原標題：低溫時效處理對壓鑄AlSi7CuMnMg合金組織與性能的影響

摘要：以AlSi7CuMnMg壓鑄鋁合金為研究對象，開展低溫時效熱處理試驗，引入強韌化指數K對合金的力學性能進行綜合分析。結果表明，隨著時效溫度升高（150180 ℃）和時效時間延長（210 h），合金的屈服強度顯著提高，但塑性下降。結合強韌化指數K，確定合金的最佳低溫時效工藝為170 ℃×6 h，在此熱處理條件下，合金強度提高的同時，保持了良好的塑性，抗拉強度為303MPa，屈服強度較鑄態提高40.77%，達183MPa，伸長率為7.5%。

隨著壓鑄技術的不斷發展、大型壓鑄機設備的不斷完善以及生產對輕量化的迫切要求，高強韌壓鑄鋁合金被廣泛應用于汽車、航空航天、電子設備等多個領域。常見的有Al-Si系、Al-Mg系以及Al-Si-Mg系，其中Al-Si系合金由于具有優良的鑄造性能、流動性及充型性能好、易脫模、密度小等特點，在汽車零部件生產中廣泛應用。

由于汽車工業的快速變革，節能減排對汽車輕量化提出了更高要求，采用大型高壓鑄造結構件實現車身一體化是行業趨勢。對于此類尺寸較大、形狀復雜的壓鑄鋁合金車身結構件而言，熱處理是很大的挑戰。受壓鑄工藝的影響，熔體在高壓高速下填充模具型腔，氣體來不及排出，在鑄件內部會形成氣孔等缺陷，高溫固溶處理易引起工件產生表面起泡，淬火熱應力易使工件產生嚴重畸變、甚至開裂。因此，對無需熱處理就能達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、半固態觸變成形或流變壓鑄技術，可在免熱處理條件下實現高強韌壓鑄鋁合金的生產，但工藝設備復雜，工藝控制難度高。吳樹森等開發了壓鑄用高強韌鋁硅合金AlSi10合金，在150 ℃×6 h低溫時效處理下其抗拉強度和屈服強度分別為333 MPa和237 MPa，伸長率為5.4%，保證了合金的綜合力學性能；XUE Z Z等對高真空壓鑄A356（AlSi8）鋁合金僅進行200 ℃×1.5 h時效處理，其抗拉強度可達286.0 MPa，屈服強度為193.8 MPa，伸長率為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性能；在普通壓鑄工藝下，“免熱處理”更難以使合金達到預期性能。本課題針對來自某企業基于A356改良的新型AlSi7CuMnMg合金普通壓鑄試樣開展低溫時效熱處理研究，以避免高溫固溶和淬火引起的氣泡和變形缺陷，在保證合金表面質量和幾何精度的基礎上，研究不同時效處理制度對合金試樣顯微組織和力學性能的影響，通過探索，形成可行的低溫熱處理工藝方案為相關合金的開發與應用提供參考。

1、試驗方法和設備

AlSi7CuMnMg合金由臥式壓鑄機成形，壓射有效長度為310 mm，沖頭直徑為50 mm，壓射時間為5 s，冷卻時間為1 s，壓射速度為55 mm/s，壓鑄試樣見圖1；AlSi7CuMnMg鋁硅合金化學成分見表1。經固溶淬火處理后，試樣表面會產生明顯的起泡和變形缺陷，若只經低溫時效熱處理，則可避免此類缺陷。針對該合金僅進行低溫時效熱處理正交試驗，探究時效時間、溫度對合金顯微組織及力學性能的影響，見表2。

表1 AlSi7CuMnMg合金主要元素含量（質量分數，%）

圖1 壓鑄試樣實物圖

表2 時效處理方案

對不同時效處理的試樣在電子萬能試驗機上進行力學性能測試，拉伸速度為１mm/min，每組試驗設定3個平行試樣，取其平均值；用數控線切割加工截取1010mm的圓柱體試樣，經400號、800號、1200號水磨砂紙粗磨，隨后經400號、800號、1200號金相砂紙細磨，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；結合Jade6.0軟件，利用X射線衍射儀對試樣進行物相分析。

2、試驗結果及討論

2.1 時效處理對AlSi7CuMnMg鋁硅合金力學性能的影響

2.1.1 不同時效溫度對合金力學性能的影響

取5組試樣分別對其進行不同的時效處理，時效時間為6 h，時效溫度為150、160、170、180、190 ℃，其力學性能與時效制度的關系見圖2和表3。從表3可看出，隨著時效溫度升高，材料的屈服強度明顯提高；時效溫度為150 ℃時，相比于壓鑄態變化不明顯，當溫度提高到160 ℃時，達到了160 MPa，相比于150 ℃時的試樣提高了22%；在時效溫度為180 ℃時，試樣的屈服強度達到189 MPa，在壓鑄態基礎上提高了45%。由表3可知，時效溫度在升至170℃前，材料的屈服強度隨溫度升高而提高，而當時效溫度達到170℃后，溫度繼續上升，屈服強度變化不大，溫度為190 ℃時，合金進入過時效階段，屈服強度開始下降。材料的抗拉強度隨時效溫度的升高變化不大，時效溫度為170 MPa時達到峰值303 MPa；隨后材料的抗拉強度有所下降，190 ℃時降至281 MPa。隨著時效溫度升高，伸長率從鑄態的11%下降至時效溫度為190℃時的4.3%。為了更直觀地表示不同熱處理制度對AlSi7CuMnMg合金強塑性的影響程度，引入強韌化指數K，K值的大小以相同的強度、塑性為前提，強度越高、塑性越好，則K值越大。以AlSi7CuMnMg壓鑄態不做任何熱處理時的力學性能作為比較標準，則強韌化指數K值的數學表達式為：

式中，為合金經不同熱處理制度后的實測力學性能值；為合金壓鑄態的力學性能平均值。表3為AlSi7CuMnMg合金壓鑄態及保溫6 h下不同時效溫度的力學性能及強韌化指數，從表3可知，3號試樣的強韌化指數K值最大，為1.039，表明3號試樣具有最佳的綜合力學性能。

表3 不同時效溫度下AlSi7CuMnMg合金的力學性能

2.1.2 不同時效時間對合金力學性能的影響

在時效溫度為170 ℃下設定時效時間為2、4、6、8及10 h對AlSi7CuMnMg合金進行低溫時效熱處理。表4為各時效處理制度下AlSi7CuMnMg合金的力學性能。由表4可知，隨著低溫時效時間延長，材料的屈服強度提高，時效10 h下材料的屈服強度達到198 MPa，相較鑄態上升了52.3%；伸長率呈下降趨勢，時效時間為10 h材料的斷后伸長率僅為5.0%，較鑄態下降了54%；材料的抗拉強度隨保溫時間的延長變化不明顯。從表4可以看出，3號試樣的強韌化指數K值仍為最大，這表明時效溫度為170 ℃時，保溫6 h為最佳時效時間。

表4 不同時效時間下AlSi7CuMnMg合金力學性能

2.2 時效處理對AlSi7CuMnMg鋁硅合金組織的影響

2.2.1 不同時效溫度對合金組織的影響

圖2為保溫6 h不同時效溫度下AlSi7CuMnMg合金的金相組織。可以看出，不同時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，呈團簇狀分布的1-Al是在合金進入壓室內產生的，由于冷卻速度較慢，晶粒有足夠的時間長大，故其尺寸較大，表現出明顯的樹枝晶特征；而2-Al形成時其冷卻凝固速率相對較快，組織呈細小顆粒狀等軸分布，見圖4d。另外，金相組織中還存在著少量淺灰色細小圓塊狀含錳相，鑄態下，這些含錳相尺寸較小，主要分布于晶界處，經過低溫人工時效處理后，含錳相逐漸長大，開始聚集粗化，這些細小含錳相的聚集能夠釘扎位錯，阻礙變形時位錯的滑移，提高材料的屈服強度。

圖2 不同時效溫度下AlSi7CuMnMg合金的金相組織（OM）

圖3為不同狀態下AlSi7CuMnMg合金的掃描組織圖，其中圖3d、圖3e及圖3f分別為鑄態、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，亮白色區域為以Cu、Mg及Mn為主要元素的第二相。經低溫時效處理后，共晶硅更加均勻彌散分布在基體間，其片層間距逐漸減??；Mn呈細小白色的圓點狀，見圖5b，隨著時效溫度的升高,在晶界處富集形成強化相，Cu、Mg鑄態時分布不明顯，經過170℃6h低溫時效后，開始聚集在晶界處析出,見圖5c。

一般來說，亞共晶AlSiCuMg合金在時效過程中會析出β-Mg2Si相和α-Al2Cu等強化相，提高合金強度。圖3為各點的EDS能譜成分分析，圖4為不同狀態下合金的X射線衍射圖譜。根據摩爾比，可確定點1、點2分別為α-Al基體與α-Al+Si共晶硅，點3~6為不同熱處理狀態下的白色亮點，從能譜分析結果可知點3、4、5為含錳相，相中錳含量逐漸升高，根據圖6衍射圖譜的結果可確定該相為Al_4.01MnSi_0.74；點6中Cu、Mg元素含量明顯增多，Cu對鋁硅合金強化作用的貢獻需基于與Mg的交互作用，析出包括Q-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相和W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相等在內的強化相；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出對應的強化相，但根據表5可推測，經過170 ℃6 h低溫時效處理后，基體可能存在的強化相為W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相；由于壓鑄過程中的高速高壓及模具的激冷作用，以Cu、Mg、Mn等溶質原子在基體中未來得及完全析出，隨著時效過程進行，溶質原子不斷脫溶，形成與母相保持共格關系的偏聚G.P.區。時效溫度升高，偏聚區轉變為亞穩過渡相，與母相呈半共格關系，使晶體點陣發生畸變，阻礙位錯運動，合金的屈服強度不斷提高，180 ℃時達到峰時效狀態；當時效溫度進一步升高，過渡相轉變為尺寸較大的穩定平衡相，與母相完全不共格，具有較高的界面能，位錯以奧羅萬繞過機制運動，合金強度隨著脫溶相尺寸的增大而降低，進入過時效階段，表現為時效溫度由180 ℃升至190 ℃時，合金的屈服強度由189 MPa降低至183 MPa。

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

表5 圖5中各點EDS能譜結果（xb/%）

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

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

為進一步分析時效處理后合金中第二相的變化情況，采用Image-Pro Plus軟件統計了圖5合金組織中第二相的晶粒尺寸和面積分數，結果見表6。結合表6可看出，時效處理后，分布在基體的第二相數量減少，尺寸增大，最大達到了6.27，其平均晶粒尺寸由鑄態時的1.11增加至2.01，主要以塊狀、原點狀富集在各晶粒交界處，少數沿晶界呈網狀分布。合金經過170 ℃×6 h的時效處理后，第二相質點在-Al基體和共晶硅相之間聚集長大，能夠更加牢固地釘扎位錯，同時位錯切過第二相粒子增加新的界面能，屈服強度得到有效提高；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數統計

圖7為不同狀態下AlSi7CuMnMg合金經室溫拉伸后的斷口形貌對比圖。從圖8a~圖8c中可看到粗大條狀的撕裂棱，數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生應力集中，從而形成微裂紋。裂紋首先在晶粒內部長大，隨后沿著晶界向相鄰晶粒擴展形成解離平面，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合金經低溫時效處理后室溫拉伸的斷裂方式為混合斷裂。圖8f所呈現出的斷口組織中出現了典型的顯微縮松形貌，這是由于壓鑄過程中金屬液凝固產生收縮而形成，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，阻礙了后續金屬液的補縮通道，使鑄件內部產生縮松孔洞，對合金力學性能造成不利影響。

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

2.2.2 不同時效時間對合金組織的影響

在170 ℃下保溫不同時間后合金的金相顯微組織見圖7?？煽闯?，基體組織分為初生1-Al和次生2-Al，分別以粗大塊狀、不規則的團簇狀和細小圓狀等多種形態呈現，共晶硅相呈樹狀和條狀分布在晶界處，同時存在一定的Si偏析現象，對合金性能產生不利影響。隨著時效時間延長，晶界處第二相質點不斷富集粗化，位錯滑移時與這些第二相粒子發生交互作用，阻礙位錯的進一步滑移，使得材料屈服強度不斷提高，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調性，材料的塑性降低。

圖7 不同時效時間下AlSi7CuMnMg合金的金相組織（OM）

3、結論

（1）隨著時效溫度升高，AlSi7CuMnMg鋁硅合金的屈服強度明顯提高，在180 ℃為189 MPa，但伸長率下降；保持時效溫度不變，延長時效時間，屈服強度提高得更為顯著，在10 h時達到198 MPa，但抗拉強度變化不大。

（2）綜合各項力學性能，可確定AlSi7CuMnMg壓鑄鋁硅合金最佳低溫時效工藝為170 ℃×6 h，在此狀態下屈服強度達183 MPa，較原始鑄態樣提高40.77%，伸長率為7.5%，強韌化指數達到最高值1.039。

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

作者：

趙耀 艾宇浩 全泳琪 林高用
中南大學材料科學與工程學院

程漢明
江蘇南通鴻勁金屬鋁業有限公司

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第05期