A354鋁合金鑄造缸蓋熱處理

印小松，劉宏慶，史　翔，孫豐鵬

（重慶秦安鑄造有限公司，重慶 402247）

為了獲得高強(qiáng)度的缸蓋，匹配發(fā)動(dòng)機(jī)的更大動(dòng)力，預(yù)采用美國標(biāo)準(zhǔn)A354鋁合金材料制造缸蓋，A354鋁合金屬于Al-Si系合金，由于在合金中加入了強(qiáng)化元素Cu、Mg等，使得熱處理后能獲得更高的強(qiáng)度。根據(jù)相關(guān)資料[1～3]，A354鋁合金與我國ZL111鋁合金(GB/T 1173-1995)類似，ZL111合金固相線溫度為538℃，液相線溫度為596℃；ZL111鋁合金熱處理工藝為：（1）分級固溶：505±5℃，4～6h；520±5℃，6～8h；（2） 淬火：60～100℃水淬；（3）時(shí)效：175±5℃，5～8h，空冷。由于之前我公司沒有使用過A354鋁合金，其化學(xué)成分與ZL111鋁合金也略有不同，相關(guān)資料中的參數(shù)在生產(chǎn)操作中有一定的難度，為了滿足生產(chǎn)，同時(shí)發(fā)揮該材料的最大優(yōu)勢，對A354鋁合金材料特性及A354合金缸蓋熱處理工藝展開研究。

1　試驗(yàn)材料

鋁合金：A354，參照ASTM B108鋁合金鑄件美國標(biāo)準(zhǔn)，主要化學(xué)成分如表1所示。

表1　試驗(yàn)合金化學(xué)成分　ωB/%

2　試驗(yàn)過程

在鑄態(tài)缸蓋上取合適試樣做DSC分析；在缸蓋上同一位置取尺寸約為15mm×15mm×100mm待熱處理試樣；將熱處理后的試樣檢測硬度，然后將試樣加工標(biāo)距?5mm的圓棒拉力試樣（參照GB/T228-2002）；最后將斷后的拉力試棒制成金相試樣觀察金相。

3　試驗(yàn)方法

試驗(yàn)設(shè)備：德國耐馳1100LFDSC分析儀、T6熱處理爐、布氏硬度計(jì)HBE-3000A、萬能試驗(yàn)機(jī)WA-3000KD、金相顯微鏡GX-51。

先對鑄態(tài)試樣做DSC分析（室溫到600℃）。為了研究固溶溫度對A354合金組織和力學(xué)性能的影響，在T6熱處理爐中對試樣熱處理，選擇500℃、515℃、530℃和 545℃溫度固溶，加熱 1、2、3、4、5、6、7、8h 后水淬（固熔時(shí)間過長影響生產(chǎn)效率），水溫 60～80℃,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于 30s；淬火后

都在175℃保溫6h時(shí)效處理，時(shí)效后空冷至室溫，檢測硬度、機(jī)械性能、顯微組織。為了研究時(shí)效溫度對A354合金組織和力學(xué)性能的影響，在T6熱處理爐對試樣熱處理，選擇530℃固溶，加熱6h后水淬，水溫60～80℃,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于30s，分別在 155℃、165℃、175℃、185℃下保溫 0、1、2、3、4、5、6、7、8h （時(shí)效時(shí)間過長影響生產(chǎn)效率），時(shí)效后空冷至室溫，檢測硬度、機(jī)械性能、顯微組織。

4　試驗(yàn)結(jié)果和分析

4.1　DSC分析

將鑄態(tài)試樣以10℃/min的速率由室溫加熱到600℃，DSC分析曲線結(jié)果如圖1所示。

圖1　A354鑄態(tài)鋁合金DSC分析

從DSC分析曲線可知，在510℃左右出現(xiàn)了一個(gè)小熔化峰，在540℃出現(xiàn)較大的熔化峰，575℃為最大的熔化峰峰值溫度，該合金加熱過程中在以上三個(gè)溫度點(diǎn)對應(yīng)著不同相變。

圖2　在不同溫度和時(shí)間固溶后硬度

圖3　試樣顯微組織

4.2　固溶處理試驗(yàn)

在四種加熱溫度下固溶和同一溫度下時(shí)效處理后，硬度曲線見圖2，固溶溫度500℃、515℃的試樣在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)，隨固溶時(shí)間延長，硬度不斷增加；固溶溫度530℃的試樣在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)，隨固溶時(shí)間延長，硬度在1～6h不斷增加，在6～8h硬度變化不大；固溶溫度545℃的試樣在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)，隨固溶時(shí)間延長，硬度先增加后快速減小。這是因?yàn)樵诠倘芗訜徇^程中，Al2Cu、Mg2Si溶解于α（Al）基體中，淬火后形成過飽和固溶體，時(shí)效后強(qiáng)化相析出，均勻分布在合金中，造成晶格畸變，起釘扎作用，引起強(qiáng)化；同時(shí)，合金中的第二相Si經(jīng)歷了熔斷、鈍化和?；?，使力學(xué)性能提高；隨著固溶溫度和時(shí)間合適范圍內(nèi)增加，Al2Cu、Mg2Si等強(qiáng)化相溶解增加，共晶硅相熔斷、鈍化和?；映浞?。但固溶溫度過高和固溶時(shí)間過長，545℃和 530℃固溶顯微組織見圖3，545℃的Si相較粗大，Si擴(kuò)散作用加強(qiáng)和不斷聚集長大，造成合金過熱，545℃固熔測得枝晶（38.44、48.63、42.61μm） 比 530℃的枝晶（35.14、28.43、27.11μm）大，硬度和力學(xué)性能下降。

固溶溫度是固溶處理最重要的因素，為了加快固溶，減少固溶時(shí)間，保證強(qiáng)化元素能充分固溶于Al基體中，在合金不過熱的前提下我們盡量的提高固溶溫度。但溫度過高，低熔點(diǎn)共晶體熔化，產(chǎn)生過熱，因此固熔溫度必須低于共晶溫度（過熱溫度），高于合金溶解度曲線溫度，一般情況下，固溶溫度低于合金共晶溫度5～10℃。DSC分析A354材料加熱510℃左右時(shí)，此時(shí)應(yīng)為五元共晶產(chǎn)物（AlxMg5Si4Cu、α、共晶 Si、Al2Cu、Mg2Si）開始熔化，540℃左右應(yīng)為三元共晶產(chǎn)物（α、共晶Si、Al2Cu或Mg2Si）開始熔化，575℃應(yīng)為二元共晶產(chǎn)物（α+Si）開始熔化[4]。為了使含強(qiáng)化元素Cu和Mg的三元共晶產(chǎn)物充分溶于鋁基體中且保證三元共晶產(chǎn)物不熔化，固溶溫度應(yīng)低于三元共晶產(chǎn)物（α、共晶 Si、Al2Cu或 Mg2Si） 共晶溫度（約 540℃)5～10℃,與國內(nèi)鋁合金 ZL111(GB/T 1173-1995)固相線溫度538℃相近，530℃低于以上共晶溫度10℃，因此530℃是合適的固溶溫度。

圖4　四種溫度下不同時(shí)間時(shí)效后硬度和機(jī)械性能

4.3　時(shí)效處理試驗(yàn)

530℃、6h固溶工藝處理后，分別在四種溫度、不同時(shí)間時(shí)效后硬度以及機(jī)械性能如圖4所示。

155℃、165℃時(shí)效時(shí)在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)，隨時(shí)效時(shí)間延長，硬度不斷增加；175℃、185℃時(shí)效時(shí)在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)，隨時(shí)效時(shí)間延長，硬度先增加后減小，175℃時(shí)效硬度轉(zhuǎn)折點(diǎn)在5h，185℃時(shí)效硬度轉(zhuǎn)折點(diǎn)在3h；但185℃時(shí)效最高硬度小于175℃時(shí)效最大硬度；各種溫度下在試驗(yàn)時(shí)間范圍內(nèi)隨時(shí)間延長延伸率逐漸降低。

固溶處理后合金中Mg和Mn由于其原子數(shù)量較少，且Si的固溶強(qiáng)化作用可忽略不計(jì)，合金的固溶強(qiáng)化主要來源于富Cu相的溶解。175℃、185℃隨時(shí)效時(shí)間延長，在試驗(yàn)時(shí)間內(nèi)硬度先增加后減小，155℃、165℃隨時(shí)效時(shí)間延長在試驗(yàn)時(shí)間內(nèi)逐漸增加。經(jīng)研究表明Al-Cu的時(shí)效過程分為四個(gè)階段：（1）形成溶質(zhì)原子富集區(qū)（GP區(qū)），淬火后形成的過飽和固溶體，時(shí)效初期銅原子在鋁基體上偏聚形成銅原子富集區(qū)，銅原子比鋁原子小約11%，使共格界面附近的晶格產(chǎn)生畸變，使強(qiáng)度和硬度增加；（2）GP區(qū)有序化形成GPⅡ，當(dāng)增加時(shí)效時(shí)間和升高時(shí)效溫度時(shí)，Cu、Al原子按一定的次序排列，形成有序化的正方晶體結(jié)構(gòu)，形成Al-Cu合金中間過渡相θ″，θ″的尺寸比GP區(qū)增大，它的彈性應(yīng)變也比GP區(qū)明顯增加，強(qiáng)度和硬度進(jìn)一步增大；（3）形成過渡相θ’，θ″進(jìn)一步時(shí)效形成θ’，θ’的成分與穩(wěn)定相θ(Al2Cu)接近，與基體保持部分共格，θ’周圍的彈性應(yīng)變減弱，強(qiáng)度和硬度開始降低；（4）形成穩(wěn)定相θ，繼續(xù)時(shí)效將形成穩(wěn)定相θ（Al2Cu），穩(wěn)定相θ也具有正方結(jié)構(gòu)，但晶格常數(shù)與鋁基體相差很大，完全失去了共格聯(lián)系，彈性應(yīng)變能完全消失，強(qiáng)度和硬度下降到較低水平。根據(jù)以上時(shí)效過程規(guī)律變化，175℃、185℃時(shí)效出現(xiàn)了過渡相和少量穩(wěn)定相，硬度出現(xiàn)下降；155℃、165℃時(shí)效試驗(yàn)還在GPⅡ階段，硬度在不斷增加。

GP區(qū)的分布密度是合金強(qiáng)化的關(guān)鍵，時(shí)效溫度升高基體中的空位濃度也提高了，因此加快了溶質(zhì)原子和空位的擴(kuò)散，得到的GP區(qū)尺寸較大且分布密度減小，當(dāng)時(shí)效溫度較高時(shí)，GP區(qū)由針狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘魻睿L度也增加，硬化速度快，達(dá)到峰值的時(shí)間短，硬度峰值也較低[5]；因此造成185℃時(shí)效最高硬度小于175℃時(shí)效最大硬度。

抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律基本與硬度相同，但不同步；各種溫度下隨時(shí)間延長延伸率逐漸降低。為了使該缸蓋在使用過程中硬度和力學(xué)性能維持相對穩(wěn)定狀態(tài)，保證熱處理后產(chǎn)品處于輕微過時(shí)效狀態(tài)，具有較高的硬度、強(qiáng)度和延伸率且生產(chǎn)效率較高，選用530℃、6h固溶，175℃、6h時(shí)效熱處理A354發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋。

5　結(jié)論

（1）固溶溫度增加和固溶時(shí)間延長能提高材料固溶效果，但溫度過高或時(shí)間過長，會(huì)產(chǎn)生過熱，Si相和強(qiáng)化相聚集長大，使硬度和機(jī)械性能嚴(yán)重降低。

（2）時(shí)效溫度增加和時(shí)效時(shí)間延長能促進(jìn)固溶處理后過飽和固溶體強(qiáng)化相的析出，但溫度過高或時(shí)間過長，發(fā)生過時(shí)效，產(chǎn)生過渡相和穩(wěn)定相，彈性應(yīng)變減弱，使硬度和機(jī)械性能降低。

（3）對于A354鋁合金缸蓋，選用530℃、6h固溶，60～80℃水淬，175℃、6h 時(shí)效熱處理，能使缸蓋熱處理后處于輕微過時(shí)效狀態(tài)，不僅滿足了缸蓋的較高硬度、機(jī)械性能要求，也保證了在使用過程中的穩(wěn)定性，而且熱處理生產(chǎn)效率較高。

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