石 磊，王有祁，王 英，苏 辉，甄立玲

(中国兵器科学研究院 宁波分院，宁波 315103)

ZAlSi12CuMgNi铝合金属于准共晶型 Al-Si合金，由于其具有良好的导热性，较高的比强度，良好的耐磨、耐蚀性，较好的体积稳定性，以及足够的高温强度，被广泛地用于活塞合金[1]。ZAlSi12CuMgNi铝合金属于可热处理铝合金，添加的合金元素及其形成的化合物在α(Al)中有较大的溶解度，且随温度的下降而显著减少，因此经固溶处理可获得过饱和固溶体。固溶处理的主要工艺参数是固溶温度和保温时间，最佳的加热温度是能够保证最大数量的强化相溶入基体，但又不引起过烧和晶粒长大，最佳保温时间是保证溶入固溶体的强化相充分溶入，得到最大的过饱和度。为使得合金中的强化相充分溶解固溶，以获得最佳强化效果，在保证合金不过烧的情况下，应尽可能提高固溶温度，延长保温时间[2]。较高的固溶温度能够使 Si、Cu、Mg、Ni等元素最大限度的溶于α(Al)固溶体中，在保温过程中均匀化，冷却后可获得过饱和度较大的α固溶体，时效处理后，细小的强化相粒子能够均匀的分布在α基体上，产生弥散强化，不仅强度得到提高，而且使得α变形均匀，变形能力增加[3]。对Al-Si合金进行固溶处理除了可以获得过饱和固溶体之外，还可以改变 Si相的形态，使长条状的Si相发生缩颈、溶断、粒化，块状的Si相钝化、球化，从而改善合金的性能[4]。

由于挤压铸造是使液态金属在高的压力下进行结晶，因此可以使铸件的组织致密，晶粒细小，减少或消除气孔、缩松等铸造缺陷，从而获得性能更高的铸件[5-6]。由于压力的作用，合金的状态图、熔点、结晶速度、液相线与固相线之间的间隔、相的形态都随之改变[7]，挤压铸造的合金的固溶处理工艺可能与重力铸造的合金的固溶处理工艺有所不同。一般 Al-Si共晶活塞合金的固溶处理温度为480～520 ℃，固溶时间为 4～8 h。固溶处理的效果不仅与固溶处理的工艺参数有关，还与熔炼工艺和铸造工艺有关[8-9]，本文作者初步研究固溶温度及保温时间对挤压铸造的ZAlSi12CuMgNi铝合金的显微组织及力学性能变化的影响，为进一步提高铝合金的综合性能打下基础。

1 实验

实验合金以ZL102、WR003和纯镁为原料，采用电阻炉熔炼，在(760±5) ℃下采用Al-Si-P变质剂进行变质处理，在(740±5) ℃用Al-Ti-B细化剂进行细化处理，静置20 min左右，待温度降至(700±5) ℃时，将合金液浇入挤压铸造机铸型模具内进行挤压铸造，加压压力为150 MPa左右，保压30 s，制得直径为200 mm，厚度为50 mm的毛坯。合金成分如表1所列。

用线切割的方法从挤压铸造的 ZAlSi12CuMgNi铝合金毛坯上切取10 mm×10 mm×20 mm的试样，采用井式电阻炉进行固溶处理，固溶处理参数如表2所列。采用STA449 F3 Jupiter热分析仪对挤压铸造状态的ZAlSi12CuMgNi铝合金进行差示扫描量热分析，加热速度为20 ℃/min。用Axio Imager型金相显微镜进行组织观察，采用 MH-500型硬度计对α(Al)固溶体进行显微硬度测试。

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

表2 ZAlSi12CuMgNi铝合金固溶处理工艺Table2 Solution treatment of ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

2 结果与分析

2.1 挤压铸造显微组织

图1所示为挤压铸造的 ZAlSi12CuMgNi合金组织。由图1可见，ZAlSi12CuMgNi铝合金挤压铸造组织呈现亚共晶状态，主要由α(Al)树枝晶、共晶Si以及黑色Mg2Si、浅灰色的Al3CuNi或Al3Ni和灰色的W相等强化相组成，还有少量块状初晶Si，其中共晶Si呈纤维网状分布于α基体上[10-11]。

根据凝固条件(凝固速度和合金成分)的不同，可将合金的凝固组织划分为Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 3部分[12]，如图2所示。根据热力学知识可知，压力的作用会使Al-Si合金的共晶温度升高，从而使平衡相图发生变化，如图2中的虚线所示，随着压力的增加，共晶点向 Si的方向移动，共晶温度上升，使得 Si及合金元素在α(Al)中的单相固溶区范围扩大[13]。另外，由于挤压铸造过程中结晶速度增大，破坏了平衡结晶条件，共晶成分的合金结晶时就不会进入到伪共晶区，而是先结晶出α(Al)相，因此，α(Al)相领先形核长大，形成完整轮廓的树枝晶。在形成树枝晶的同时，Si原子被排向固液界面前沿，导致剩余液相中的 Si原子浓度升高，溶液达到共晶成分，最后结晶形成共晶组织，它们分布于树枝晶的枝杈之间，因此在压力作用下结晶时能够获得含溶质组元较高的单相合金，形成晶粒细小的亚共晶组织。

图1 挤压铸造的ZAlSi12CuMgNi铝合金组织Fig.1 Microstructures of squeezing casting ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

图2 Al-Si合金结晶示意图Fig.2 Sketch of solidification of Al-Si alloy

2.2 DSC分析曲线

图3所示为挤压铸造状态的ZAlSi12CuMgNi铝合金的DSC曲线。从图3中可以看出，合金在约531.8 ℃和540.6 ℃开始出现明显的吸热峰，峰值温度约为548.4 ℃，对应合金中的Mg2Si和Al3CuNi(Al3Ni)的溶解反应。在不发生过烧的前提下尽可能地提高固溶温度，根据挤压铸造状态的 ZAlSi12CuMgNi铝合金的DSC曲线可以将固溶温度确定在520～530 ℃之间。

图3 挤压铸造ZAlSi12CuMgNi铝合金的DSC曲线Fig.3 DSC curves of squeezing casting ZAlSi12CuMgNi aluminium alloy

2.3 固溶处理后的显微组织

图4、5、6所示分别为520、525、530 ℃下保温不同时间后得到的固溶组织。

从图4可以看出，在520 ℃下保温3 h后，大部分强化相已经溶解，部分条状Si出现缩颈、溶断并开始粒化，块状Si出现钝化。保温4 h后，仍有少量未溶金属化合物，大部分共晶Si已经粒化，尺寸为4～8 μm，块状Si圆整度得到提高。继续保温至5 h后，发现粒状Si开始粗化、聚集、长大，块状Si的圆整度下降，α晶粒明显长大。

图4 520 ℃下固溶保温不同时间后的合金组织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

图5 525 ℃下固溶保温不同时间后的合金组织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

图6 530 ℃下固溶保温不同时间后的合金组织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

从图5可以看出，在525 ℃下保温1.5 h后Si相开始溶断，块状Si趋于钝化，大部分强化相溶解。保温3 h后，Si相已经完全熔断变成粒状，且均匀弥散地分布在α(Al)基体上，共晶Si颗粒尺寸为3～5 μm。继续保温至4 h，Si相有明显的聚集现象，Si颗粒开始粗化，球化程度下降，α(Al)开始长大。

从图6可以看出，在530 ℃下保温1.5 h后强化相大都溶解到α(Al)中，条状共晶Si开始发生缩颈、溶断。保温2.5 h后，共晶Si已完全变为粒状，均匀弥散地分布在α(Al)上，并且较图5(b)中的Si颗粒更加细小、弥散，球化程度更高，共晶Si颗粒尺寸为1～3 μm。保温3.5 h后，Si相发生聚集、粗化现象，球化程度下降，α(Al)出现长大现象。

对图4～6进行综合比较可以看出：在同一固溶温度下，随着保温时间的延长，强化相逐渐溶入α(Al)基体中，条状Si发生缩颈、溶断、粒化，块状Si逐渐钝化并趋于圆整化；保温时间过长，将会导致 Si相聚集、粗化、长大以及球化程度变差，并且α(Al)晶粒会发生长大现象；随着固溶温度的升高，共晶Si的粒化速率和强化相的溶解速率逐渐增大，其中共晶Si颗粒更加细化，分布更加均匀、弥散，圆度更好，这和文献[15]的研究结果一致。但同时Si相聚集、粗化、长大、圆度下降以及α(Al)晶粒长大的时间会缩短，因此本文作者认为在高温下进行固溶处理时要严格控制好固溶时间。

固溶过程是原子的扩散过程，在一定条件下，扩散的快慢主要由扩散系数D决定。根据公式D=D0exp[-Q/(RT)]可知，影响D的主要因素是扩散激活能Q和温度T，激活能Q越小，温度T越高，则越容易扩散。根据文献[15]的研究，由于表面张力的作用，会在曲率半径较大或较小的地方产生内压力，使得此处质点的自由能增加，因此原子的扩散激活能减小，使得扩散容易进行，所以在强化相和Si相的凹槽处和棱角处容易扩散溶解，逐渐形成圆整度较好的粒状。如果保温时间过长，Si原子会以较大的Si颗粒为质点，发生聚集，迅速长大(见图4(c)、5(c)、6(c))。Si属于小平面界面结晶的晶体，在其长大的过程中，非密排面将逐渐消失，最后成为具有规则几何形状的晶体，因此在Si相长大的过程中，其圆整度会下降[16]。

2.4 显微硬度测试结果与分析

图7所示为不同固溶温度下合金的硬度—时间变化曲线。从图7可以看出，挤压铸造状态的α(Al)基体的显微硬度最高，在520 ℃下保温时，随着保温时间的延长，α(Al)基体的显微硬度呈整体下降趋势；在525℃和530 ℃下保温时，α(Al)基体的显微硬度呈现先升后降趋势。随着固溶温度的升高，α(Al)基体的软化时间和随后的强化时间缩短，这与固溶过程中强化相的分解和Si相的粒化随温度升高的变化趋势一致。

图7 固溶温度和时间对α(Al)固溶体显微硬度的影响Fig.7 Effect of solid solution temperature and time on microhardness of α(Al) solid solution

在保温过程中，一方面，合金原子将固溶于α(Al)基体中，产生固溶强化；另一方面，随着固溶温度的升高和保温时间的延长，α(Al)晶粒逐渐长大，晶界上的强化相溶解，从而导致α(Al)基体发生软化。因此，在固溶过程中，α(Al)固溶体的力学性能是这两方面相互作用的结果，取决于强化程度和软化程度的差异[17]。α(Al)发生软化主要是由于在保温过程中晶粒长大和晶界上强化相的溶解而产生的。α(Al)晶粒在固溶处理过程中会发生长大现象，根据 Hall-Petch公式σs=σ0+Kd-1/2(式中σ0为屈服强度，MPa；σ为单晶体金属的屈服强度，MPa；K为常数，表征晶界对强度影响程度，与晶界结构有关；d为多晶体各晶粒的平径直径，cm)可知，晶粒长大会使合金的强度下降，这主要是由于多晶产生塑性变形时较大的晶粒会使晶界处产生较大的应力集中，从而导致晶粒容易发生塑性变形，屈服强度下降[18]。α(Al)晶界上的强化相的分布对晶粒内部位错的运动有阻碍作用，有利于α(Al)基体变形抗力的提高，强化相的溶解减弱了这部分作用，但均匀弥散分布的细小的Si颗粒能够对α(Al)基体产生弥散强化，可以补偿一部分损失。另外，根据晶体学知识，晶粒越大，晶粒内的位错密度就越小，晶粒的强度就越低。因此在固溶处理过程中，保温时间不易过长，在保证合金元素能够最大固溶的前提下尽量缩短保温时间。提高固溶温度，有利于合金元素的快速固溶，可以减少保温时间，防止晶粒的快速长大。关于α(Al)固溶体的强化和软化随固溶温度和保温时间的变化关系还需进一步研究。

2.5 组织与力学性能的关系

Al-Si合金固溶处理过程中组织的变化主要是强化相的溶解、固溶和Si相的细化、圆整化，Al-Si合金的力学性能主要由其显微组织决定，尤其是α(Al)固溶体晶粒和Si相的状态[19-20]。粗大且形状不均匀的Si相及金属化合物在受力过程中易于产生应力集中，导致自身破碎或剥落而形成裂纹，并加速裂纹的扩展，从而降低合金的强度和塑性。如果第二相以细小且圆整度较好的粒状或球状的颗粒均匀地分布在α(Al)基体上，可以产生弥散强化，不仅可以提高合金的强度，还能提高合金的塑性，从而使合金的强韧性得到提高[21-22]。挤压铸造的ZAlSi12CuMgNi铝合金在525 ℃下保温3 h(见图5(b))或530 ℃下保温2.5 h(见图6(b))后，强化相能够充分溶解固溶，Si相得到充分的细化，圆整度得到提高，且均匀弥散地分布在α(Al)基体上，而不会导致α(Al)晶粒过分长大，因此有利于合金力学性能的提高。根据文献[3]的研究，合金元素的弥散强化对合金力学性能的贡献由于固溶强化，因此需要对固溶处理后的合金进行时效处理，以进一步提高合金的力学性能。

3 结论

1)在固溶过程中，强化相逐渐溶解，共晶 Si相发生粒化，并趋于弥散，块状Si逐渐钝化，保温时间过长，粒化后的共晶Si会发生粗化、长大，圆整度下降。

2) 随着固溶温度的上升，强化相溶解和Si相的粒化、圆整化的时间会缩短，且共晶Si的最小粒化程度会随固溶温度的上升而增大。

3)在不同固溶温度下随着保温时间的延长，α(Al)晶粒会发生长大，α(Al)基体的力学性能有不同形式的下降趋势，因此，在保证合金元素能够最大固溶的前提下，保温时间不易过长。

4) 挤压铸造的ZAlSi12CuMgNi铝合金的最佳固溶处理工艺为525～530 ℃保温2.5～3 h。

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