铸态和T6热处理Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr铸造耐热铝合金的组织和力学性能

909 编辑：中冶有色技术网来源：赵天佑,郭二军,冯义成,赵思聪,付原科,王丽萍

2024-04-19 12:00:30

铸造耐热铝合金可应用在兵器、船舶、航空航天和汽车等领域[1] 用铸造铝合金来替代铸铁制造汽车发动机，可减轻自身重量并显著提高燃油的效率[2,3,4,5,6] 在汽车发动机的部件中，100%的活塞、85%的进气管和75%的气缸盖的制造都使用铝合金[7,8,9] 目前传统的铸造铝合金的高温性能已经接近极限，不能满足汽车发动机的发展需要例如，使用在250~400℃高温环境中作为发动机关键部件的活塞[10]，承受着20~300℃的热疲劳作用这就要求，在保证活塞合金室温强度的条件下尽可能提高其高温性能

铸造Al-Si系耐热合金有良好的铸造性能、较高的耐磨性和易加工等特点，可用于制造活塞齐广慧等[11]研究了二元Al-Si合金的力学性能与显微结构的关系，发现Sr变质的二元Al-Si合金的力学性能在共晶点附近达到最大值，近共晶成分的Al-Si合金具有良好的综合性能但是由于其高温性能有限，需要进行合金化提高以其高温性能添加Cu、Ni、Mg等元素形成Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi、Al9FeNi等热稳定性较好的金属间化合物，可提高Al-Si合金的高温性能王宪芬等[12]研究了Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞铝合金的组织和性能，发现在合金中生成了Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi等金属间化合物 Li Y等[13]研究了Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi三种富Ni相的特性，发现Al3CuNi的高温稳定性最好，有利于提高其高温性能 Yang Y等[14]研究了不同Cu含量的Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞铝合金中富Ni相的演化，发现随着Cu含量的提高组织中呈网状与半网状的Al7Cu4Ni、Al3CuNi相逐渐增多，使其高温性能显著提高其原因是，Ni在Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞铝合金中主要以Al3Ni、Al7Cu4Ni和Al3CuNi的形式存在，其中网状或半网状的Al7Cu4Ni、Al3CuNi相最有利于提高其高温性能另外，过渡族元素Mn、Cr、Ti、Zr、V等可与铝生成熔点较高、再结晶温度也较高的包晶和共晶系组织，也可与合金中的其他元素生成强化相例如：在合金中加入微量的Ti、Zr、V可生成稳定性较高的Al3X相，作为异质形核核心细化晶粒；同时，还可与其他元素生成强化相使合金的室温和高温性能提高微量Mn可将针状β-Al5FeSi相改变为块状或汉子状α-Al15(Fe,Mn)3Si2相，使合金的力学性能提高[15] 在铸造Al-Si系合金中添加的微量Cr元素聚集在一些相的周围改变合金中部分Al3CuNi相的形貌，在基体中形成立体网状耐热相，使合金的高温强度提高[16,17,18,19] 还有一些研究者添加稀土元素改善铸造铝硅合金的耐热性能，不仅可细化初晶Si和共晶Si还起强化合金的作用钱钊等[20]发现，在活塞合金中加入微量Ce和La使其溶入耐热化合相AlNiCu，可取代溶入位置的部分Ni起合金化作用这种取代“等效于”提高合金中Ni的含量，在合金中生成更多的AlNiCu耐热相，提高其耐热性除合金化方法外，热处理也是一种改善耐热铝合金性能的方法合金热处理后细小的析出相弥散分布在晶内和晶界，在高温下阻碍位错滑动和钉扎晶界在T6热处理方案中，固溶处理方案是调控组织的重要方法强华等[21]研究了热处理对活塞用铝合金的微观组织和性能的影响，发现固溶处理温度和处理时间对合金的组织具有显著的影响经过510℃×4 h，180℃×6 h热处理后，合金的拉伸强度、硬度及耐磨性都显著提高在传统的单步固溶处理中，固溶温度过高使低熔点富Cu相过烧，过低又使富Cu、富Ni相不能充分固溶进基体中 Sokolowski等[22]提出的双步固溶处理方案，已经用于活塞铝合金的热处理双步固溶处理，是在传统的固溶处理后再在更高温度进行一次固溶处理双步固溶处理的第一步是将低熔点共晶相溶解入基体，防止其在高温下熔化；第二步是将更多的金属间化合物固溶于基体中，以提高合金的固溶强化效果本文以Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr为研究对象，对比分析铸态、单步固溶、双步固溶的组织变化和力学性能

1 实验方法

实验用原料为工业纯铝(纯度>99.7%)、Al-20Si中间合金、Al-50Cu中间合金、Al-10Ni中间合金、Al-10Cr中间合金、Al-10Ce中间合金将纯铝和中间合金在烘箱中预热至200~250℃并保温2 h以上在700~720℃熔炼纯铝，待完全熔化后加入Al-20Si中间合金在750℃加入其它中间合金，待完全熔化后进行除气精炼使用C2Cl6除气精炼，精炼10~15 min后冷却至720℃，撇去表面浮渣即可进行浇注采用金属型重力铸造，得到?60 mm×110 mm的圆柱形铸锭合金的化学成分列于表1

Table 1

表1

表1Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的名义化学成分(质量分数，%)

Table 1Nominal chemical composition of Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr alloy (%， mass fraction)

Element	Si	Cu	Ni	Cr	Ce	Al
Content	12	6.0	1.3	0.5	0.5	Bal.

采用T6热处理工艺对合金进行热处理，具体工艺分为两种：1. 单步固溶和人工时效：490℃×4 h(水淬)，185℃×6 h；2. 双步固溶和人工时效：490℃×2 h+520℃×2 h(水淬)，185℃×6 h

拉伸试样如图1所示在MST-200型万能试验机上进行拉伸实验，拉伸速率为0.5 mm/min，分别在室温及高温(300℃)下进行高温拉伸时，试样在300℃保温15 min后开始实验

图1拉伸试样的示意图

Fig.1Schematic diagram of tensile sample (unit: mm)

使用型号为XPert PRO 的X射线衍射仪分析合金的物相，试验电压40 kV，采用Cu靶，扫描速度4°/min，扫描范围10°~90° 使用Keller试剂(5 mL HNO3, 3 mL HCl, 2 mL HF和190 mL纯水)腐蚀7 s，金相显微分析在OLYMPUS-GX71-6230A型金相显微镜下进行，组织及断口扫描在FEI sirion2000型扫描电子显微镜上进行

2 结果和讨论2.1 显微组织

不同状态下Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的金相组织，如图2所示图2a给出了合金的铸态组织可以看出，合金的组织主要由Si相、Al基体、θ-Al2Cu以及一些网状相和条状相组成图2b给出了490℃×4 h单步固溶处理之后的金相组织，图2c给出了490℃×2 h+520℃×2 h双步固溶处理后的金相组织从图中可见，固溶处理后θ-Al2Cu相消失，块状初晶Si边缘钝化明显，针状共晶Si熔断成小块状对比图2b、2c可以发现，经过490℃×2 h+520℃×2 h双步固溶处理后网状相溶解明显，且有更多的条状相消失这表明，更多的AlCuNi相充分固溶进基体中，与单步固溶相比双步固溶达到了更好的固溶效果其原因是，经过490℃×2 h固溶处理后合金组织中的低熔点富Cu相已溶入基体，而520℃×2 h高温固溶处理使更多的金属间化合物分解固溶进基体中图2d、e分别给出了490℃×4 h，185℃×6 h和490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h时效处理后的金相组织可以看出，经过时效处理后组织中有粒状相析出对比图2d、e可以发现，经过490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h热处理后，有更多的粒状相析出

图2不同状态合金的金相组织

Fig.2Optical microstructure of alloy in different states (a) as cast, (b) 490℃×4 h, (c) 490℃×2 h+520℃×2 h, (d) 490℃×4 h +185℃×6 h, (e) 490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h

为了进一步分析合金在铸态及热处理后的显微组织，对不同状态下的合金进行SEM扫描观察和XRD物相分析表2列出了图3和图5中所指示区域的EDS能谱分析图3给出了铸态合金扫描电镜照片，图4给出了不同状态下合金的X射线衍射分析结果，可见铸态组织主要由α-Al、Si、γ-Al7Cu4Ni、δ-Al3CuNi、θ-Al2Cu五种相组成图5a、图5b给出了合金在490℃×4 h固溶处理后的显微组织，图5c、图5d给出了490℃×2 h+520℃×2 h固溶处理之后的显微组织从图中可以看出，经过固溶处理后块状初晶Si边缘钝化明显，针状共晶Si熔断，一些网状相及条状相熔断成粒状或块状聚集将图3a、图3b与图5a、图5b对比可见，经过490℃×4 h固溶处理后组织中的θ-Al2Cu相消失，骨骼状的δ-Al3CuNi相改变为边缘光滑的条状和块状，表明δ-Al3CuNi相发生了一定程度的溶解从图4可见，θ-Al2Cu衍射峰消失，γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi的衍射峰强度降低这说明θ-Al2Cu完全溶进基体中，部分γ-Al7Cu4Ni、δ-Al3CuNi开始溶进基体中将图5a、图5b与图5c、图5d对比可见，经过490℃×2 h+520℃×2 h双步固溶处理后条状的γ-Al7Cu4Ni相熔断成粒状并开始熔化，骨骼状δ-Al3CuNi相熔断成块状；与490℃×4 h单步固溶相比，δ-Al3CuNi相形貌变化明显，因为520℃×2 h第二步高温固溶处理使更多γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相溶入基体，与XRD衍射分析结果一致从表2对比D、F两点的能谱分析也可以看出，δ-Al3CuNi相经过双步固溶后，其Cu和Ni的含量均明显下降这表明，与单步固溶相比双步固溶处理不仅可以使更多的γ-Al7Cu4Ni熔化固溶，还以使δ-Al3CuNi充分溶入进基体综合分析表明，与单步固溶处理相比，双步固溶处理使更多的富Cu、富Ni相充分固溶进基体中得到了更好的固溶效果

Table 2

表2

表2图3和图5标识区域的EDS能谱分析(原子分数，%)

Table 2Energy spectrum analysis of marked area in Fig.3 and Fig.4 (%， atomic fraction)

Point	Al	Si	Cu	Ni	Ce	Cr
A	72.87	0.64	13.94	12.50	0.01	0.04
B	68.42	6.01	14.95	10.52	0.04	0.05
C	2.15	97.40	0.45	0.00	0.00	0.00
D	67.64	0.11	17.04	15.17	0.01	0.03
E	42.11	57.55	0.34	0.00	0.00	0.00
F	77.30	0.68	12.10	9.83	0.00	0.08

图3铸态合金的扫描电镜照片

Fig.3SEM images of as-cast alloy

图4不同状态合金的XRD衍射分析

Fig.4XRD analysis of alloys in different states (a) as-cast, (b) 490℃×4 h, (c) 490℃×2 h+520℃×2 h, (d) 490℃×4 h+185℃×6 h, (e) 490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h

图5固溶处理合金的扫描电镜照片

Fig.5SEM images of alloy treated by solid solution (a) and (b) 490℃×4 h, (c) and (d) 490℃×2 h+520℃×2 h

图6a、图6b与c、图6d分别给出了单步、双步固溶后经过185℃×6 h时效处理后的显微组织从图中可以看出，时效处理后组织中出现了粒状析出相，有弥散分布的，也有聚集在一起的与固溶态相比，时效后的组织中出现了较多团簇在一起的粒状聚集相这些粒状聚集相能拖曳晶界滑动，有利于提高高温性能[23] 将图6a、图6b与c、图6d对比可见，经过490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h时效处理后组织中的粒状聚集相更多有强化效果，有利于提高材料的力学性能结合XRD分析可以看出，时效处理后θ-Al2Cu、γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相逐渐析出；对比图5d和e可以发现，经过490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h时效处理后这三种相的析出更为明显，衍射峰强度明显增强这表明，双步固溶及时效处理使析出相更多的，有更好的沉淀强化效果

图6时效处理合金的扫描电镜照片

Fig.6SEM images of alloy treated by aging (a) and (b) 490℃×4 h+185℃×6 h, (c) and (d) 490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h

综上分析，双步固溶处理的效果明显优于单步固溶双步固溶处理的析出效果也明显优于单步固溶，其中θ-Al2Cu、γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi的析出有助于强度的提升；尤其是γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi在300℃有较高的热稳定性，因此这些相的析出有助于提高高温强度[15]

从以上分析测试结果可见，在组织中的第二相上未检测到Ce元素且未发现富Ce相为了分析Ce的存在形式，测试了合金试样中Ce的分布，结果如图7,8和图9所示从图7可见，铸态合金组织中的Ce在基体和第二相基本上分布均匀，只是在γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi等相的边缘和端角有一定的聚集，与钱钊[20]的实验结果相似根据钱钊[20]的实验结果，微量Ce溶入AlCuNi耐热相并取代了溶入位置的Ni，起合金化作用这种取代“等效于”提高合金中Ni的含量，在合金中生成更多的AlCuNi耐热相，从而使合金的高温性能提高同时，Ce的加入还起变质Si相的作用

图7铸态合金中Ce的分布

Fig.7Ce distribution in as-cast alloy (a) SEM image in as-cast alloy，(b) Ce distribution

图8固溶处理后Ce的分布

Fig.8Ce distribution in sample after solution treatment (a) SEM image at solution treatment、(b) The Ce distribution

图9时效处理后Ce的分布

Fig.9Ce distribution in sample after aging treatment (a) SEM image at aging treatment、(b) Ce distribution

图8和图9分别给出了合金在490℃×2 h+520℃×2 h固溶处理及490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h时效处理后Ce的分布从图中可以看出，热处理后，合金中Ce的分布与铸态相比没有较大的变化

2.2 力学性能

不同状态合金的室温和高温(300℃)抗拉强度，如图10所示从图10可以看出，双步固溶后再进行时效使合金的力学性能比铸态和单步固溶有较大的提高，尤其是室温强化效果最为明显此时的合金室温抗拉强度为336.8 MPa、高温抗拉强度为153.3 MPa，与铸态和单步固溶处理相比，室温强度分别提高74%、13.5%，高温强度分别提高19.3%、11.4% 根据上述分析，经过固溶处理后铸态组织中的θ-Al2Cu完全固溶进基体中而在后续的时效中析出，这也是室温强度提高的主要原因双步固溶处理后组织中的γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相继固溶进基体中，时效析出后其室温强度明显高于单步固溶这种高熔点且热力学稳定性较好的弥散析出相，有利于高温性能的提升[23]，这也是高温强度提升的主要原因

图10不同状态合金的室温和高温拉伸强度

Fig.10The tensile strength of alloy at room temperature and high temperature in different states

图11给出了不同状态下合金室温拉伸断口形貌从图11可见，铸态合金室温拉伸断口表现为脆性断裂的准解理断裂特征，粗大的针状共晶硅Si和片状初晶Si使解理面形成；经过热处理后共晶Si相开始熔断，撕裂棱开始增多，且出现一定数量的韧窝图12给出了不同状态下合金高温拉伸断口形貌铸态合金的高温拉伸断口形貌出现大量韧窝，表现出明显的韧性断裂特征但是断口形貌中仍有很多解理面和撕裂棱，表现出脆性断裂向韧性断裂过渡的特点

图11不同状态合金的室温拉伸断口形貌

Fig.11Tensile fracture morphology of sample tested at room temperature (a) as-cast, (b) 490℃×4 h+185℃×6 h, (c) 490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h

图12不同状态合金的高温拉伸断口形貌

Fig.12Tensile fracture morphology of alloy tested at high temperature (a) as-cast, (b) 490℃×4 h+185℃×6 h, (c) 490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h

3 结论

(1) 固溶处理后Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr铸造耐热铝合金中的θ-Al2Cu相完全固溶进基体中；双步固溶处理使更多的γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相固溶进基体中，达到更好的固溶效果；时效处理后，组织中出现粒状聚集相及弥散析出相

(2)与铸态和单步固溶的相比，双步固溶后再经时效处理使合金的力学性能有较大的提高，尤其是室温强化的效果最明显，室温抗拉强度为336.8 MPa、300℃高温抗拉强度为153.3 MPa

参考文献:

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