時效處理對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金組織和力學性能的影響

陳東俊， 李廣陽， 劉 剛

(德納(無錫)技術有限公司， 江蘇 無錫 214112)

汽車輕量化是當前汽車產業可持續發展的主要方向之一。汽車輕量化主要運用現代設計方法和工藝優化設計汽車產品，利用新材料提升汽車綜合性能，使得汽車自重降低，同時達到降耗、環保和安全的目標。隨著汽車輕量化的不斷推進，車用鋁合金的使用比例不斷增加。統計結果表明，壓鑄鋁合金在汽車用鋁中占比達55%以上[1-3]。

壓鑄工藝分為低壓鑄造和高壓鑄造[4]，其中高壓鑄造(HPDC)是一種將液態或半固態金屬或合金，在高壓下以較高的速度填充入鋼制模具的型腔內，并使金屬或合金在壓力下凝固形成鑄件的鑄造工藝[5]。AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的工藝鑄造性好、充型能力強，并且具有很高的力學性能，在歐美國家的汽車工業得到了廣泛應用[6-7]。

隨著AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的應用廣泛，對于其力學性能的要求也越來越高，如何提升AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的力學性能成為當今的研究熱點，眾多研究學者期望通過熱處理的方式改善AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的力學性能。有研究表明[8]，利用低溫(<450 ℃) 固溶處理和人工時效的方式可以改變高壓鑄造AlSi9Cu3鋁合金的力學性能，低溫T6處理后AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的屈服強度提高了50 MPa。Pabel等[9]對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金進行了自然時效與人工時效相結合的方式來提升力學性能，這種方式可以在較短時間內獲得更高的力學性能，而且自然時效和人工時效具有疊加的效果。有學者研究指出[10-11]，Al-Si-Cu-Mg合金在固溶時效過程中會有細小的Q相析出，防止位錯的運動，從而增強材料強度，證明Q相能有效抑制或阻礙α-Al基體中位錯的運動，同時Cu、Mg含量和冷卻速率的增加可以提高Al-Si-Cu鑄造合金的力學性能。

基于以上研究可以發現，人工時效處理對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金組織和力學性能影響的研究還比較少。因此，本文通過對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金進行160 ℃保溫6 h的時效工藝，研究此時效工藝對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金微觀組織和力學性能的影響，以期對AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金在實際生產過程中熱處理工藝制定提供參考。

1 試驗材料及方法

試驗材料取自某鑄造廠生產的AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金圓形標準試棒，尺寸為φ10 mm×170 mm。根據GB/T 13822—2017《壓鑄有色合金試樣》制備A型試棒，如圖1所示。利用光譜儀(OES)測得其化學成分如表1所示。將2組AlSi9Cu3壓鑄鋁合金拉伸試棒置于電阻爐中加熱到160 ℃保溫6 h后空冷，研究時效處理(T5)對AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金顯微組織和力學性能的影響。

圖1 AlSi9Cu3壓鑄鋁合金拉伸試棒示意圖Fig.1 Schematic diagram for tensile bar of the AlSi9Cu3 HPDC aluminum alloy

表1 AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的化學成分(質量分數，%)

將1組鑄態試棒和2組熱處理試棒用微機控制電子萬能試驗機進行拉伸測試，獲得試棒的抗拉強度、屈服強度以及伸長率。利用JSM-IT500掃描電鏡(SEM)和能譜儀(EDS)進行斷口分析和微區成分分析。另從試棒上制取金相試樣，用Keller試劑(1.0 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)腐蝕后在蔡司光學顯微鏡下觀察顯微組織。采用HB-3000B-I型布氏硬度計進行硬度測試。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

圖2為AlSi9Cu3壓鑄鋁合金經時效處理后的顯微組織。從圖2可知，時效態顯微組織主要為呈等軸晶結構的初生α-Al相 (白色區域)和呈短桿狀結構的共晶Si相(灰色區域)。有研究[12]認為AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的時效脫溶貫序為：過飽和固溶體→GP區→ θ″相→θ′相→θ相。首先過飽和固溶體析出GP區，GP區形成后接著會析出θ″過渡相，θ″相具有正方結構，基本上屬于一個畸變的面心結構，并且θ″相是以{100}α為慣習面的完全共格盤狀脫溶物。繼θ″相之后析出另一種過渡相θ′相，θ′相也是正方結構，成分近似Al2Cu，θ′相的慣習面以及與基體的取向關系和θ″相一樣。隨著θ′相的長大，其周圍的θ″相溶解。在更長時間的保溫過程中，平衡相θ相在晶界上形核。最終θ相長大，θ′相溶解[12]。

圖2 時效態AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的顯微組織Fig.2 Microstructure of the aged AlSi9Cu3 HPDC aluminum alloy

采用掃描電鏡(SEM)和能譜儀(EDS)進一步分析AlSi9Cu3壓鑄鋁合金時效處理后的顯微組織形貌特征，如圖3和表2所示。由圖3(a)可知，時效態組織中分布著彌散狀的白色析出相，有的呈長條狀，尺寸不一，分布沒有明顯的方向性。圖3(b, c)中箭頭所示的C和F區域主要是大量的白色片狀析出相，結合表2可知，區域C主要富含了Al、Cu等元素。結合文獻[13]推斷C和F區域的析出相為Al2Cu第二相析出物，呈片狀分布在初晶α-Al的晶界上。這是由于在高壓鑄造過程中，鑄件在較大的過冷度下完成凝固，從而獲得了過飽和固溶體。隨著時效的進行，最終θ-Al2Cu 平衡相作為強化相在晶界上析出。在實際生產中往往進行人工時效處理提高生產效率，鑄件經高壓鑄造后，在時效處理過程中會從過飽和固溶體中析出細小彌散的第二相，使鋁基體得到強化[14]。圖3(b, c)中箭頭所示的D和E區域分布著顆粒狀或塊狀粒子，結合表2可知，區域D主要富含Al、Si元素，該區域主要分布著共晶Si相。在圖3(d)中還能觀察到呈六邊形的灰色析出相，同時還存在縮松孔隙。圖3(e) 所示的六邊形析出相和圖3(f)箭頭所示的灰色析出相尺寸主要為1.0～10.5 μm，小尺寸的析出相呈聚集狀分布在六邊形析出相周圍。結合表2可以看出，區域H主要富含Al、Si、Fe和Mn等元素。根據文獻[15]推斷該類灰色析出相主要是α-Fe相。

圖3 時效態AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的析出相形貌Fig.3 Morphologies of precipitates in the aged AlSi9Cu3 HPDC aluminum alloy

表2 圖3中各微區的EDS分析 (質量分數, %)

2.2 力學性能分析

在室溫條件下對AlSi9Cu3壓鑄鋁合金鑄態和時效態試棒進行拉伸試驗，結果如表3所示。從表3可知，AlSi9Cu3壓鑄鋁合金時效態的平均抗拉強度、屈服強度、伸長率和硬度分別為375 MPa、258 MPa、4.0% 和94 HBW。與鑄態相比，時效態的抗拉強度增加了26 MPa(提高7%)，屈服強度未發生明顯變化，伸長率降低1.7%(下降約30%)，硬度提高了10 HBW(提升12%)。綜上所述，時效處理后AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的抗拉強度和硬度都得到了顯著提升。

表3 AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的力學性能

2.3 拉伸斷口形貌分析

圖4為時效態AlSi9Cu3壓鑄鋁合金試棒的拉伸斷口形貌。由圖4(a)可知，宏觀斷口上未發現明顯的塑性變形，說明在拉伸過程中，裂紋萌生迅速，因此時效處理后AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的伸長率降低。由圖4(b)可知，合金的斷裂方式為準解理斷裂和少量沿晶斷裂的混合斷裂模式。為了進一步研究AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的斷裂機制，對斷口的縱向顯微組織進行觀察，如圖4(c, d)所示。從圖4(c)可知，初生α-Al晶胞內并未發現裂紋，裂紋主要分布在共晶Si區域，并沿著團簇狀共晶Si擴展，從而導致合金的拉伸斷裂方式為沿晶斷裂。從圖4(d)中白色箭頭所指區域可以看出，斷裂面上的裂紋處發現了θ-Al2Cu 析出相，使得材料的強度得到顯著的改善。由此可見，時效態AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的抗拉強度和硬度升高的原因是在時效過程中θ-Al2Cu相開始從過飽和固溶體中析出，產生析出強化作用并阻礙了萌生于共晶Si與基體結合處的裂紋的擴展過程。

圖4 時效態AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的拉伸斷口形貌(a)宏觀形貌；(b)微觀形貌；(c)縱截面形貌；(d)裂紋處的析出相Fig.4 Tensile fracture morphologies of the aged AlSi9Cu3 HPDC aluminum alloy(a) macromorphology； (b) micromorphology； (c) morphology of longitudinal section； (d) precipitates at cracks

3 結論

1) AlSi9Cu3壓鑄鋁合金試樣經T5人工時效處理(160 ℃×6 h)后，顯微組織主要為等軸晶狀的初生α-Al，共晶Si相以及時效析出的θ-Al2Cu相和α-Fe相。

2) AlSi9Cu3壓鑄鋁合金經160 ℃×6 h時效處理后的平均抗拉強度、屈服強度、伸長率和硬度分別為375 MPa、258 MPa、4.0%和94 HBW。與鑄態的力學性能相比，抗拉強度提升了7%、硬度提升了12%，但塑性有所下降。強度和硬度的提升得益于時效處理過程中析出的細小彌散的θ-Al2Cu相，產生了析出強化作用。

3) AlSi9Cu3壓鑄鋁合金經160 ℃×6 h時效處理后的拉伸斷口呈準解理和少量沿晶斷裂的混合斷裂特征。