時(shí)效處理對(duì)AlSi9Cu3壓鑄鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

陳東俊， 李廣陽， 劉 剛

(德納(無錫)技術(shù)有限公司， 江蘇 無錫 214112)

汽車輕量化是當(dāng)前汽車產(chǎn)業(yè)可持續(xù)發(fā)展的主要方向之一。汽車輕量化主要運(yùn)用現(xiàn)代設(shè)計(jì)方法和工藝優(yōu)化設(shè)計(jì)汽車產(chǎn)品，利用新材料提升汽車綜合性能，使得汽車自重降低，同時(shí)達(dá)到降耗、環(huán)保和安全的目標(biāo)。隨著汽車輕量化的不斷推進(jìn)，車用鋁合金的使用比例不斷增加。統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，壓鑄鋁合金在汽車用鋁中占比達(dá)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(tài)或半固態(tài)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(nèi)，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(qiáng)，并且具有很高的力學(xué)性能，在歐美國家的汽車工業(yè)得到了廣泛應(yīng)用[6-7]。

隨著AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的應(yīng)用廣泛，對(duì)于其力學(xué)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(xué)性能成為當(dāng)今的研究熱點(diǎn)，眾多研究學(xué)者期望通過熱處理的方式改善AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金的力學(xué)性能。有研究表明[8]，利用低溫(<450 ℃) 固溶處理和人工時(shí)效的方式可以改變高壓鑄造AlSi9Cu3鋁合金的力學(xué)性能，低溫T6處理后AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的屈服強(qiáng)度提高了50 MPa。Pabel等[9]對(duì)AlSi9Cu3壓鑄鋁合金進(jìn)行了自然時(shí)效與人工時(shí)效相結(jié)合的方式來提升力學(xué)性能，這種方式可以在較短時(shí)間內(nèi)獲得更高的力學(xué)性能，而且自然時(shí)效和人工時(shí)效具有疊加的效果。有學(xué)者研究指出[10-11]，Al-Si-Cu-Mg合金在固溶時(shí)效過程中會(huì)有細(xì)小的Q相析出，防止位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而增強(qiáng)材料強(qiáng)度，證明Q相能有效抑制或阻礙α-Al基體中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，同時(shí)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(xué)性能。

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

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料取自某鑄造廠生產(chǎn)的AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金圓形標(biāo)準(zhǔn)試棒，尺寸為φ10 mm×170 mm。根據(jù)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(cè)得其化學(xué)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(shí)效處理(T5)對(duì)AlSi9Cu3高壓鑄造鋁合金顯微組織和力學(xué)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

將1組鑄態(tài)試棒和2組熱處理試棒用微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測(cè)試，獲得試棒的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長率。利用JSM-IT500掃描電鏡(SEM)和能譜儀(EDS)進(jìn)行斷口分析和微區(qū)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(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用HB-3000B-I型布氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

圖2為AlSi9Cu3壓鑄鋁合金經(jīng)時(shí)效處理后的顯微組織。從圖2可知，時(shí)效態(tài)顯微組織主要為呈等軸晶結(jié)構(gòu)的初生α-Al相 (白色區(qū)域)和呈短桿狀結(jié)構(gòu)的共晶Si相(灰色區(qū)域)。有研究[12]認(rèn)為AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的時(shí)效脫溶貫序?yàn)椋哼^飽和固溶體→GP區(qū)→ θ″相→θ′相→θ相。首先過飽和固溶體析出GP區(qū)，GP區(qū)形成后接著會(huì)析出θ″過渡相，θ″相具有正方結(jié)構(gòu)，基本上屬于一個(gè)畸變的面心結(jié)構(gòu)，并且θ″相是以{100}α為慣習(xí)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(jié)構(gòu)，成分近似Al2Cu，θ′相的慣習(xí)面以及與基體的取向關(guān)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(shí)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(shí)效態(tài)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(jìn)一步分析AlSi9Cu3壓鑄鋁合金時(shí)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(shí)效態(tài)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(qū)域主要是大量的白色片狀析出相，結(jié)合表2可知，區(qū)域C主要富含了Al、Cu等元素。結(jié)合文獻(xiàn)[13]推斷C和F區(qū)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(shí)效的進(jìn)行，最終θ-Al2Cu 平衡相作為強(qiáng)化相在晶界上析出。在實(shí)際生產(chǎn)中往往進(jìn)行人工時(shí)效處理提高生產(chǎn)效率，鑄件經(jīng)高壓鑄造后，在時(shí)效處理過程中會(huì)從過飽和固溶體中析出細(xì)小彌散的第二相，使鋁基體得到強(qiáng)化[14]。圖3(b, c)中箭頭所示的D和E區(qū)域分布著顆粒狀或塊狀粒子，結(jié)合表2可知，區(qū)域D主要富含Al、Si元素，該區(qū)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(shí)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(jié)合表2可以看出，區(qū)域H主要富含Al、Si、Fe和Mn等元素。根據(jù)文獻(xiàn)[15]推斷該類灰色析出相主要是α-Fe相。

圖3 時(shí)效態(tài)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(qū)的EDS分析 (質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

2.2 力學(xué)性能分析

在室溫條件下對(duì)AlSi9Cu3壓鑄鋁合金鑄態(tài)和時(shí)效態(tài)試棒進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如表3所示。從表3可知，AlSi9Cu3壓鑄鋁合金時(shí)效態(tài)的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率和硬度分別為375 MPa、258 MPa、4.0% 和94 HBW。與鑄態(tài)相比，時(shí)效態(tài)的抗拉強(qiáng)度增加了26 MPa(提高7%)，屈服強(qiáng)度未發(fā)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(shí)效處理后AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的抗拉強(qiáng)度和硬度都得到了顯著提升。

表3 AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的力學(xué)性能

2.3 拉伸斷口形貌分析

圖4為時(shí)效態(tài)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(fā)現(xiàn)明顯的塑性變形，說明在拉伸過程中，裂紋萌生迅速，因此時(shí)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(zhǔn)解理斷裂和少量沿晶斷裂的混合斷裂模式。為了進(jìn)一步研究AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的斷裂機(jī)制，對(duì)斷口的縱向顯微組織進(jìn)行觀察，如圖4(c, d)所示。從圖4(c)可知，初生α-Al晶胞內(nèi)并未發(fā)現(xiàn)裂紋，裂紋主要分布在共晶Si區(qū)域，并沿著團(tuán)簇狀共晶Si擴(kuò)展，從而導(dǎo)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(qū)域可以看出，斷裂面上的裂紋處發(fā)現(xiàn)了θ-Al2Cu 析出相，使得材料的強(qiáng)度得到顯著的改善。由此可見，時(shí)效態(tài)AlSi9Cu3壓鑄鋁合金的抗拉強(qiáng)度和硬度升高的原因是在時(shí)效過程中θ-Al2Cu相開始從過飽和固溶體中析出，產(chǎn)生析出強(qiáng)化作用并阻礙了萌生于共晶Si與基體結(jié)合處的裂紋的擴(kuò)展過程。

圖4 時(shí)效態(tài)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(jié)論

1) AlSi9Cu3壓鑄鋁合金試樣經(jīng)T5人工時(shí)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(shí)效析出的θ-Al2Cu相和α-Fe相。

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

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