原標題：熱處理對壓鑄AlSi10MnMg減震塔組織及力學性能的影響

摘要：采用硬度測試、拉伸測試、光學顯微鏡、掃描電鏡及透射電鏡等手段，研究了不同熱處理制度對壓鑄AlSi10MnMg合金減震塔的組織及力學性能的影響。結(jié)果表明，T5及T6熱處理可以改善減震塔的微觀組織和力學性能。T5熱處理后組織中硅相發(fā)生球化，減震塔塑性隨熱處理溫度升高而提升，經(jīng)T5（350 ℃×2 h）熱處理后伸長率達到16.32%，較鑄態(tài)的7.67%增加約100%。T6熱處理后組織析出Mg2Si等強化相，但尺寸隨溫度升高而增加，經(jīng)T6（500 ℃×2 h+175 ℃×6 h）熱處理后，材料的屈服強度為217.06 MPa，抗拉強度為294.28 MPa，伸長率為10.25%。

減震塔作為連接汽車車身以及底盤的關(guān)鍵承載部件，主要用于吸收汽車行駛過程中產(chǎn)生的沖擊載荷，服役環(huán)境較為嚴苛，對材料的強度和韌性有著較高的要求。為滿足需求，對其進行了大量研究，開發(fā)出了多種鋁合金材料以及對應加工工藝。國外開發(fā)的A357(AlSi7Mg)合金不僅具有優(yōu)異的力學性能及耐腐蝕性能，而且還具備良好的鑄造性能，但該合金由于硅含量不高，導致其流動性較差，降低了生產(chǎn)效率。AlSi10MnMg(Silafont-36)合金則由于鑄造性能、強度、伸長率、焊接等綜合性能優(yōu)良，在減震塔合金的應用中受到關(guān)注。由于減震塔平均壁厚一般在2~3 mm，而當鑄件壁厚小于4 mm時，流動性會由于金屬液的表面張力而降低，因此減震塔在模具中成形難度更大，相對于其他Al-Si系合金，AlSi10MnMg合金的Si含量較高，可以有效縮小合金的結(jié)晶溫度范圍并增加組織中硅相數(shù)量，提升合金的流動性和抗拉強度，因此特別適合減震塔的生產(chǎn)。同時，該合金中添加微量的Mn元素(0.4%~0.6%)，可以與Fe等元素形成細小彌散的AlFeSiMn相，從而降低合金的粘模傾向并通過析出強化提升AlSi10MnMg合金的綜合性能。

綜上,可見減震塔對材料強度和韌性都有較高的要求。由于AlSi10MnMg減震塔在壓鑄態(tài)韌性較低，并且合金中的Mg不能在室溫完全溶解在α-Al固溶體中，但淬火時Mg在α-Al固溶體中會處于過飽和狀態(tài)，時效處理后會析出強化相Mg2Si，該相可以顯著提升合金的強度和硬度，因此在實際生產(chǎn)中需要通過熱處理對AlSi10MnMg減震塔性能進行優(yōu)化。劉學強研究發(fā)現(xiàn)，人工時效可以改善AlSiMnMg合金壓鑄件的枝晶狀組織，并析出強化相Mg2Si，進而可以顯著提升鋁合金壓鑄件的力學性能。李四娣等研究發(fā)現(xiàn)，不同的熱處理工藝參數(shù)可以調(diào)節(jié)壓鑄AlSiMnMg合金組織大小及分布，進而對合金力學性能產(chǎn)生明顯的影響。這些研究都表明，合理的熱處理工藝可以顯著改善AlSiMg系合金的力學性能，但壓鑄AlSi10MnMg減震塔的熱處理工藝在實際生產(chǎn)應用中力學性能波動較大，甚至有時遠低于試驗值。因此，為優(yōu)化AlSi10MnMg合金，發(fā)揮其良好的鑄造、耐蝕和力學性能，繼而廣泛應用于汽車輕量化研究中，本課題以汽車壓鑄鋁合金減震塔作為對象，研究了不同熱處理制度對壓鑄AlSi10MnMg減震塔微觀組織和力學性能的影響，旨在為其應用提供借鑒。

1、試驗材料與方法

試驗選用經(jīng)優(yōu)化壓鑄工藝參數(shù)生產(chǎn)的一款汽車減震塔試樣，合金為AlSi10MnMg合金，具體化學成分見表1，優(yōu)化的減震塔壓鑄工藝參數(shù)見表2。

表1:AlSi10MnMg合金的化學成分(wt,%)

表2:壓鑄工藝參數(shù)

減震塔取樣部分和拉伸試樣示意圖見圖1。熱處理工藝參數(shù)見表3。500 ℃×2 h的T4固溶處理和高溫T5 處理在箱式電阻爐中進行，水淬，時效過程在油浴爐中進行。采用Zwick-100kN萬能材料試驗機進行力學性能測試。每個位置取三個樣品進行拉伸測試，通過數(shù)據(jù)分析以后取平均值。硬度測試在維氏硬度計上進行，載荷大小為49 N，保壓15 s，每個試樣取7個點，去除最大值和最小值后再取平均值。采用光學顯微鏡、掃描電鏡及透射電鏡觀察合金微觀組織。光學顯微鏡及掃描電鏡分析的樣品直接取自于拉伸試樣，再經(jīng)過打磨拋光等處理，用濃度為0.1%的氫氟酸溶液進行腐蝕后，再用蔡司金相顯微鏡、phenom臺式掃描電鏡觀察。透射電鏡分析試樣采用電解雙噴和離子減薄進行制備，電解雙噴儀器為磁力驅(qū)動雙噴電解減薄器，所用電解液由體積分數(shù)為10%的高氯酸和90%的酒精組成，電解溫度為-30~-20℃，電壓為40~50 V，控制電流在100 mA以下。離子減薄在GATAN695儀器上進行，所用電壓為2 kV，角度為2.5°，減薄時間約為20 min。利用2100F型透射電鏡 (Transmission Electron Microscope, TEM)表征微觀組織。采用ImageProPlus軟件統(tǒng)計Si相的粒徑。

(a)減震塔 (b)減震塔取樣位置示意圖 (c)拉伸試樣尺寸示意圖
圖1:減震塔,減震塔取樣位置示意圖和拉伸試樣尺寸示意圖

表3:熱處理工藝方案

2、試驗結(jié)果與分析

2.1 T4處理對鑄件組織和力學性能的影響

圖2是鑄件壓鑄態(tài)和T4態(tài)的光學顯微組織。從圖2a中可以看到，壓鑄態(tài)是典型的枝晶組織，由α-Al基體和Al-Si共晶組織組成；白色部分是α-Al基體，黑色部分是Al-Si共晶組織。α-Al分布不均勻，尺寸在5~40 μm之間。經(jīng)過500 ℃×2 h固溶處理后，顯微組織發(fā)生了顯著變化，一方面晶粒尺寸增大，另一方面，塊狀共晶組織中未固溶的Si相發(fā)生了球化轉(zhuǎn)變。

圖2:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)金相顯微組織

圖3和圖4分別為Al-Si二元合金相圖和減震塔鑄件在壓鑄態(tài)與T4態(tài)的高倍SEM組織。從圖3中可以看出，在500 ℃下，合金中會有部分Si發(fā)生固溶；從圖4可以看出，在鑄態(tài)中呈纖維狀連續(xù)分布的硅相經(jīng)固溶處理后發(fā)生熔斷，未固溶的Si開始轉(zhuǎn)變成球狀或顆粒狀分布，但其平均直徑從鑄態(tài)的約0.35 μm增加到了T4態(tài)的約0.92 μm。硅相的形態(tài)、大小和分布對合金的力學性能有著很大的影響。固溶后的硅相增加了鋁基體組織的連續(xù)性，從而顯著提升了合金的塑性，但是在固溶過程中發(fā)生的晶粒長大也會導致合金的強度顯著下降。

圖3:Al-Si二元合金相圖

圖4:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)SEM組織

表4:鑄件鑄態(tài)和T4態(tài)力學性能對比表

表4是鑄件壓鑄態(tài)和T4態(tài)的性能對比圖。可以看出，壓鑄態(tài)合金的抗拉強度為312.58MPa，伸長率為7.67%，經(jīng)過固溶處理后合金的抗拉強度為257.67 MPa，下降了54.91MPa，伸長率為14.98%，增加約100%，增幅明顯，而根據(jù)圖2及圖4中顯微組織分析結(jié)果可知，T4態(tài)合金相比鑄態(tài)，強度下降，但伸長伸率顯著增加，這與表4結(jié)果一致。

2.2 T5處理對鑄件組織和力學性能的影響

圖5為鑄件經(jīng)350℃不同時效時間后的SEM組織。可以看出，鑄件在350 ℃熱處理0.5 h后，共晶組織中的Si元素開始固溶進α-Al基體中，Si相的形態(tài)由初始態(tài)的纖維狀開始轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，隨著熱處理時間增加，Si相繼續(xù)發(fā)生縮頸熔斷并逐漸球化，與鋁基體之間的界面變得更為光滑，但平均粒徑從壓鑄態(tài)的0.35 μm增加到2 h時的0.44 μm。表5是壓鑄態(tài)合金經(jīng)不同溫度及不同時間直接熱處理后的力學性能。可以看出，壓鑄態(tài)合金在350 ℃熱處理條件下，隨著時間延長，合金的強度逐漸下降，同時伸長率不斷增加；相同的熱處理時間，隨著熱處理溫度增加，合金強度顯著下降，但下降幅度逐漸減小，而伸長率則顯著上升，但上升幅度也同樣逐漸減小。

圖5:鑄件經(jīng)350℃時效不同時間SEM顯微組織圖
(a)0h;(b)0.5h;(c)2h

表5:不同工藝下鑄件的力學性能

T5熱處理態(tài)的性能變化與合金微觀組織的變化有很大關(guān)系。在時效初期，呈枝晶狀分布的硅相發(fā)生熔斷，這種變化增強了鋁基體的連續(xù)性，從而大大提升了合金的塑性，而細小硅顆粒呈彌散分布，起到了第二相強化作用，且這種強化作用要比長時間時效后硅相發(fā)生長大粗化的強化作用強，因此隨著時效時間增加，第二相強化作用減弱而硅相的粗化現(xiàn)象增強，從而導致壓鑄態(tài)合金的強度隨著時效時間的增加而下降。同時，在恒溫條件下，晶粒尺寸與保溫時間之間滿足，其中，為平均晶粒直徑，C為常數(shù)，t為保溫時間[18]。可見，晶粒尺寸隨著時效時間的增加而長大，這也會導致合金的強度逐漸降低。試樣的強度隨著時效溫度的升高而降低，則是因為隨著時效溫度上升，鑄態(tài)合金中枝晶狀硅相的熔斷速率以及細小硅相和晶粒長大的速率均加快，因此經(jīng)過相同時間的時效處理后，時效溫度越高，合金強度下降越多，塑性增加也越多。此外，合金強度下降與塑性增加幅度的減小則是因為鑄態(tài)合金中的纖維狀或枝晶狀硅相數(shù)量有限，導致相同時效時間內(nèi)隨著時效溫度升高而發(fā)生熔斷的硅相數(shù)量增長有限。

2.3 T6處理對鑄件組織和力學性能的影響

圖6為鑄件經(jīng)500 ℃×2 h固溶后在不同溫度下的時效硬化曲線。可以看出，時效溫度對鑄件硬度變化的影響較為顯著。隨著時效溫度增加，合金達到峰值時效的時間減少，相應合金的硬度峰值也降低，175 ℃時的硬度峰值為100.8HV，而225 ℃時的硬度峰值僅有85HV，下降了15.67%。與此同時，低溫時效相對于高溫時效，其峰時效的平臺效應更為顯著，時效溫度越低，峰時效維持時間也越長。

圖6:鑄件經(jīng)500℃/2h固溶后的時效硬化曲線

表6為鑄件經(jīng)500 ℃×2 h固溶處理后不同時效條件下的力學性能。可以看出，硬度測試結(jié)果與時效硬化曲線能較好的吻合。經(jīng)500 ℃×2 h固溶處理后，在200 ℃的時效條件下，合金強度在2 h達到峰值281.47 MPa后逐漸下降，而伸長率則先下降再上升，在2 h達到最小值11.47%后上升。此外，隨著時效溫度增加，合金到達峰時效的強度逐漸下降，從175 ℃時的294.28 MPa下降到225 ℃時的247.79 MPa，下降了46.49 MPa，下降幅度達到15.78%，而伸長率則從175 ℃時的10.25%逐漸增加到225 ℃時的14.69%，這與時效硬化曲線的變化情況也高度吻合。

分析認為，壓鑄AlSi10MnMg合金的時效過程是一個強化相β（Mg2Si）的析出過程，當時效時間較短時，合金的析出相以G.P區(qū)為主，且析出相處于緩慢增加的狀態(tài)，數(shù)量較少，因此對合金的強化效果有限，此時合金處于欠時效狀態(tài)；隨著時效時間不斷增加，析出相數(shù)量開始迅速增加且逐漸開始向成分及結(jié)構(gòu)與第二相接近的β’’相和β’相過渡，同時共格關(guān)系逐漸破壞，使得晶格發(fā)生嚴重畸變，合金得到強化，此時合金處于峰時效狀態(tài)；但隨著時效時間繼續(xù)增加，半共格相會逐漸向平衡相β（Mg2Si）轉(zhuǎn)變，晶格畸變程度不斷下降，強化作用不斷減弱，此時合金處于過時效狀態(tài)。

表6:鑄件經(jīng)500℃/2h固溶后在不同溫度及時間T6時效處理力學性能

此外，從表6中還可以看出，當合金在225 ℃下進行時效時，合金的綜合力學性能已經(jīng)明顯下降，這可以從圖7不同時效處理溫度下合金的SEM顯微組織中找到原因。從圖7及表7中可以看出，淺灰色部分為鋁硅共晶組織，白色顆粒狀為析出鋁錳硅相(Al(SiMn))，隨著時效溫度提高，合金中的析出相數(shù)量減少但尺寸不斷變大，從球狀彌散分布開始轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀不規(guī)則分布，這是因為時效溫度過高時會導致析出相晶核長大，且大都呈不規(guī)則的塊狀分布，合金開始軟化且鋁基體間的連續(xù)性遭到破壞，進而不利于合金的綜合性能。這與時效硬化曲線結(jié)果一致。但從圖7的SEM顯微組織中未能觀察到Mg2Si析出相，為進一步揭示峰值時效強化的微觀機理，對合金組織進行了TEM觀察。

圖7:T4態(tài)試樣經(jīng)不同溫度的時效處理后SEM顯微組織圖
(a)175℃; (b) 200℃; (c) 225℃

表7:SEM能譜分析結(jié)果

圖8和圖9分別是鑄件在T4態(tài)和T6態(tài)的TEM明場像。從圖8中可以看到，T4態(tài)鑄件的Al基體中基本看不到析出相，說明鑄態(tài)組織中的第二相都固溶進了Al基體中，而在圖8和圖9中，T6態(tài)鑄件的Al基體中則觀察到針狀析出相，β’’相具有單斜結(jié)構(gòu)，其點陣常數(shù)為：a=1.516nm，b=0.405nm，c=0.674nm[22~24]，而圖9c顯示的析出相對應傅里葉變換結(jié)果與其他研究者結(jié)果基本一致，可以確定該針狀析出相為β’’相。由此可以看出，析出相β’’相引發(fā)的晶格畸變是壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金峰值時效強化的重要原因。

圖8:壓鑄AlSi10Mn合金在T4態(tài)與T6態(tài)下的TEM明場像

圖9:T6態(tài)AlSi10Mn合金峰值時效時的TEM高分辨及對應傅里葉變換圖

3、結(jié)論

（1）壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金的屈服強度為144.13 MPa，抗拉強度為312.58 MPa，伸長率為7.67%，相比于低壓鑄造與重力鑄造，高壓壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金初生α-Al相細小，平均直徑在5~40 μm之間，組織分布均勻。

（2）壓鑄AlSi10MnMg減震塔合金對卷氣控制較好，壓鑄組織較為致密，合金組織和力學性能受熱處理影響顯著，通過不同熱處理制度可以實現(xiàn)強度和塑性的合理范圍調(diào)控且無鼓泡現(xiàn)象。

（3）T5熱處理中，減震塔組織硅相轉(zhuǎn)變非常迅速，在350 ℃的熱處理溫度下，0.5 h后可發(fā)現(xiàn)硅相發(fā)生明顯熔斷現(xiàn)象；當熱處理時間為2 h時，減震塔合金伸長率達到16.32%，較鑄態(tài)提升8.65%。

（4）減震塔經(jīng)175 ℃及200 ℃的T6熱處理后組織中析出相尺寸較小且呈顆粒狀均勻分布，力學性能達到極值：工藝為500 ℃×2 h+175 ℃×6 h時，合金抗拉強度達到294.28 MPa，維氏硬度達到100.8 HV，伸長率達到10.25%；工藝為500 ℃×2 h+200 ℃×2 h時，合金抗拉強度達到281.47 MPa，維氏硬度達到94.4 HV，伸長率達到11.47%。但當時效溫度繼續(xù)增加至225 ℃后，合金中的共晶組織和析出相都開始不斷變大，性能明顯下降。

作者：

徐犟鹍 李德江 李子昕 胡波 王雪楊 曾小勤

上海交通大學輕合金精密成型國家工程研究中心
金屬基復合材料國家重點實驗室

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第07期