固溶處理對低壓鑄造ZL114A鋁合金力學(xué)性能及顯微組織的影響

田少鯤, 王 萍, 郁瑞興, 陳 鑫, 朱世豪, 高新亮, 黃艷軍, 莊圓宏

(首都航天機(jī)械有限公司, 北京 100076)

鑄造鋁合金憑借較低的密度、較高的比強(qiáng)度及優(yōu)良的耐腐蝕性能,在汽車、船舶、航空航天、機(jī)械制造領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-2]。ZL114A鋁合金屬于Al-Si-Mg系高強(qiáng)鑄造鋁合金,其相比于ZL101A鋁合金具有更高的Mg含量,因此力學(xué)性能更高[3-4];其鑄造性能、抗熱裂性、焊接性能良好,適于制造大型薄壁結(jié)構(gòu)件[5-6]。

近年來,研究人員在熔煉鑄造、合金化、熱處理工藝及性能等方面開展了一些工作。宛農(nóng)等[7]通過熱力學(xué)軟件定量計算了平衡條件下AlSi7Mg系鋁合金的組織,表明Mg元素含量決定了合金中強(qiáng)化相的析出溫度及數(shù)量,超過200 ℃時效會使強(qiáng)化效果急劇衰退。李沖[8]對Al-Mg-Si合金及Al-Mg-Si-Cu-(Ag)合金的凝固過程、組織演變,特別是沉淀析出相的演變過程進(jìn)行了詳細(xì)研究,同時提出了初生Mg2Si相的生長機(jī)理及控制。劉斌等[9]研究發(fā)現(xiàn),向ZL114A鋁合金中添加0.03%Sr可以通過細(xì)化、球化共晶硅形貌來提高合金的強(qiáng)度及伸長率,斷裂模式也由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐嗔?。張令柱[10]通過固定不同變量,研究了不同含量的Mg、Al-10Sr、Al-5Ti-B對合金的顯微組織、力學(xué)性能及斷口形貌的影響規(guī)律。張翼[11]研究發(fā)現(xiàn),向合金中添加約0.2%Zr可以有效細(xì)化晶粒,球化共晶硅,提高合金的性能;但過量的Zr易生成粗大的Al3Zr相,晶粒細(xì)化及變質(zhì)作用衰減。李登元[12]向ZL114A鋁合金中添加約0.3%Y可以改變共晶硅形貌,T6態(tài)抗拉強(qiáng)度及伸長率可達(dá)339 MPa和6.2%。肖遠(yuǎn)倫等[13-17]針對ZL114A鋁合金的熱處理工藝開展了相關(guān)研究,在淬火介質(zhì)、固溶制度、時效制度等方面的研究結(jié)果存在一定的差異,最優(yōu)固溶溫度從530 ℃到550 ℃不等,保溫時間也從6 h到12 h不等。

低壓鑄造是利用外加力使金屬液充分進(jìn)入型腔并凝固成形,與重力鑄造相比,具有充型平穩(wěn),鑄件結(jié)構(gòu)緊湊,疏松、縮孔等缺陷少,組織致密,性能優(yōu)良的特點(diǎn)[18]。單嘉立等[19]結(jié)合數(shù)值模擬和工藝試驗(yàn),對低壓鑄造工藝進(jìn)行設(shè)計,成功制備了具有優(yōu)異綜合力學(xué)性能的ZL114A鋁合金艙段殼體。本文以低壓鑄造ZL114A鋁合金為研究對象,探究固溶溫度與時間對合金力學(xué)性能及顯微組織的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)原材料為采用低壓鑄造方法制備得到的ZL114A鋁合金,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為6.5～7.5Si、0.45～0.6Mg、0.1～0.2Ti、0.04～0.07Be、≤0.2Fe、≤0.1Mn,余量Al。將鑄造得到的合金切割成尺寸約為20 mm×70 mm×90 mm的試塊進(jìn)行固溶和時效處理,固溶溫度分別530、540和550 ℃(溫度控制在±2 ℃),固溶時間分別為6、10和14.5 h,時效溫度為170 ℃,時效時間為6 h。

將不同熱處理狀態(tài)(鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效態(tài))的ZL114A鋁合金試塊加工成尺寸約為20 mm×15 mm×15 mm的金相試樣,經(jīng)打磨、拋光后使用Keller試劑(2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+0.5 mL HF+95.5 mL H2O)進(jìn)行浸蝕,洗凈吹干后在光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織,再將不同狀態(tài)的合金試塊上下表面打磨至光滑平面,利用HP-250型布氏硬度計進(jìn)行硬度檢測,壓球直徑為φ5 mm,加載載荷為250 kg,每種狀態(tài)試樣至少測試3個數(shù)據(jù),取平均值。另按照圖1將不同狀態(tài)的ZL114A鋁合金試塊加工成拉伸試棒,因?yàn)殍T態(tài)合金的組織、性能各向同性,因此拉伸試棒不區(qū)分取樣方向。拉伸試驗(yàn)參照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分:室溫試驗(yàn)方法》測試3根不同狀態(tài)試棒的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及斷后伸長率,計算平均值。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金組織及力學(xué)性能

利用JmatPro軟件對ZL114A鋁(以Al-7Si-0.5Mg-0.15Ti為例)合金中各相含量隨溫度的變化趨勢進(jìn)行模擬分析,結(jié)果如圖2所示。從圖2(a)可以看出,在室溫下合金中主要存在α-Al相、共晶Si相,少量的Mg2Si相、Al3Ti相以及微量的含F(xiàn)e、Mn元素的雜質(zhì)相。從圖2(b, c)可以看出,由于存在共晶關(guān)系,當(dāng)溫度由室溫升至約560 ℃時,α-Al相和共晶Si相發(fā)生熔融,生成液相。因此,在進(jìn)行固溶處理時,固溶溫度的選擇不能超過550 ℃。由圖2(d)可以看出,隨著溫度由室溫升至300 ℃時,Mg2Si相含量變化不大,而當(dāng)溫度超過300 ℃時,Mg2Si相大量回溶于α-Al基體當(dāng)中,當(dāng)溫度升至約520 ℃時,Mg2Si相完全溶于基體,因此在520 ℃以上固溶處理可以達(dá)到很好的固溶效果。

圖2 ZL114A鋁合金的相圖(a)及α-Al(b)、共晶Si(c)和Mg2Si(d)相含量的變化曲線Fig.2 Phase diagram(a) and change curves of α-Al(b), eutectic Si(c) and Mg2Si(d) phase content of the ZL114A aluminum alloy

對鑄態(tài)ZL114A鋁合金的力學(xué)性能及顯微組織進(jìn)行測試觀察,結(jié)果如表1和圖3所示。從圖3可以看出,鑄態(tài)ZL114A鋁合金基體呈典型的等軸枝狀組織,主要由α-Al相、多邊形初生Si相和較為光滑細(xì)小的Mg2Si及Al、Si共晶相組成。初生Si相在晶粒內(nèi)部和靠近晶界位置均有分布,Mg2Si及Al、Si共晶相在晶界處,未觀察到少量的Al3Ti相以及微量的含F(xiàn)e、Mn元素的雜質(zhì)相。初生Al3Ti相可以起到異質(zhì)形核核心的作用,從而在一定程度上細(xì)化晶粒。晶粒大小為幾十微米到幾百微米之間,晶間共晶相為連續(xù)網(wǎng)狀,寬度可達(dá)幾十微米甚至近百微米。較為粗大的多邊形初生Si相及粗大的共晶相對合金的性能極為不利,需要在熱處理過程中改變組織狀態(tài),改善性能。

表1 鑄態(tài)ZL114A鋁合金的力學(xué)性能

2.2 固溶處理對合金力學(xué)性能的影響

由上述分析得知,ZL114A鋁合金的固溶溫度不宜超過550 ℃,同時也不宜低于520 ℃。超過550 ℃會導(dǎo)致合金發(fā)生過燒,低于520 ℃會導(dǎo)致初生Mg2Si相無法全部回溶于α-Al基體當(dāng)中,都會對合金的最終性能帶來不利影響,因此固溶溫度選取530、540、550 ℃,研究固溶制度對合金力學(xué)性能及顯微組織的影響規(guī)律。

以540 ℃保溫14.5 h固溶處理為例,對比分析鑄態(tài)和固溶態(tài)ZL114A鋁合金力學(xué)性能和顯微組織的變化,如表2和圖4所示。結(jié)合表1和圖3可以看出,ZL114A鋁合金經(jīng)過固溶處理后的硬度和強(qiáng)度明顯增加,但伸長率有所降低。影響合金固溶處理后的強(qiáng)度、硬度、斷后伸長率的因素主要有:①在固溶處理過程中,很多第二相尤其是Mg2Si相回溶于α-Al基體當(dāng)中,Mg、Si等固溶原子的回溶使得α-Al晶格發(fā)生了畸變,對位錯的滑移和攀移有很大的阻礙作用,使位錯的運(yùn)動難以進(jìn)行,極大地提高了合金的強(qiáng)度及硬度,但會使合金的塑性(即斷后伸長率)大幅度下降,這是固溶處理過程中引起合金性能變化的主導(dǎo)因素。②在固溶處理過程中,共晶Si相會逐漸的熔斷、球化,其可以通過圖4看出,在經(jīng)過固溶處理后,合金當(dāng)中的共晶Si相已接近球形,其大小僅為幾微米到十幾微米,共晶Si相的熔斷、球化會使合金的塑性得到一定程度的提高。③在固溶處理過程中,晶粒會逐漸長大,對合金的強(qiáng)硬度和塑性不利。綜上分析,在固溶處理過程中,第二相的回溶對合金的影響占主導(dǎo)地位,因此合金的強(qiáng)度、硬度會大幅度提升,但是伸長率有所降低。

表2 ZL114A鋁合金540 ℃固溶14.5 h后的力學(xué)性能

圖4 ZL114A鋁合金540 ℃固溶14.5 h后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the ZL114A aluminum alloy after solid solution at 540 ℃ for 14.5 h

ZL114A鋁合金經(jīng)不同溫度和時間固溶處理和170 ℃×6 h時效處理后的力學(xué)性能及對比如表3和圖5所示。從圖5(a)可以看出,固溶溫度一定時,隨著固溶時間由6 h延長至14.5 h,ZL114A鋁合金時效后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率變化不明顯,說明固溶6 h時已基本達(dá)到固溶效果,延長固溶時間對合金的性能基本上沒有提高。合金在530 ℃下保溫6～14.5 h,抗拉強(qiáng)度變化范圍在5.9%以內(nèi),屈服強(qiáng)度變化范圍在3.7%以內(nèi)。在540 ℃下保溫6～14.5 h,抗拉強(qiáng)度變化范圍在2.1%以內(nèi),屈服強(qiáng)度變化范圍在1.7%以內(nèi)。在550 ℃下保溫6～14.5 h后,合金的抗拉強(qiáng)度變化范圍在1.0%以內(nèi),屈服強(qiáng)度變化范圍在5.4%以內(nèi)。保溫時間延長,合金晶粒的長大趨勢不明顯,對固溶時間的敏感性不強(qiáng),即使保溫時間延長至14.5 h,合金性能依然保持在較高水平。

表3 不同固溶和時效處理后ZL114A鋁合金的力學(xué)性能

圖5 ZL114A鋁合金經(jīng)不同工藝固溶處理和170 ℃×6 h時效后的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度;(b)屈服強(qiáng)度;(c)伸長率Fig.5 Mechanical properties of the ZL114A aluminum alloy after different solution treatments and aging at 170 ℃ for 6 h(a) tensile strength; (b) yield strength; (c) elongation

通過表3和圖5還可以看出,經(jīng)過540 ℃固溶處理后,T6態(tài)合金的平均強(qiáng)度與經(jīng)過550 ℃固溶處理的合金平均強(qiáng)度近乎一致。而經(jīng)過540 ℃或550 ℃固溶處理后,T6態(tài)合金的平均強(qiáng)度比經(jīng)過530 ℃固溶處理的合金平均強(qiáng)度要高一些,抗拉強(qiáng)度比530 ℃高約7.22%,屈服強(qiáng)度高約6.35%。對比3種固溶溫度下T6態(tài)合金的平均伸長率,經(jīng)過540 ℃固溶處理的合金比經(jīng)過530 ℃固溶處理和經(jīng)過550 ℃固溶處理的兩種合金要高,分別高出26.0%和11.0%。綜上所述,對于ZL114A鋁合金來說,最為合適的固溶溫度應(yīng)為540 ℃。

2.3 固溶處理制度對T6態(tài)合金顯微組織的影響

ZL114A鋁合金經(jīng)不同溫度和時間固溶處理和170 ℃×6 h時效處理后的顯微組織如圖6所示。可以看出,經(jīng)過530 ℃固溶6 h后,合金當(dāng)中仍存在大量的第二相。此時,ZL114A鋁合金的組織主要由α-Al相、共晶Si相以及部分未完全回溶的Mg2Si相為主。此時晶粒大小約為幾十微米到幾百微米,晶間共晶相寬度仍達(dá)幾十微米甚至上百微米;仍可見20～30 μm的多邊形初生Si相;Mg2Si相已有部分回溶,但未完全固溶于α-Al基體當(dāng)中;共晶Si相逐漸球化,仍有部分為短棒狀,其尺寸為幾微米到二十微米之間。因?yàn)橛形椿厝艿腗g2Si相存在,以及球化效果不理想的共晶Si相,將會導(dǎo)致合金在時效處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率比較低,這與力學(xué)試驗(yàn)結(jié)果相一致。

圖6 ZL114A鋁合金經(jīng)不同工藝固溶處理和170 ℃×6 h時效后的顯微組織固溶溫度:(a～c)530 ℃;(d～f)540 ℃;(g～i)550 ℃固溶時間:(a,d,g)6 h;(b,e,h)10 h;(c,f,i)14.5 hFig.6 Microstructure of the ZL114A aluminum alloy after different solution treatments and aging at 170 ℃ for 6 hSolution temperature: (a-c) 530 ℃; (d-f) 540 ℃; (g-i) 550 ℃ Solution time: (a,d,g) 6 h; (b,e,h) 10 h; (c,f,i) 14.5 h

從圖6(a～c)中可以看出,隨著固溶處理時間的增加,即在530 ℃下固溶時間延長至10 h和14.5 h時,晶間未回溶的Mg2Si相會繼續(xù)溶解,可以看出晶間Al、Si共晶相的寬度逐漸減小,保溫10 h時,晶間Al、Si共晶相的寬度約為10～80 μm,保溫14.5 h時,晶間Al、Si共晶相的寬度為5～50 μm。不管是Mg2Si相,還是晶間的Al、Si共晶相,隨著固溶時間的增加,其回溶效果、球化效果都會有所改善。不過該溫度還不能使全部Mg2Si相回溶,因此,在此溫度下進(jìn)行固溶處理的效果并不理想。而在530 ℃下保溫6、10和14.5 h后,合金的晶粒大小變化不大,這說明合金對固溶時間參數(shù)并不十分敏感,即在同一溫度下,比較寬泛的保溫時間范圍內(nèi)進(jìn)行固溶處理,合金的力學(xué)性能將不會有明顯變化,這也與上述力學(xué)試驗(yàn)結(jié)果一致。

從圖6(d)可以看出,2L114A鋁合金在540 ℃下保溫6 h后,合金的組織主要由α-Al相、共晶Si相為主,此時已基本看不到未回溶的Mg2Si相,共晶Si相球化效果也比較理想,此時晶粒大小仍為幾十微米到幾百微米,晶間Al、Si共晶相寬度為10～80 μm。相比于530 ℃下保溫6 h,其固溶效果更好。通過前文經(jīng)540 ℃保溫6 h后T6態(tài)合金較為優(yōu)良的性能,也印證了這一點(diǎn)。通過圖6(e,f)可以看出,隨著固溶保溫時間的延長,合金的組織并無明顯變化,第二相回溶情況及共晶Si相球化效果相對保溫6 h好一些,晶間Al、Si共晶寬度變小,在保溫14.5 h后,為5～50 μm。晶粒大小與530 ℃固溶處理后的合金差異不大,為幾十微米到幾百微米。

對比圖6(d～f)和圖6(g～i),可以看出,ZL114A鋁合金經(jīng)過540 ℃與550 ℃固溶處理后,其顯微組織幾乎一樣,均為α-Al相和球化效果較好的共晶Si相組成。因此,經(jīng)過540 ℃與550 ℃固溶處理后的T6態(tài)合金力學(xué)性能相似。

基于細(xì)晶強(qiáng)化及第二相強(qiáng)化理論,分析不同固溶處理后合金強(qiáng)度變化機(jī)理,引起合金屈服強(qiáng)度變化的因素由以下式(1)～(4)表示[20]:

σ0.2=σ0+σOR+σHP+σWH+σSO

(1)

(2)

(3)

(4)

對于相同合金,σ0為固定值;通過圖6可知,經(jīng)過不同固溶處理后合金的晶粒度相似,因此σHP值也是相似的;ZL114A鋁合金不存在變形加工,因此σWH為0。綜上,導(dǎo)致合金在530 ℃下固溶處理后強(qiáng)度偏低的原因在于σSO和σOR。530 ℃固溶處理后,還存在少量未回溶的Mg2Si相,因此σSO值低于在540 ℃及550 ℃固溶處理后的σSO值;由于Mg2Si相回溶不充分,進(jìn)而導(dǎo)致時效處理過程中的彌散析出相體積分?jǐn)?shù)減少,σOR值降低。因此ZL114A鋁合金在530 ℃固溶處理后強(qiáng)度偏低是受到σSO和σOR鋁的雙重影響。

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)ZL114A鋁合金基體呈典型的等軸枝狀組織,主要由α-Al相、多邊形初生Si相和較為光滑細(xì)小的Mg2Si及Al、Si共晶相組成。鑄態(tài)合金的硬度僅為40.4 HBW,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度僅為126.0 MPa和66.0 MPa,合金具有較高的伸長率,為14.7%。

2) 通過JmatPro分析得到,ZL114A鋁合金的固溶溫度應(yīng)在520 ℃以上,且不應(yīng)該超過550 ℃。經(jīng)過固溶處理后,合金基體主要由α-Al相和近似于球狀的共晶Si相組成,合金的硬度為71.9 HBW,抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率分別為266.7 MPa、161.7 MPa和12%。

3) 經(jīng)過530 ℃固溶處理的T6態(tài)ZL114A鋁合金的力學(xué)性能較540 ℃和550 ℃固溶處理的低,這是因?yàn)镸g2Si相沒有完全回溶且共晶Si相球化效果不好,因此540 ℃是最適合的固溶溫度。

4) ZL114A鋁合金在530～550 ℃固溶處理時,保溫6、10及14.5 h后的顯微組織及力學(xué)性能無明顯差異,即在6 h基本已達(dá)到固溶效果,且在較長的時間范圍內(nèi),合金能夠保持相似的力學(xué)性能。