織與硬度變化規(guī)律，并對(duì)鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金的T6熱處理工藝進(jìn)行了優(yōu)化。結(jié)果表明，鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金經(jīng)495 ℃固溶處理6 h后，合金的DSC曲線上幾乎沒(méi)有第二相的吸熱峰，而合金微觀組織中θ-Al 2 Cu相發(fā)生了破碎，并幾乎完全溶解；經(jīng)過(guò)515 ℃與530 ℃下超過(guò)2 h的第二階段固溶處理后，合金微觀組織及其硬度均無(wú)明顯變化；經(jīng)過(guò)190 ℃保溫4 h的人工時(shí)效處理后，合金的硬度趨于穩(wěn)定，并且隨著人工時(shí)效溫度的升高，合金的硬度下降。最終優(yōu)化后的T6熱處理工藝為：第一階段495 ℃固溶處理6 h；第二階段515 ℃固溶處理2 h；第三階段190 ℃人工時(shí)效4 h。

鑄造鋁合金具有質(zhì)量輕、鑄造性好、可通過(guò)熱處理和機(jī)械處理提高力學(xué)性能等優(yōu)點(diǎn)，在汽車、航空、造船和軍事工程等行業(yè)的應(yīng)用日益廣泛。特別是鑄造鋁硅合金，憑借其優(yōu)良的耐磨性能被廣泛應(yīng)用于汽車發(fā)動(dòng)機(jī)零部件，如活塞、缸蓋、發(fā)動(dòng)機(jī)缸體等。但是在T6熱處理過(guò)程中，固溶階段時(shí)溫度太高則導(dǎo)致晶界上的未熔金屬間化合物發(fā)生粗化，使合金硬度和抗拉強(qiáng)度顯著降低。為了確保鑄造鋁硅合金具有優(yōu)越的熱穩(wěn)定性，銅被添加到傳統(tǒng)的Al-Si-Mg合金中。Al-Si-Cu-Mg合金中同時(shí)存在銅和鎂，能夠析出更穩(wěn)定的Cu基金屬間化合物，使T6熱處理后的鋁合金具有更高的熱穩(wěn)定性。本文通過(guò)對(duì)含Cu、Mg的鑄造鋁硅合金的T6熱處理工藝進(jìn)行優(yōu)化，研究固溶處理、時(shí)效等過(guò)程中微觀組織的演變以及合金硬度性能的變化。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1 鑄造合金材料

鋁合金熔煉原材料包括99.9%的鋁錠、99.7%的Al-50%Cu鑄錠、99.7%的Al-20%Cu鑄錠、99.9%的Al-60%Mg鑄錠。按照試驗(yàn)預(yù)定的合金成分進(jìn)行配比稱重后，在井式電阻爐中進(jìn)行熔煉，在氮化硼涂層石墨坩堝中熔化，熔煉溫度為750 ℃。用Al-5Ti-1B變質(zhì)劑進(jìn)行晶粒細(xì)化，熔化的金屬攪拌并靜置30 min，以確保完全溶解。合金用氬氣脫氣5 min，然后倒入鋼制模具中進(jìn)行鑄造，其中鋼制模具分別采用不同的溫度為：25 ℃、200 ℃。經(jīng)過(guò)熔煉后的合金采用光譜儀進(jìn)行成分測(cè)量，其結(jié)果見(jiàn)表1。

表1 鋁合金化學(xué)成分 wB/%

1.2 熱處理工藝

從鑄錠上切取10 mm×10 mm×6 mm的小塊，進(jìn)行T6熱處理工藝優(yōu)化，步驟如下。

（1）第一階段固溶處理優(yōu)化。采用STA499C綜合熱分析儀，在氬氣保護(hù)下，從室溫至700 ℃范圍對(duì)鑄造鋁硅合金進(jìn)行動(dòng)態(tài)升溫測(cè)試，升溫速度為10 ℃/min。根據(jù)差熱曲線確定合金的相變溫度。

根據(jù)差熱分析，第一階段的固溶處理溫度采用495 ℃，固溶時(shí)間分別為0.5h、4h、5h、6h。再對(duì)固溶處理的試樣進(jìn)行差熱分析，確定共晶相的均質(zhì)化和溶解所需的最小時(shí)間。接著，把部分固溶處理過(guò)的試樣在60 ℃的水中淬火處理，然后進(jìn)行200 ℃、2 h的時(shí)效處理。

（2）第二階段固溶處理優(yōu)化。把經(jīng)過(guò)第一階段的固溶處理后未進(jìn)行時(shí)效處理的試樣進(jìn)行第二階段的固溶處理，處理溫度分別為515 ℃、530 ℃，處理時(shí)間分別為2h、4h、6h、8h。接著，把進(jìn)行完第二階段固溶處理的部分試樣進(jìn)行60 ℃的水淬處理，然后進(jìn)行200 ℃、2 h的時(shí)效處理。

（3）人工時(shí)效優(yōu)化。經(jīng)過(guò)第二階段固溶處理后未進(jìn)行淬火處理的試樣在60 ℃的水中淬火處理，隨后進(jìn)行人工時(shí)效處理，處理溫度分別為190 ℃、200 ℃、210 ℃，處理時(shí)間分別為1h、2h、4h、6h、8h。

1.3 金相和力學(xué)性能檢測(cè)方法

力學(xué)性能采用布氏硬度（北京金洋DHB-3000A 電子布氏硬度計(jì)）進(jìn)行表征，按照GB/T 231.1標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行。金相試驗(yàn)采用上海光學(xué)儀器生產(chǎn)的9XF金相顯微鏡和場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（德國(guó)的場(chǎng)發(fā)射GeminiSEM 500掃描電鏡）進(jìn)行分析，用0.5% HF溶液對(duì)研磨和拋光后的試樣進(jìn)行化學(xué)腐蝕。

2、試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 第一階段固溶處理工藝優(yōu)化

圖1a所示為鑄態(tài)的鋁合金組織，從圖中可以看出，鑄態(tài)鋁硅合金組織中由共晶硅顆粒與α-Al枝晶組成。α-Al基體組織中還觀察到一些不規(guī)則的粒子，如圖1b黑色箭頭所示，這可能是冷卻過(guò)程中從枝晶向預(yù)先存在的Si粒子反向擴(kuò)散的結(jié)果。如圖1b中白色箭頭所示為枝晶間的一些金屬間化合物，并采用掃描電鏡對(duì)其進(jìn)行了分析，如圖2所示。

圖1 鑄態(tài)鋁硅合金的金相組織

圖2 鑄態(tài)鋁硅合金組織掃描電鏡圖

圖2可見(jiàn)，鑄態(tài)鋁硅合金組織中發(fā)現(xiàn)的最常見(jiàn)的金屬間化合物相是θ-Al2Cu相，它們以兩種不同形態(tài)存在，包括塊狀（表示為θb ，圖2a）和共晶狀（表示為θe，圖2b）。根據(jù)現(xiàn)有研究可知，β相為Al5FeSi相，π相為Al8Mg3FeSi6相，而Q粒子呈現(xiàn)為在光滑邊界的規(guī)則塊狀（圖2a）。Q粒子與θ-Al2Cu相結(jié)合時(shí)，化學(xué)成分與Al5Cu2Mg8Si6相一致（圖2c）。這歸因于這些相是在凝固過(guò)程中最終的共晶反應(yīng)中形成的。對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行差熱分析發(fā)現(xiàn)了一種低熔點(diǎn)化合物，其特征是在507 ℃開(kāi)始反應(yīng)，在509℃達(dá)到峰值（見(jiàn)圖3）。

圖3 鑄造鋁硅合金升溫過(guò)程的示差掃描熱量分析曲線

為了獲得該低熔點(diǎn)化合物相溶解所需時(shí)間，對(duì)495℃固溶處理0.5~6h的試樣進(jìn)行差熱分析，結(jié)果如圖4所示。從圖4可以看出，合金在509℃出現(xiàn)吸熱峰，并且隨著固溶處理時(shí)間的增加，吸熱峰對(duì)應(yīng)的溫度均為509℃，但是吸熱峰的峰值幅度逐漸減小，直至495℃固溶處理6h后，峰值消失。因此第一階段的固溶處理方案為：固溶溫度495℃，固溶時(shí)間6h。

圖4 495 ℃固溶處理后試樣升溫過(guò)程的示差掃描熱量分析曲線

圖5所示為495℃固溶處理2h與6h試樣的金相組織。從圖5中可以看出，與鑄態(tài)組織相比（圖1），495℃固溶2h后，合金組織中的金屬間化合物相θ-Al2Cu未發(fā)生明顯的變化，而固溶處理6 h后的θ-Al2Cu相發(fā)生破碎，并幾乎完全溶解，只能觀察到極少量塊狀的θ-Al2Cu相，這是由于塊狀和共晶顆粒之間的不同溶解行為導(dǎo)致的，共晶相會(huì)在溶解的過(guò)程中連續(xù)破碎變成小碎片，而塊狀相是整個(gè)粒子逐漸溶解的過(guò)程。

圖5 經(jīng)過(guò)495℃固溶處理2h和6h后合金的金相組織

2.2 第二階段固溶處理工藝優(yōu)化

第一階段固溶處理在495℃進(jìn)行6h后，進(jìn)行第二階段固溶處理，分別在515℃與530℃進(jìn)行2~8h。如圖6a所示，經(jīng)過(guò)515℃固溶處理2h后，由于共晶和塊狀顆粒的溶解，只剩下少量的Al2Cu相，而隨著固溶處理時(shí)間的增加，合金的微觀組織并未發(fā)生明顯的變化。從圖6b中可以看出，530℃固溶處理8h后，合金的組織也未發(fā)生明顯的變化，組織中π相、β相與Q相仍然存在，說(shuō)明高溫固溶處理對(duì)這幾種相沒(méi)有明顯的影響。

圖6 第二階段固溶處理后試樣的掃描電鏡圖

經(jīng)過(guò)第二階段固溶處理后，再進(jìn)行200℃時(shí)效處理2h，所得試樣的硬度數(shù)值如圖7所示。從圖7可以看出，鑄態(tài)時(shí)硬度為HB79，而經(jīng)過(guò)第一階段495 ℃固溶處理6h后，隨著θ-Al2Cu相的溶解，硬度明顯提高很多，達(dá)到HB115。再通過(guò)第二階段固溶處理（515℃或530℃），由于含Cu/Mg相的進(jìn)一步溶解，試樣的硬度在第二階段所有情況下都進(jìn)一步增加，另外從微觀組織也可以看出，第二階段固溶處理的溫度與時(shí)間對(duì)組織影響并不明顯，因而對(duì)合金的硬度影響也并不明
顯。最終確定第二階段的固溶處理方案采用515℃固溶處理2h。

圖7 第二階段固溶處理后試樣的硬度變化圖

2.3 人工時(shí)效工藝優(yōu)化

圖8所示為不同人工時(shí)效處理后試樣的硬度變化曲線圖，其中人工時(shí)效工藝是在完成固溶處理第一階段（495℃-6h）與第二階段（515℃-2h）后進(jìn)行的，水淬處理都是在60℃的水中進(jìn)行。從圖中可以看出，人工時(shí)效超過(guò)2h以后，試樣的硬度峰值開(kāi)始下降。而當(dāng)人工時(shí)效溫度為210℃時(shí)在0～1h區(qū)間內(nèi)，試樣硬度曲線的斜率明顯要高，說(shuō)明合金試樣在此溫度下經(jīng)過(guò)人工時(shí)效會(huì)在更短的時(shí)間內(nèi)達(dá)到峰值硬度。從190～210℃對(duì)應(yīng)的硬度曲線斜率逐漸增加，說(shuō)明合金試樣達(dá)到峰值硬度的時(shí)間逐漸縮短，其中當(dāng)人工時(shí)效溫度為210℃時(shí)，試樣硬度達(dá)到峰值后隨著時(shí)間的增加有明顯下降趨勢(shì)，這主要是由于時(shí)效析出強(qiáng)化相粗化導(dǎo)致。當(dāng)時(shí)效溫度為190℃與200℃時(shí)，隨著時(shí)間的增加，試樣的硬度值變化不大。人工時(shí)效處理工藝最終選擇190℃-4h即可。

圖8 人工時(shí)效后試樣的硬度變化曲線

3、結(jié)論

（1）根據(jù)金相組織與差熱分析可以得出，本試驗(yàn)中的鑄造鋁硅合金在495℃固溶處理6h后，初熔吸熱峰幾乎消失，并且微觀組織中θ-Al2Cu相發(fā)生破碎，幾乎完全溶解，從而確定了第一階段固溶處理時(shí)間為6h。

（2）根據(jù)金相組織觀察發(fā)現(xiàn)515℃與530℃下超過(guò)2h后的第二階段固溶處理，合金微觀組織和硬度均無(wú)明顯變化，從而確定第二階段固溶處理溫度為515℃，固溶時(shí)間為2h。

（3）根據(jù)硬度變化曲線，確定人工時(shí)效溫度為190℃，時(shí)效時(shí)間為4h。

作者：
陳隆波 郭紀(jì)林
共青科技職業(yè)學(xué)院

顧吉仁
江西新能源科技職業(yè)學(xué)院

本文來(lái)自:《鑄造》雜志2021年第9期第70卷