摘要：通過金相組織分析和硬度測試，研究了鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金在不同熱處理工藝下的組織與硬度變化規律，并對鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金的T6熱處理工藝進行了優化。結果表明，鑄造Al-9Si-2Cu-Mg合金經495 ℃固溶處理6 h后，合金的DSC曲線上幾乎沒有第二相的吸熱峰，而合金微觀組織中θ-Al 2 Cu相發生了破碎，并幾乎完全溶解；經過515 ℃與530 ℃下超過2 h的第二階段固溶處理后，合金微觀組織及其硬度均無明顯變化；經過190 ℃保溫4 h的人工時效處理后，合金的硬度趨于穩定，并且隨著人工時效溫度的升高，合金的硬度下降。最終優化后的T6熱處理工藝為：第一階段495 ℃固溶處理6 h；第二階段515 ℃固溶處理2 h；第三階段190 ℃人工時效4 h。

鑄造鋁合金具有質量輕、鑄造性好、可通過熱處理和機械處理提高力學性能等優點，在汽車、航空、造船和軍事工程等行業的應用日益廣泛。特別是鑄造鋁硅合金，憑借其優良的耐磨性能被廣泛應用于汽車發動機零部件，如活塞、缸蓋、發動機缸體等。但是在T6熱處理過程中，固溶階段時溫度太高則導致晶界上的未熔金屬間化合物發生粗化，使合金硬度和抗拉強度顯著降低。為了確保鑄造鋁硅合金具有優越的熱穩定性，銅被添加到傳統的Al-Si-Mg合金中。Al-Si-Cu-Mg合金中同時存在銅和鎂，能夠析出更穩定的Cu基金屬間化合物，使T6熱處理后的鋁合金具有更高的熱穩定性。本文通過對含Cu、Mg的鑄造鋁硅合金的T6熱處理工藝進行優化，研究固溶處理、時效等過程中微觀組織的演變以及合金硬度性能的變化。

1、試驗材料與方法

1.1 鑄造合金材料

鋁合金熔煉原材料包括99.9%的鋁錠、99.7%的Al-50%Cu鑄錠、99.7%的Al-20%Cu鑄錠、99.9%的Al-60%Mg鑄錠。按照試驗預定的合金成分進行配比稱重后，在井式電阻爐中進行熔煉，在氮化硼涂層石墨坩堝中熔化，熔煉溫度為750 ℃。用Al-5Ti-1B變質劑進行晶粒細化，熔化的金屬攪拌并靜置30 min，以確保完全溶解。合金用氬氣脫氣5 min，然后倒入鋼制模具中進行鑄造，其中鋼制模具分別采用不同的溫度為：25 ℃、200 ℃。經過熔煉后的合金采用光譜儀進行成分測量，其結果見表1。

表1 鋁合金化學成分 wB/%

1.2 熱處理工藝

從鑄錠上切取10 mm×10 mm×6 mm的小塊，進行T6熱處理工藝優化，步驟如下。

（1）第一階段固溶處理優化。采用STA499C綜合熱分析儀，在氬氣保護下，從室溫至700 ℃范圍對鑄造鋁硅合金進行動態升溫測試，升溫速度為10 ℃/min。根據差熱曲線確定合金的相變溫度。

根據差熱分析，第一階段的固溶處理溫度采用495 ℃，固溶時間分別為0.5h、4h、5h、6h。再對固溶處理的試樣進行差熱分析，確定共晶相的均質化和溶解所需的最小時間。接著，把部分固溶處理過的試樣在60 ℃的水中淬火處理，然后進行200 ℃、2 h的時效處理。

（2）第二階段固溶處理優化。把經過第一階段的固溶處理后未進行時效處理的試樣進行第二階段的固溶處理，處理溫度分別為515 ℃、530 ℃，處理時間分別為2h、4h、6h、8h。接著，把進行完第二階段固溶處理的部分試樣進行60 ℃的水淬處理，然后進行200 ℃、2 h的時效處理。

（3）人工時效優化。經過第二階段固溶處理后未進行淬火處理的試樣在60 ℃的水中淬火處理，隨后進行人工時效處理，處理溫度分別為190 ℃、200 ℃、210 ℃，處理時間分別為1h、2h、4h、6h、8h。

1.3 金相和力學性能檢測方法

力學性能采用布氏硬度（北京金洋DHB-3000A 電子布氏硬度計）進行表征，按照GB/T 231.1標準執行。金相試驗采用上海光學儀器生產的9XF金相顯微鏡和場發射掃描電鏡（德國的場發射GeminiSEM 500掃描電鏡）進行分析，用0.5% HF溶液對研磨和拋光后的試樣進行化學腐蝕。

2、試驗結果及討論

2.1 第一階段固溶處理工藝優化

圖1a所示為鑄態的鋁合金組織，從圖中可以看出，鑄態鋁硅合金組織中由共晶硅顆粒與α-Al枝晶組成。α-Al基體組織中還觀察到一些不規則的粒子，如圖1b黑色箭頭所示，這可能是冷卻過程中從枝晶向預先存在的Si粒子反向擴散的結果。如圖1b中白色箭頭所示為枝晶間的一些金屬間化合物，并采用掃描電鏡對其進行了分析，如圖2所示。

圖1 鑄態鋁硅合金的金相組織

圖2 鑄態鋁硅合金組織掃描電鏡圖

圖2可見，鑄態鋁硅合金組織中發現的最常見的金屬間化合物相是θ-Al2Cu相，它們以兩種不同形態存在，包括塊狀（表示為θb ，圖2a）和共晶狀（表示為θe，圖2b）。根據現有研究可知，β相為Al5FeSi相，π相為Al8Mg3FeSi6相，而Q粒子呈現為在光滑邊界的規則塊狀（圖2a）。Q粒子與θ-Al2Cu相結合時，化學成分與Al5Cu2Mg8Si6相一致（圖2c）。這歸因于這些相是在凝固過程中最終的共晶反應中形成的。對鑄態合金進行差熱分析發現了一種低熔點化合物，其特征是在507 ℃開始反應，在509℃達到峰值（見圖3）。

圖3 鑄造鋁硅合金升溫過程的示差掃描熱量分析曲線

為了獲得該低熔點化合物相溶解所需時間，對495℃固溶處理0.5~6h的試樣進行差熱分析，結果如圖4所示。從圖4可以看出，合金在509℃出現吸熱峰，并且隨著固溶處理時間的增加，吸熱峰對應的溫度均為509℃，但是吸熱峰的峰值幅度逐漸減小，直至495℃固溶處理6h后，峰值消失。因此第一階段的固溶處理方案為：固溶溫度495℃，固溶時間6h。

圖4 495 ℃固溶處理后試樣升溫過程的示差掃描熱量分析曲線

圖5所示為495℃固溶處理2h與6h試樣的金相組織。從圖5中可以看出，與鑄態組織相比（圖1），495℃固溶2h后，合金組織中的金屬間化合物相θ-Al2Cu未發生明顯的變化，而固溶處理6 h后的θ-Al2Cu相發生破碎，并幾乎完全溶解，只能觀察到極少量塊狀的θ-Al2Cu相，這是由于塊狀和共晶顆粒之間的不同溶解行為導致的，共晶相會在溶解的過程中連續破碎變成小碎片，而塊狀相是整個粒子逐漸溶解的過程。

圖5 經過495℃固溶處理2h和6h后合金的金相組織

2.2 第二階段固溶處理工藝優化

第一階段固溶處理在495℃進行6h后，進行第二階段固溶處理，分別在515℃與530℃進行2~8h。如圖6a所示，經過515℃固溶處理2h后，由于共晶和塊狀顆粒的溶解，只剩下少量的Al2Cu相，而隨著固溶處理時間的增加，合金的微觀組織并未發生明顯的變化。從圖6b中可以看出，530℃固溶處理8h后，合金的組織也未發生明顯的變化，組織中π相、β相與Q相仍然存在，說明高溫固溶處理對這幾種相沒有明顯的影響。

圖6 第二階段固溶處理后試樣的掃描電鏡圖

經過第二階段固溶處理后，再進行200℃時效處理2h，所得試樣的硬度數值如圖7所示。從圖7可以看出，鑄態時硬度為HB79，而經過第一階段495 ℃固溶處理6h后，隨著θ-Al2Cu相的溶解，硬度明顯提高很多，達到HB115。再通過第二階段固溶處理（515℃或530℃），由于含Cu/Mg相的進一步溶解，試樣的硬度在第二階段所有情況下都進一步增加，另外從微觀組織也可以看出，第二階段固溶處理的溫度與時間對組織影響并不明顯，因而對合金的硬度影響也并不明
顯。最終確定第二階段的固溶處理方案采用515℃固溶處理2h。

圖7 第二階段固溶處理后試樣的硬度變化圖

2.3 人工時效工藝優化

圖8所示為不同人工時效處理后試樣的硬度變化曲線圖，其中人工時效工藝是在完成固溶處理第一階段（495℃-6h）與第二階段（515℃-2h）后進行的，水淬處理都是在60℃的水中進行。從圖中可以看出，人工時效超過2h以后，試樣的硬度峰值開始下降。而當人工時效溫度為210℃時在0～1h區間內，試樣硬度曲線的斜率明顯要高，說明合金試樣在此溫度下經過人工時效會在更短的時間內達到峰值硬度。從190～210℃對應的硬度曲線斜率逐漸增加，說明合金試樣達到峰值硬度的時間逐漸縮短，其中當人工時效溫度為210℃時，試樣硬度達到峰值后隨著時間的增加有明顯下降趨勢，這主要是由于時效析出強化相粗化導致。當時效溫度為190℃與200℃時，隨著時間的增加，試樣的硬度值變化不大。人工時效處理工藝最終選擇190℃-4h即可。

圖8 人工時效后試樣的硬度變化曲線

3、結論

（1）根據金相組織與差熱分析可以得出，本試驗中的鑄造鋁硅合金在495℃固溶處理6h后，初熔吸熱峰幾乎消失，并且微觀組織中θ-Al2Cu相發生破碎，幾乎完全溶解，從而確定了第一階段固溶處理時間為6h。

（2）根據金相組織觀察發現515℃與530℃下超過2h后的第二階段固溶處理，合金微觀組織和硬度均無明顯變化，從而確定第二階段固溶處理溫度為515℃，固溶時間為2h。

（3）根據硬度變化曲線，確定人工時效溫度為190℃，時效時間為4h。

作者：
陳隆波 郭紀林
共青科技職業學院

顧吉仁
江西新能源科技職業學院

本文來自:《鑄造》雜志2021年第9期第70卷