固溶處理對準共晶Al-Si合金顯微組織及力學性能的影響

石 磊，王有祁，王 英，蘇 輝，甄立玲

(中國兵器科學研究院 寧波分院，寧波 315103)

ZAlSi12CuMgNi鋁合金屬于準共晶型 Al-Si合金，由于其具有良好的導熱性，較高的比強度，良好的耐磨、耐蝕性，較好的體積穩定性，以及足夠的高溫強度，被廣泛地用于活塞合金[1]。ZAlSi12CuMgNi鋁合金屬于可熱處理鋁合金，添加的合金元素及其形成的化合物在α(Al)中有較大的溶解度，且隨溫度的下降而顯著減少，因此經固溶處理可獲得過飽和固溶體。固溶處理的主要工藝參數是固溶溫度和保溫時間，最佳的加熱溫度是能夠保證最大數量的強化相溶入基體，但又不引起過燒和晶粒長大，最佳保溫時間是保證溶入固溶體的強化相充分溶入，得到最大的過飽和度。為使得合金中的強化相充分溶解固溶，以獲得最佳強化效果，在保證合金不過燒的情況下，應盡可能提高固溶溫度，延長保溫時間[2]。較高的固溶溫度能夠使 Si、Cu、Mg、Ni等元素最大限度的溶于α(Al)固溶體中，在保溫過程中均勻化，冷卻后可獲得過飽和度較大的α固溶體，時效處理后，細小的強化相粒子能夠均勻的分布在α基體上，產生彌散強化，不僅強度得到提高，而且使得α變形均勻，變形能力增加[3]。對Al-Si合金進行固溶處理除了可以獲得過飽和固溶體之外，還可以改變 Si相的形態，使長條狀的Si相發生縮頸、溶斷、粒化，塊狀的Si相鈍化、球化，從而改善合金的性能[4]。

由于擠壓鑄造是使液態金屬在高的壓力下進行結晶，因此可以使鑄件的組織致密，晶粒細小，減少或消除氣孔、縮松等鑄造缺陷，從而獲得性能更高的鑄件[5-6]。由于壓力的作用，合金的狀態圖、熔點、結晶速度、液相線與固相線之間的間隔、相的形態都隨之改變[7]，擠壓鑄造的合金的固溶處理工藝可能與重力鑄造的合金的固溶處理工藝有所不同。一般 Al-Si共晶活塞合金的固溶處理溫度為480～520 ℃，固溶時間為 4～8 h。固溶處理的效果不僅與固溶處理的工藝參數有關，還與熔煉工藝和鑄造工藝有關[8-9]，本文作者初步研究固溶溫度及保溫時間對擠壓鑄造的ZAlSi12CuMgNi鋁合金的顯微組織及力學性能變化的影響，為進一步提高鋁合金的綜合性能打下基礎。

1 實驗

實驗合金以ZL102、WR003和純鎂為原料，采用電阻爐熔煉，在(760±5) ℃下采用Al-Si-P變質劑進行變質處理，在(740±5) ℃用Al-Ti-B細化劑進行細化處理，靜置20 min左右，待溫度降至(700±5) ℃時，將合金液澆入擠壓鑄造機鑄型模具內進行擠壓鑄造，加壓壓力為150 MPa左右，保壓30 s，制得直徑為200 mm，厚度為50 mm的毛坯。合金成分如表1所列。

用線切割的方法從擠壓鑄造的 ZAlSi12CuMgNi鋁合金毛坯上切取10 mm×10 mm×20 mm的試樣，采用井式電阻爐進行固溶處理，固溶處理參數如表2所列。采用STA449 F3 Jupiter熱分析儀對擠壓鑄造狀態的ZAlSi12CuMgNi鋁合金進行差示掃描量熱分析，加熱速度為20 ℃/min。用Axio Imager型金相顯微鏡進行組織觀察，采用 MH-500型硬度計對α(Al)固溶體進行顯微硬度測試。

表1 ZAlSi12CuMgNi鋁合金成分Table1 Composition of ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy(mass fraction, %)

表2 ZAlSi12CuMgNi鋁合金固溶處理工藝Table2 Solution treatment of ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

2 結果與分析

2.1 擠壓鑄造顯微組織

圖1所示為擠壓鑄造的 ZAlSi12CuMgNi合金組織。由圖1可見，ZAlSi12CuMgNi鋁合金擠壓鑄造組織呈現亞共晶狀態，主要由α(Al)樹枝晶、共晶Si以及黑色Mg2Si、淺灰色的Al3CuNi或Al3Ni和灰色的W相等強化相組成，還有少量塊狀初晶Si，其中共晶Si呈纖維網狀分布于α基體上[10-11]。

根據凝固條件(凝固速度和合金成分)的不同，可將合金的凝固組織劃分為Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 3部分[12]，如圖2所示。根據熱力學知識可知，壓力的作用會使Al-Si合金的共晶溫度升高，從而使平衡相圖發生變化，如圖2中的虛線所示，隨著壓力的增加，共晶點向 Si的方向移動，共晶溫度上升，使得 Si及合金元素在α(Al)中的單相固溶區范圍擴大[13]。另外，由于擠壓鑄造過程中結晶速度增大，破壞了平衡結晶條件，共晶成分的合金結晶時就不會進入到偽共晶區，而是先結晶出α(Al)相，因此，α(Al)相領先形核長大，形成完整輪廓的樹枝晶。在形成樹枝晶的同時，Si原子被排向固液界面前沿，導致剩余液相中的 Si原子濃度升高，溶液達到共晶成分，最后結晶形成共晶組織，它們分布于樹枝晶的枝杈之間，因此在壓力作用下結晶時能夠獲得含溶質組元較高的單相合金，形成晶粒細小的亞共晶組織。

圖1 擠壓鑄造的ZAlSi12CuMgNi鋁合金組織Fig.1 Microstructures of squeezing casting ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

圖2 Al-Si合金結晶示意圖Fig.2 Sketch of solidification of Al-Si alloy

2.2 DSC分析曲線

圖3所示為擠壓鑄造狀態的ZAlSi12CuMgNi鋁合金的DSC曲線。從圖3中可以看出，合金在約531.8 ℃和540.6 ℃開始出現明顯的吸熱峰，峰值溫度約為548.4 ℃，對應合金中的Mg2Si和Al3CuNi(Al3Ni)的溶解反應。在不發生過燒的前提下盡可能地提高固溶溫度，根據擠壓鑄造狀態的 ZAlSi12CuMgNi鋁合金的DSC曲線可以將固溶溫度確定在520～530 ℃之間。

圖3 擠壓鑄造ZAlSi12CuMgNi鋁合金的DSC曲線Fig.3 DSC curves of squeezing casting ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

2.3 固溶處理后的顯微組織

圖4、5、6所示分別為520、525、530 ℃下保溫不同時間后得到的固溶組織。

從圖4可以看出，在520 ℃下保溫3 h后，大部分強化相已經溶解，部分條狀Si出現縮頸、溶斷并開始粒化，塊狀Si出現鈍化。保溫4 h后，仍有少量未溶金屬化合物，大部分共晶Si已經粒化，尺寸為4～8 μm，塊狀Si圓整度得到提高。繼續保溫至5 h后，發現粒狀Si開始粗化、聚集、長大，塊狀Si的圓整度下降，α晶粒明顯長大。

圖4 520 ℃下固溶保溫不同時間后的合金組織Fig.4 Microstructures of alloy after solution-treated at 520 ℃ and holding temperature for different times: (a) 3 h; (b) 4 h; (c) 5 h

圖5 525 ℃下固溶保溫不同時間后的合金組織Fig.5 Microstructures of alloy after solution-treated at 525 ℃ and holding temperature for different times: (a) 2 h; (b) 3 h; (c) 4 h

圖6 530 ℃下固溶保溫不同時間后的合金組織Fig.6 Microstructures of alloy after solution-treated at 530 ℃ and holding temperature for different times: (a) 1.5 h; (b) 2.5 h; (c) 3.5 h

從圖5可以看出，在525 ℃下保溫1.5 h后Si相開始溶斷，塊狀Si趨于鈍化，大部分強化相溶解。保溫3 h后，Si相已經完全熔斷變成粒狀，且均勻彌散地分布在α(Al)基體上，共晶Si顆粒尺寸為3～5 μm。繼續保溫至4 h，Si相有明顯的聚集現象，Si顆粒開始粗化，球化程度下降，α(Al)開始長大。

從圖6可以看出，在530 ℃下保溫1.5 h后強化相大都溶解到α(Al)中，條狀共晶Si開始發生縮頸、溶斷。保溫2.5 h后，共晶Si已完全變為粒狀，均勻彌散地分布在α(Al)上，并且較圖5(b)中的Si顆粒更加細小、彌散，球化程度更高，共晶Si顆粒尺寸為1～3 μm。保溫3.5 h后，Si相發生聚集、粗化現象，球化程度下降，α(Al)出現長大現象。

對圖4～6進行綜合比較可以看出：在同一固溶溫度下，隨著保溫時間的延長，強化相逐漸溶入α(Al)基體中，條狀Si發生縮頸、溶斷、粒化，塊狀Si逐漸鈍化并趨于圓整化；保溫時間過長，將會導致 Si相聚集、粗化、長大以及球化程度變差，并且α(Al)晶粒會發生長大現象；隨著固溶溫度的升高，共晶Si的粒化速率和強化相的溶解速率逐漸增大，其中共晶Si顆粒更加細化，分布更加均勻、彌散，圓度更好，這和文獻[15]的研究結果一致。但同時Si相聚集、粗化、長大、圓度下降以及α(Al)晶粒長大的時間會縮短，因此本文作者認為在高溫下進行固溶處理時要嚴格控制好固溶時間。

固溶過程是原子的擴散過程，在一定條件下，擴散的快慢主要由擴散系數D決定。根據公式D=D0exp[-Q/(RT)]可知，影響D的主要因素是擴散激活能Q和溫度T，激活能Q越小，溫度T越高，則越容易擴散。根據文獻[15]的研究，由于表面張力的作用，會在曲率半徑較大或較小的地方產生內壓力，使得此處質點的自由能增加，因此原子的擴散激活能減小，使得擴散容易進行，所以在強化相和Si相的凹槽處和棱角處容易擴散溶解，逐漸形成圓整度較好的粒狀。如果保溫時間過長，Si原子會以較大的Si顆粒為質點，發生聚集，迅速長大(見圖4(c)、5(c)、6(c))。Si屬于小平面界面結晶的晶體，在其長大的過程中，非密排面將逐漸消失，最后成為具有規則幾何形狀的晶體，因此在Si相長大的過程中，其圓整度會下降[16]。

2.4 顯微硬度測試結果與分析

圖7所示為不同固溶溫度下合金的硬度—時間變化曲線。從圖7可以看出，擠壓鑄造狀態的α(Al)基體的顯微硬度最高，在520 ℃下保溫時，隨著保溫時間的延長，α(Al)基體的顯微硬度呈整體下降趨勢；在525℃和530 ℃下保溫時，α(Al)基體的顯微硬度呈現先升后降趨勢。隨著固溶溫度的升高，α(Al)基體的軟化時間和隨后的強化時間縮短，這與固溶過程中強化相的分解和Si相的粒化隨溫度升高的變化趨勢一致。

圖7 固溶溫度和時間對α(Al)固溶體顯微硬度的影響Fig.7 Effect of solid solution temperature and time on microhardness of α(Al) solid solution

在保溫過程中，一方面，合金原子將固溶于α(Al)基體中，產生固溶強化；另一方面，隨著固溶溫度的升高和保溫時間的延長，α(Al)晶粒逐漸長大，晶界上的強化相溶解，從而導致α(Al)基體發生軟化。因此，在固溶過程中，α(Al)固溶體的力學性能是這兩方面相互作用的結果，取決于強化程度和軟化程度的差異[17]。α(Al)發生軟化主要是由于在保溫過程中晶粒長大和晶界上強化相的溶解而產生的。α(Al)晶粒在固溶處理過程中會發生長大現象，根據 Hall-Petch公式σs=σ0+Kd-1/2(式中σ0為屈服強度，MPa；σ為單晶體金屬的屈服強度，MPa；K為常數，表征晶界對強度影響程度，與晶界結構有關；d為多晶體各晶粒的平徑直徑，cm)可知，晶粒長大會使合金的強度下降，這主要是由于多晶產生塑性變形時較大的晶粒會使晶界處產生較大的應力集中，從而導致晶粒容易發生塑性變形，屈服強度下降[18]。α(Al)晶界上的強化相的分布對晶粒內部位錯的運動有阻礙作用，有利于α(Al)基體變形抗力的提高，強化相的溶解減弱了這部分作用，但均勻彌散分布的細小的Si顆粒能夠對α(Al)基體產生彌散強化，可以補償一部分損失。另外，根據晶體學知識，晶粒越大，晶粒內的位錯密度就越小，晶粒的強度就越低。因此在固溶處理過程中，保溫時間不易過長，在保證合金元素能夠最大固溶的前提下盡量縮短保溫時間。提高固溶溫度，有利于合金元素的快速固溶，可以減少保溫時間，防止晶粒的快速長大。關于α(Al)固溶體的強化和軟化隨固溶溫度和保溫時間的變化關系還需進一步研究。

2.5 組織與力學性能的關系

Al-Si合金固溶處理過程中組織的變化主要是強化相的溶解、固溶和Si相的細化、圓整化，Al-Si合金的力學性能主要由其顯微組織決定，尤其是α(Al)固溶體晶粒和Si相的狀態[19-20]。粗大且形狀不均勻的Si相及金屬化合物在受力過程中易于產生應力集中，導致自身破碎或剝落而形成裂紋，并加速裂紋的擴展，從而降低合金的強度和塑性。如果第二相以細小且圓整度較好的粒狀或球狀的顆粒均勻地分布在α(Al)基體上，可以產生彌散強化，不僅可以提高合金的強度，還能提高合金的塑性，從而使合金的強韌性得到提高[21-22]。擠壓鑄造的ZAlSi12CuMgNi鋁合金在525 ℃下保溫3 h(見圖5(b))或530 ℃下保溫2.5 h(見圖6(b))后，強化相能夠充分溶解固溶，Si相得到充分的細化，圓整度得到提高，且均勻彌散地分布在α(Al)基體上，而不會導致α(Al)晶粒過分長大，因此有利于合金力學性能的提高。根據文獻[3]的研究，合金元素的彌散強化對合金力學性能的貢獻由于固溶強化，因此需要對固溶處理后的合金進行時效處理，以進一步提高合金的力學性能。

3 結論

1)在固溶過程中，強化相逐漸溶解，共晶 Si相發生粒化，并趨于彌散，塊狀Si逐漸鈍化，保溫時間過長，粒化后的共晶Si會發生粗化、長大，圓整度下降。

2) 隨著固溶溫度的上升，強化相溶解和Si相的粒化、圓整化的時間會縮短，且共晶Si的最小粒化程度會隨固溶溫度的上升而增大。

3)在不同固溶溫度下隨著保溫時間的延長，α(Al)晶粒會發生長大，α(Al)基體的力學性能有不同形式的下降趨勢，因此，在保證合金元素能夠最大固溶的前提下，保溫時間不易過長。

4) 擠壓鑄造的ZAlSi12CuMgNi鋁合金的最佳固溶處理工藝為525～530 ℃保溫2.5～3 h。

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