37.热处理工艺对高强铸造Al-Si-Cu-Mg合金力学性能的影响

力学性能的影响∗

王元庆，邓天泉，陈强，赵祖德，苏志权，孙昌建

（中国兵器工业第五九研究所）

摘要：研制了一种新型高强度铸造铝合金，并对该合金的热处理工艺进行了研究。结果表明，该合金最佳固溶处理工艺为515℃×10h水淬；最佳时效处理工艺为160℃×2 h。在此热处理制度下，该合金获得优良的综合力学性能：Rm≥380MPa，A≥6%。

关键词：铸造铝合金；力学性能；固溶处理；时效处理

Effects of Heat Treatment Process on Mechanical Properties

of High Strength Cast Al-Si-Cu-Mg Alloy

Wang Yuanqing, Deng Tianquan, Cheng qiang, Zhao Zude,Su Zhiquan,Sun Changjian

（No. 59 Research Institute of China Ordnance Industry , Chongqing，China）

Abstract: The new cast Al alloy with high strength was researched, its heat treatment process were studied. The results show that the best heat treatment process of the alloy is solution treatment at 150℃for 10 h,then water quenching,aging at 160℃for 2 h.Under the condition of heat treatment process, the new Al alloy has the best mechanical properties: Rm≥380MPa，A≥6%。

Key words: cast aluminum alloys; mechanical properties;solution treatment;aging treatment

铝合金作为传统的金属材料，因其密度小，比强度高等特点，已广泛应用于航空、航天、兵器等军工行业中[1-8]。Al-Si系铸造合金因其具有良好的铸造性能、焊接性能、抗蚀性能及切削加工性能，已成为军工行业中应用最多的一种铸造铝合金，但该类合金的强度和塑性有限，难以应用于像导弹弹翼、舵片、飞机翼骨架等高结构强度的复杂铝合金铸件上，因此，研究如何提高该类铝合金强度问题已成为目前铝合金研究的一类热点问题[9]。Cu是一种能有效提高Al-Si类铸造铝合金强度的合金元素，但过多的Cu会大大削弱该类合金的塑性和抗蚀性能，因此对Cu的使用一直持谨慎态度[10-13]。但最新的研究结果显示，添加少量的Cu在显著提高Al-Si系合金强度的同时，不会过多地降低该类合金的塑性和抗蚀性能[14、15]。本文就一种新型高强Al-Si -Cu-Mg合金的热处理工艺作较为详细的研究，并给出该合金的最佳热处理工艺。

1 实验条件与方法

1.1 实验材料

实验所用的原材料为：工业纯铝(99.99%)，结晶硅(99.7%)，紫铜(99.9%)，纯镁(99.9%)，锰剂(含锰粉75%，吸收率90%)，化学纯六氯乙烷C2Cl6(99.8%)，用铝钛硼(含Ti 5%，B 1%)和铝锑(含Sb 6%)中间合金对合金液作变质处理。

1.2 合金熔炼

采用8kW的电阻坩埚熔炼炉熔炼合金，先熔化纯铝，720℃时加入Si、Cu、Mn剂进行熔化，并均匀搅拌；730℃左右时加入Al-Ti-B中间合金；740～750℃用六氯乙烷进行精炼处理，用量为炉料总重量的0.2%～0.7%，精炼时间10min，静置5min；720℃时再加纯镁，搅拌并静置；出炉之前加入变质剂Al-Sb，搅拌均

∗基金项目: 国家高技术研究发展计划（863计划）资助项目(51312050107)匀后在720～740℃浇注金属型试样，模具温度为280～350℃。

1.3 热处理工艺

热处理分固溶处理和时效处理两个阶段，具体工艺见表1。

表1 热处理工艺

固溶处理 时效温度/℃ 时效时间/h

505℃×10h 140 40

515℃×10h 160 40

525℃×10h 180 40

535℃×10h 210 40

1.4 实验测试方法

拉伸试样在WDW-E200微机控制电子万能试验机上进行，进给速度为0.5 mm/min。硬度测试在

HBRVU-187.5型布洛维光学硬度计上进行，显示值精度为±4%。试验时选用φ2.5 mm的钢球压头，总试验压力为613 N，保压时间为30 s。利用KYKY2800型扫描电子显微镜观察断口形貌。

2 实验结果与分析

2.1 固溶处理对合金力学性能的影响

图1为固溶温度与强度和塑性的关系。可以看出，合金的最佳固溶处理工艺为515℃×10h水淬。固溶的目的是使Cu、Mg及部分的Si溶质原子充分固溶于α-Al基体中，并在固溶结束后，应使试样尽量快速地冷却至室温，形成α过饱和固溶体，使合金在固溶过程中所形成的空位等晶体缺陷能够保存下来，过饱和固溶体和这些晶体缺陷会对合金产生强化作用。固溶处理试验结果显示：固溶温度的选择应当是在保证不过烧的前提下，温度越高越好，时间越长越好，以便使富Cu及富Mg相充分固溶在基体中。

图1 固溶温度与合金强度和塑性的关系

2.2 时效处理对合金硬度的影响

在最佳固溶处理工艺的基础上，对时效处理工艺进行了研究。图2为合金在140℃、160℃、180℃ 和210℃的时效硬化曲线。从图中可以看出，合金的时效硬化效应明显。以160℃的时效曲为例，在合金时效初期，随着时效时间的延长，合金的硬度快速升高，较短的时间后，便达到峰值，之后再延长时效时间，硬度开始逐渐降低，经历“底谷”后又有所回升，一段时间后出现第二个峰值，但第二个峰值所对应的硬度没有第一个峰值的高，说明合金在第二个峰值时产生的强化效果要逊于第一个峰值时产生的强化效果；之后再延长时效时间，硬度逐渐降低直至达到稳定状态。另外，从图中也能看出，时效温度越高合金到达峰值的时间越短，但对应的峰值硬度较低，说明温度越高，合金对应的强化效果并不理想。140℃峰值最高，但时间太长，达15h，考虑节能因素合金在最佳固溶处理工艺的基础上取160℃温度时效较理想，时间取2h和8h较适宜。

图2 合金在各温度下的时效硬化曲线

Al-Si-Cu-Mg合金时效硬化曲线的形态和Al-Mg-Si合金时效硬化曲线形态相似，但由于该合金中添加了Cu合金元素，使得合金的时效强化相由原来的Mg2Si变成了Al2Cu和Mg2Si的共同强化相，同时由于Cu的含量（约2%）要明显高于Mg（约0.5%），合金的强化相以Al2Cu为主。Al-Si-Cu-Mg合金时效强化时出现的双锋特征可通过其固溶体的脱溶序列来解释。图3为Al-Si-Cu-Mg合金固溶体的脱溶过程。

图3 Al-Si-Cu-Mg合金固溶体的脱溶过程

Al-Si-Cu-Mg合金固溶后的过饱和的固溶体（其中包括溶质原子的过饱和和空位缺陷的过饱和）在时效初始阶段，在基体内部及晶界处形成高度分散的G.P.区，由于形成G.P.区的溶质原子半径与基体Al原子存在差异（Cu原子半径比Al原子小），使得晶格产生一定的畸变，G.P.区周围形成一定的应力场，应力场的存在使得位错在通过滑移面时遇到一定的阻力，合金的硬度便开始增加。随着时效时间的增加，G.P.区逐渐开始向G.P.Ⅱ区（θ”和β”）转化，由于G.P.Ⅱ区已成为的相结构，其周围的晶格畸变势必要比G.P.区周围的大，位错通过位于滑移面的晶格畸变区时，其阻力也势必大于G.P.区周围晶格畸变区所产生的阻力，因此合金的硬度逐渐升高。当时效到一定时间后，G.P.区完全转化为G.P.Ⅱ区，且G.P.Ⅱ区分布密度处于最优时，合金的硬度达到最高，也即合金时效的第一个锋值。当时效时间进一步增加时，合金的硬度便开始降低，原因在于G.P.Ⅱ区开始向过渡相θ’相（其中有β’相）转化，由于G.P.Ⅱ区与基体是完全共格，周围产生的是弹性共格的应力场，而θ'相与基体是半共格，其周围的应力场要比G.P.Ⅱ区的小，所产生的应力也比G.P.Ⅱ区的小，同时，θ'相之间所产生的应力“叠加效应”（θ'相长大到一定程度，两θ'相之间的应力场出现了重叠）也未到一定程度，致使合金的硬度降低。在G.P.Ⅱ区向θ’（其中有β’）转化过程中，θ’周围应力的降低和θ'相之间的应力“叠加效应”不大时，合金的硬应达到最低，也即合金时效硬化曲线中双锋之间的“谷”。随着G.P.Ⅱ区向θ’相（其中有β’相）的继续转化，θ’相逐渐长大，θ’相之间的应力“叠加效应”越来越明显，位错通过位于滑移面上的“叠加”较多的应力场时所遇到的阻力要比未“叠加”或“叠加”较小的应力场时所遇到的阻力大，合金的硬度又开始逐渐增大。当G.P.Ⅱ区完全转化为θ’相（其中有β’相），且θ’相之间的应力“叠加效应”处于最佳时，合金的硬度再次达到最大，出现第二个锋值，但第二个锋值的高度没有第一个的高，说明θ’相（其中有β’相）所产生的硬化效应没有G.P.Ⅱ区的好。当继续时效时，过渡相θ’相（其中有β’相）向平衡相θ（其中有β相）转化，由于θ与基体为为共格关系，其周围的应力场进一步减小，再加之θ’相在长大的过程中，两θ’相之间出现了合并，应力“叠加效应”消失，位错滑移时阻力减小，合金的硬度开始下降，直至最低。

另外，对于合金时效温度越高，合金硬度锋值到达时间越短，但锋值越低的原因在于：时效温度越高，溶质原子扩散越快，G.P.区向G.P.Ⅱ区转化的时间也就越短，硬度来临时间也就越短，但高温快速形成的

G.P.Ⅱ区的大小及分布位置相比于低温慢速形成的G.P.Ⅱ区而言，并不是最佳，因此所产生的锋值较低。

2.3 时效处理对合金拉伸性能的影响

图3为合金在160℃ 时效时抗拉强度和延伸率的变化曲线。比较图2和3发现，强度和硬度的变化规律基本上相同，也存在“双峰”现象，160℃ 时效时合金的强度在2h出现了第一个峰值，8h又出现了第二个强度的峰值。而且两个峰值之间存在明显的“谷”。但合金的延伸率也即塑性却随时效时间的增加一直是降低。

图3 合金在160℃ 时效时抗拉强度和延伸率的变化曲线

合金的塑性没有像强度或硬度那样出现“双峰”，而是一直降低有原因在于，合金中的时效强化相在不同时期，结构不一样，致使位错通过处于滑移面上的强化相时，通过机制不一样。时效初期，合金中的时效强化相为G.P.区或G.P.Ⅱ区，而G.P.区或G.P.Ⅱ区与基体为共格结构关系，位错通过它们时为切过机制，虽然位错刚开始切过时有较大阻力，但一旦切过后，后续的位错通过时相对较容易，造成的应力集中效应较小，合金的塑性较高。而时效后期，θ’相（其中有β’相）或θ（其中有β相）为主要强化相，该相与其体关系为半共格或不共格，位错通过它们时变为绕过，而绕过后在强化相周围留下位错环，而位错环的不断累积使强化相周形成较为强烈的应力集中，应力集中到一定程度后，便出现裂纹，因此塑性降低。

图4为合金的拉伸断口形貌，从其形貌上可以看出，160℃ 时效2h的断口上主要是等轴韧窝，伴有少量的撕裂楞(见图4a)，时效20h后，断口仍然是韧窝状，但撕裂楞增多，与之对应的塑性降低(见图4b、图3)。

(a) 160℃×2h (b) 160℃×20h

图4 合金的拉伸断口形貌

3 结论

研制的新型Al-Si-Cu-Mg铸造铝合金的最佳热处理工艺为515℃×10h +160℃×2h，在此热处理工艺下，该合金的抗拉强度能达到380 MPa以上，伸长率达到6%以上，硬度达到120HBs以上。

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