低温时效处理对压铸铝合金性能的影响

赵耀等发表于2022/9/22 13:16:29 压铸铝合金时效处理

原标题：低温时效处理对压铸AlSi7CuMnMg合金组织与性能的影响

摘要：以AlSi7CuMnMg压铸铝合金为研究对象，开展低温时效热处理试验，引入强韧化指数K对合金的力学性能进行综合分析。结果表明，随着时效温度升高（150180 ℃）和时效时间延长（210 h），合金的屈服强度显著提高，但塑性下降。结合强韧化指数K，确定合金的最佳低温时效工艺为170 ℃×6 h，在此热处理条件下，合金强度提高的同时，保持了良好的塑性，抗拉强度为303MPa，屈服强度较铸态提高40.77%，达183MPa，伸长率为7.5%。

随着压铸技术的不断发展、大型压铸机设备的不断完善以及生产对轻量化的迫切要求，高强韧压铸铝合金被广泛应用于汽车、航空航天、电子设备等多个领域。常见的有Al-Si系、Al-Mg系以及Al-Si-Mg系，其中Al-Si系合金由于具有优良的铸造性能、流动性及充型性能好、易脱模、密度小等特点，在汽车零部件生产中广泛应用。

由于汽车工业的快速变革，节能减排对汽车轻量化提出了更高要求，采用大型高压铸造结构件实现车身一体化是行业趋势。对于此类尺寸较大、形状复杂的压铸铝合金车身结构件而言，热处理是很大的挑战。受压铸工艺的影响，熔体在高压高速下填充模具型腔，气体来不及排出，在铸件内部会形成气孔等缺陷，高温固溶处理易引起工件产生表面起泡，淬火热应力易使工件产生严重畸变、甚至开裂。因此，对无需热处理就能达到用户要求的压铸合金的需求日益增加。采用超真空压铸技术、半固态触变成形或流变压铸技术，可在免热处理条件下实现高强韧压铸铝合金的生产，但工艺设备复杂，工艺控制难度高。吴树森等开发了压铸用高强韧铝硅合金AlSi10合金，在150 ℃×6 h低温时效处理下其抗拉强度和屈服强度分别为333 MPa和237 MPa，伸长率为5.4%，保证了合金的综合力学性能；XUE Z Z等对高真空压铸A356（AlSi8）铝合金仅进行200 ℃×1.5 h时效处理，其抗拉强度可达286.0 MPa，屈服强度为193.8 MPa，伸长率为7.86%。

可见，采用高真空压铸制备Al-Si合金试样，仍需辅以热处理提升其力学性能；在普通压铸工艺下，“免热处理”更难以使合金达到预期性能。本课题针对来自某企业基于A356改良的新型AlSi7CuMnMg合金普通压铸试样开展低温时效热处理研究，以避免高温固溶和淬火引起的气泡和变形缺陷，在保证合金表面质量和几何精度的基础上，研究不同时效处理制度对合金试样显微组织和力学性能的影响，通过探索，形成可行的低温热处理工艺方案为相关合金的开发与应用提供参考。

1、试验方法和设备

AlSi7CuMnMg合金由卧式压铸机成形，压射有效长度为310 mm，冲头直径为50 mm，压射时间为5 s，冷却时间为1 s，压射速度为55 mm/s，压铸试样见图1；AlSi7CuMnMg铝硅合金化学成分见表1。经固溶淬火处理后，试样表面会产生明显的起泡和变形缺陷，若只经低温时效热处理，则可避免此类缺陷。针对该合金仅进行低温时效热处理正交试验，探究时效时间、温度对合金显微组织及力学性能的影响，见表2。

表1 AlSi7CuMnMg合金主要元素含量（质量分数，%）

图1 压铸试样实物图

表2 时效处理方案

对不同时效处理的试样在电子万能试验机上进行力学性能测试，拉伸速度为１mm/min，每组试验设定3个平行试样，取其平均值；用数控线切割加工截取1010mm的圆柱体试样，经400号、800号、1200号水磨砂纸粗磨，随后经400号、800号、1200号金相砂纸细磨，用研磨膏抛光，所选抛光膏颗粒度为0.5，用keller试剂（2mL HF+3mL HCl+5mL HNO3+190mL H2O）腐蚀5 s后用水冲洗，再用酒精清洗并吹干，在Leica DM IRM 型光学显微镜(OM) 下观察显微组织；采用JEOL JXA-8100 型扫描电镜(SEM)观察合金的微观组织及其拉伸断口形貌，并利用其配备的OXFORD-7412型能谱仪(EDS)分析合金成分；结合Jade6.0软件，利用X射线衍射仪对试样进行物相分析。

2、试验结果及讨论

2.1 时效处理对AlSi7CuMnMg铝硅合金力学性能的影响

2.1.1 不同时效温度对合金力学性能的影响

取5组试样分别对其进行不同的时效处理，时效时间为6 h，时效温度为150、160、170、180、190 ℃，其力学性能与时效制度的关系见图2和表3。从表3可看出，随着时效温度升高，材料的屈服强度明显提高；时效温度为150 ℃时，相比于压铸态变化不明显，当温度提高到160 ℃时，达到了160 MPa，相比于150 ℃时的试样提高了22%；在时效温度为180 ℃时，试样的屈服强度达到189 MPa，在压铸态基础上提高了45%。由表3可知，时效温度在升至170℃前，材料的屈服强度随温度升高而提高，而当时效温度达到170℃后，温度继续上升，屈服强度变化不大，温度为190 ℃时，合金进入过时效阶段，屈服强度开始下降。材料的抗拉强度随时效温度的升高变化不大，时效温度为170 MPa时达到峰值303 MPa；随后材料的抗拉强度有所下降，190 ℃时降至281 MPa。随着时效温度升高，伸长率从铸态的11%下降至时效温度为190℃时的4.3%。为了更直观地表示不同热处理制度对AlSi7CuMnMg合金强塑性的影响程度，引入强韧化指数K，K值的大小以相同的强度、塑性为前提，强度越高、塑性越好，则K值越大。以AlSi7CuMnMg压铸态不做任何热处理时的力学性能作为比较标准，则强韧化指数K值的数学表达式为：

式中，为合金经不同热处理制度后的实测力学性能值；为合金压铸态的力学性能平均值。表3为AlSi7CuMnMg合金压铸态及保温6 h下不同时效温度的力学性能及强韧化指数，从表3可知，3号试样的强韧化指数K值最大，为1.039，表明3号试样具有最佳的综合力学性能。

表3 不同时效温度下AlSi7CuMnMg合金的力学性能

2.1.2 不同时效时间对合金力学性能的影响

在时效温度为170 ℃下设定时效时间为2、4、6、8及10 h对AlSi7CuMnMg合金进行低温时效热处理。表4为各时效处理制度下AlSi7CuMnMg合金的力学性能。由表4可知，随着低温时效时间延长，材料的屈服强度提高，时效10 h下材料的屈服强度达到198 MPa，相较铸态上升了52.3%；伸长率呈下降趋势，时效时间为10 h材料的断后伸长率仅为5.0%，较铸态下降了54%；材料的抗拉强度随保温时间的延长变化不明显。从表4可以看出，3号试样的强韧化指数K值仍为最大，这表明时效温度为170 ℃时，保温6 h为最佳时效时间。

表4 不同时效时间下AlSi7CuMnMg合金力学性能

2.2 时效处理对AlSi7CuMnMg铝硅合金组织的影响

2.2.1 不同时效温度对合金组织的影响

图2为保温6 h不同时效温度下AlSi7CuMnMg合金的金相组织。可以看出，不同时效制度下合金的显微组织差别不大，主要由大量白色块状、棒状的α-Al基体和呈黑色细小颗粒状、层片状的α-Al+Si共晶硅组成；共晶硅相分布在晶粒边界处，各晶粒间尺寸分布不均匀，呈团簇状分布的1-Al是在合金进入压室内产生的，由于冷却速度较慢，晶粒有足够的时间长大，故其尺寸较大，表现出明显的树枝晶特征；而2-Al形成时其冷却凝固速率相对较快，组织呈细小颗粒状等轴分布，见图4d。另外，金相组织中还存在着少量浅灰色细小圆块状含锰相，铸态下，这些含锰相尺寸较小，主要分布于晶界处，经过低温人工时效处理后，含锰相逐渐长大，开始聚集粗化，这些细小含锰相的聚集能够钉扎位错，阻碍变形时位错的滑移，提高材料的屈服强度。

图2 不同时效温度下AlSi7CuMnMg合金的金相组织（OM）

图3为不同状态下AlSi7CuMnMg合金的扫描组织图，其中图3d、图3e及图3f分别为铸态、150 ℃下保温6 h以及170 ℃下保温6 h合金的主要元素面扫分布图。可以看出，深灰色为-Al基体，Si元素以浅灰色层片状的形式弥散分布在晶界处，亮白色区域为以Cu、Mg及Mn为主要元素的第二相。经低温时效处理后，共晶硅更加均匀弥散分布在基体间，其片层间距逐渐减小；Mn呈细小白色的圆点状，见图5b，随着时效温度的升高,在晶界处富集形成强化相，Cu、Mg铸态时分布不明显，经过170℃6h低温时效后，开始聚集在晶界处析出,见图5c。

一般来说，亚共晶AlSiCuMg合金在时效过程中会析出β-Mg2Si相和α-Al2Cu等强化相，提高合金强度。图3为各点的EDS能谱成分分析，图4为不同状态下合金的X射线衍射图谱。根据摩尔比，可确定点1、点2分别为α-Al基体与α-Al+Si共晶硅，点3~6为不同热处理状态下的白色亮点，从能谱分析结果可知点3、4、5为含锰相，相中锰含量逐渐升高，根据图6衍射图谱的结果可确定该相为Al_4.01MnSi_0.74；点6中Cu、Mg元素含量明显增多，Cu对铝硅合金强化作用的贡献需基于与Mg的交互作用，析出包括Q-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相和W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相等在内的强化相；由于Cu、Mg元素在AlSi7CuMnMg合金成分的占比较小，X射线衍射图谱并未检测出对应的强化相，但根据表5可推测，经过170 ℃6 h低温时效处理后，基体可能存在的强化相为W-Al₂Si₅Cu₄Mg₄相；由于压铸过程中的高速高压及模具的激冷作用，以Cu、Mg、Mn等溶质原子在基体中未来得及完全析出，随着时效过程进行，溶质原子不断脱溶，形成与母相保持共格关系的偏聚G.P.区。时效温度升高，偏聚区转变为亚稳过渡相，与母相呈半共格关系，使晶体点阵发生畸变，阻碍位错运动，合金的屈服强度不断提高，180 ℃时达到峰时效状态；当时效温度进一步升高，过渡相转变为尺寸较大的稳定平衡相，与母相完全不共格，具有较高的界面能，位错以奥罗万绕过机制运动，合金强度随着脱溶相尺寸的增大而降低，进入过时效阶段，表现为时效温度由180 ℃升至190 ℃时，合金的屈服强度由189 MPa降低至183 MPa。

图3 不同状态下AlSi7CuMnMg合金的SEM组织
(a)、(d) 铸态；(b)、(e) 150℃6h；(c)、(f) 170℃6h

表5 图5中各点EDS能谱结果（xb/%）

图4 不同状态下AlSi7CuMnMg合金的X射线衍射图谱
(a) 铸态; (b) 150℃×6h; (c) 170℃×6h

图5 不同状态下AlSi7CuMnMg合金的SEM组织
(a) 铸态; (b) 170℃6h

为进一步分析时效处理后合金中第二相的变化情况，采用Image-Pro Plus软件统计了图5合金组织中第二相的晶粒尺寸和面积分数，结果见表6。结合表6可看出，时效处理后，分布在基体的第二相数量减少，尺寸增大，最大达到了6.27，其平均晶粒尺寸由铸态时的1.11增加至2.01，主要以块状、原点状富集在各晶粒交界处，少数沿晶界呈网状分布。合金经过170 ℃×6 h的时效处理后，第二相质点在-Al基体和共晶硅相之间聚集长大，能够更加牢固地钉扎位错，同时位错切过第二相粒子增加新的界面能，屈服强度得到有效提高；随着第二相的聚集和粗化，合金的塑性逐渐下降。

表6 图5中第二相晶粒尺寸及面积分数统计

图7为不同状态下AlSi7CuMnMg合金经室温拉伸后的断口形貌对比图。从图8a~图8c中可看到粗大条状的撕裂棱，数条相间分布的撕裂棱形成河流花样的断口形貌，在高倍下可观察到大面积的解理面，拉伸变形在有缺陷的地方产生应力集中，从而形成微裂纹。裂纹首先在晶粒内部长大，随后沿着晶界向相邻晶粒扩展形成解离平面，这为典型的脆性断裂特征。还存在着一些浅小稀疏的韧窝，韧窝的尺寸大小由材料本身塑性变形的能力和第二相的大小和密度所决定，这表明AlSi7CuMnMg合金经低温时效处理后室温拉伸的断裂方式为混合断裂。图8f所呈现出的断口组织中出现了典型的显微缩松形貌，这是由于压铸过程中金属液凝固产生收缩而形成，由于冷却速度不均匀，铸件表面和先接近模具的地方快速冷却凝固，阻碍了后续金属液的补缩通道，使铸件内部产生缩松孔洞，对合金力学性能造成不利影响。

图6 不同状态下AlSi7CuMnMg合金室温拉伸后的断口形貌（SEM）
(a)、(d) 铸态; (b)、(e) 150℃6h; (c)、(f) 170℃6h

2.2.2 不同时效时间对合金组织的影响

在170 ℃下保温不同时间后合金的金相显微组织见图7。可看出，基体组织分为初生1-Al和次生2-Al，分别以粗大块状、不规则的团簇状和细小圆状等多种形态呈现，共晶硅相呈树状和条状分布在晶界处，同时存在一定的Si偏析现象，对合金性能产生不利影响。随着时效时间延长，晶界处第二相质点不断富集粗化，位错滑移时与这些第二相粒子发生交互作用，阻碍位错的进一步滑移，使得材料屈服强度不断提高，而第二相粒子分布于基体和晶界，增大了材料变形的不均匀性和不协调性，材料的塑性降低。