鑄造耐熱鋁合金可應(yīng)用在兵器、船舶、航空航天和汽車等領(lǐng)域[1] 用鑄造鋁合金來替代鑄鐵制造汽車發(fā)動(dòng)機(jī)，可減輕自身重量并顯著提高燃油的效率[2,3,4,5,6] 在汽車發(fā)動(dòng)機(jī)的部件中，100%的活塞、85%的進(jìn)氣管和75%的氣缸蓋的制造都使用鋁合金[7,8,9] 目前傳統(tǒng)的鑄造鋁合金的高溫性能已經(jīng)接近極限，不能滿足汽車發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展需要 例如，使用在250~400℃高溫環(huán)境中作為發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件的活塞[10]，承受著20~300℃的熱疲勞作用 這就要求，在保證活塞合金室溫強(qiáng)度的條件下盡可能提高其高溫性能

鑄造Al-Si系耐熱合金有良好的鑄造性能、較高的耐磨性和易加工等特點(diǎn)，可用于制造活塞 齊廣慧等[11]研究了二元Al-Si合金的力學(xué)性能與顯微結(jié)構(gòu)的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)Sr變質(zhì)的二元Al-Si合金的力學(xué)性能在共晶點(diǎn)附近達(dá)到最大值，近共晶成分的Al-Si合金具有良好的綜合性能 但是由于其高溫性能有限，需要進(jìn)行合金化提高以其高溫性能 添加Cu、Ni、Mg等元素形成Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi、Al9FeNi等熱穩(wěn)定性較好的金屬間化合物，可提高Al-Si合金的高溫性能 王憲芬等[12]研究了Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞鋁合金的組織和性能，發(fā)現(xiàn)在合金中生成了Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi等金屬間化合物 Li Y等[13]研究了Al3Ni、Al7Cu4Ni、Al3CuNi三種富Ni相的特性，發(fā)現(xiàn)Al3CuNi的高溫穩(wěn)定性最好，有利于提高其高溫性能 Yang Y等[14]研究了不同Cu含量的Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞鋁合金中富Ni相的演化，發(fā)現(xiàn)隨著Cu含量的提高組織中呈網(wǎng)狀與半網(wǎng)狀的Al7Cu4Ni、Al3CuNi相逐漸增多，使其高溫性能顯著提高 其原因是，Ni在Al-Si-Cu-Ni-Mg活塞鋁合金中主要以Al3Ni、Al7Cu4Ni和Al3CuNi的形式存在，其中網(wǎng)狀或半網(wǎng)狀的Al7Cu4Ni、Al3CuNi相最有利于提高其高溫性能 另外，過渡族元素Mn、Cr、Ti、Zr、V等可與鋁生成熔點(diǎn)較高、再結(jié)晶溫度也較高的包晶和共晶系組織，也可與合金中的其他元素生成強(qiáng)化相 例如：在合金中加入微量的Ti、Zr、V可生成穩(wěn)定性較高的Al3X相，作為異質(zhì)形核核心細(xì)化晶粒；同時(shí)，還可與其他元素生成強(qiáng)化相使合金的室溫和高溫性能提高 微量Mn可將針狀β-Al5FeSi相改變?yōu)閴K狀或漢子狀α-Al15(Fe,Mn)3Si2相，使合金的力學(xué)性能提高[15] 在鑄造Al-Si系合金中添加的微量Cr元素聚集在一些相的周圍改變合金中部分Al3CuNi相的形貌，在基體中形成立體網(wǎng)狀耐熱相，使合金的高溫強(qiáng)度提高[16,17,18,19] 還有一些研究者添加稀土元素改善鑄造鋁硅合金的耐熱性能，不僅可細(xì)化初晶Si和共晶Si還起強(qiáng)化合金的作用 錢釗等[20]發(fā)現(xiàn)，在活塞合金中加入微量Ce和La使其溶入耐熱化合相AlNiCu，可取代溶入位置的部分Ni起合金化作用 這種取代“等效于”提高合金中Ni的含量，在合金中生成更多的AlNiCu耐熱相，提高其耐熱性 除合金化方法外，熱處理也是一種改善耐熱鋁合金性能的方法 合金熱處理后細(xì)小的析出相彌散分布在晶內(nèi)和晶界，在高溫下阻礙位錯(cuò)滑動(dòng)和釘扎晶界 在T6熱處理方案中，固溶處理方案是調(diào)控組織的重要方法 強(qiáng)華等[21]研究了熱處理對(duì)活塞用鋁合金的微觀組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶處理溫度和處理時(shí)間對(duì)合金的組織具有顯著的影響 經(jīng)過510℃×4 h，180℃×6 h熱處理后，合金的拉伸強(qiáng)度、硬度及耐磨性都顯著提高 在傳統(tǒng)的單步固溶處理中，固溶溫度過高使低熔點(diǎn)富Cu相過燒，過低又使富Cu、富Ni相不能充分固溶進(jìn)基體中 Sokolowski等[22]提出的雙步固溶處理方案，已經(jīng)用于活塞鋁合金的熱處理 雙步固溶處理，是在傳統(tǒng)的固溶處理后再在更高溫度進(jìn)行一次固溶處理 雙步固溶處理的第一步是將低熔點(diǎn)共晶相溶解入基體，防止其在高溫下熔化；第二步是將更多的金屬間化合物固溶于基體中，以提高合金的固溶強(qiáng)化效果 本文以Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr為研究對(duì)象，對(duì)比分析鑄態(tài)、單步固溶、雙步固溶的組織變化和力學(xué)性能

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用原料為工業(yè)純鋁(純度>99.7%)、Al-20Si中間合金、Al-50Cu中間合金、Al-10Ni中間合金、Al-10Cr中間合金、Al-10Ce中間合金 將純鋁和中間合金在烘箱中預(yù)熱至200~250℃并保溫2 h以上 在700~720℃熔煉純鋁，待完全熔化后加入Al-20Si中間合金 在750℃加入其它中間合金，待完全熔化后進(jìn)行除氣精煉 使用C2Cl6除氣精煉，精煉10~15 min后冷卻至720℃，撇去表面浮渣即可進(jìn)行澆注 采用金屬型重力鑄造，得到?60 mm×110 mm的圓柱形鑄錠 合金的化學(xué)成分列于表1

Table 1

表1

表1Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

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熱處理工藝對(duì)合金進(jìn)行熱處理，具體工藝分為兩種：1. 單步固溶和人工時(shí)效：490℃×4 h(水淬)，185℃×6 h；2. 雙步固溶和人工時(shí)效：490℃×2 h+520℃×2 h(水淬)，185℃×6 h

拉伸試樣如圖1所示 在MST-200型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為0.5 mm/min，分別在室溫及高溫(300℃)下進(jìn)行 高溫拉伸時(shí)，試樣在300℃保溫15 min后開始實(shí)驗(yàn)



圖1拉伸試樣的示意圖

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

使用型號(hào)為XPert PRO 的X射線衍射儀分析合金的物相，試驗(yàn)電壓40 kV，采用Cu靶，掃描速度4°/min，掃描范圍10°~90° 使用Keller試劑(5 mL HNO3, 3 mL HCl, 2 mL HF和190 mL純水)腐蝕7 s，金相顯微分析在OLYMPUS-GX71-6230A型金相顯微鏡下進(jìn)行，組織及斷口掃描在FEI sirion2000型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行

2 結(jié)果和討論2.1 顯微組織

不同狀態(tài)下Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的金相組織，如圖2所示 圖2a給出了合金的鑄態(tài)組織 可以看出，合金的組織主要由Si相、Al基體、θ-Al2Cu以及一些網(wǎng)狀相和條狀相組成 圖2b給出了490℃×4 h單步固溶處理之后的金相組織，圖2c給出了490℃×2 h+520℃×2 h雙步固溶處理后的金相組織 從圖中可見，固溶處理后θ-Al2Cu相消失，塊狀初晶Si邊緣鈍化明顯，針狀共晶Si熔斷成小塊狀 對(duì)比圖2b、2c可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h雙步固溶處理后網(wǎng)狀相溶解明顯，且有更多的條狀相消失 這表明，更多的AlCuNi相充分固溶進(jìn)基體中，與單步固溶相比雙步固溶達(dá)到了更好的固溶效果 其原因是，經(jīng)過490℃×2 h固溶處理后合金組織中的低熔點(diǎn)富Cu相已溶入基體，而520℃×2 h高溫固溶處理使更多的金屬間化合物分解固溶進(jìn)基體中 圖2d、e分別給出了490℃×4 h，185℃×6 h和490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h時(shí)效處理后的金相組織 可以看出，經(jīng)過時(shí)效處理后組織中有粒狀相析出 對(duì)比圖2d、e可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h熱處理后，有更多的粒狀相析出



圖2不同狀態(tài)合金的金相組織

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

為了進(jìn)一步分析合金在鑄態(tài)及熱處理后的顯微組織，對(duì)不同狀態(tài)下的合金進(jìn)行SEM掃描觀察和XRD物相分析 表2列出了圖3和圖5中所指示區(qū)域的EDS能譜分析 圖3給出了鑄態(tài)合金掃描電鏡照片，圖4給出了不同狀態(tài)下合金的X射線衍射分析結(jié)果，可見鑄態(tài)組織主要由α-Al、Si、γ-Al7Cu4Ni、δ-Al3CuNi、θ-Al2Cu五種相組成 圖5a、圖5b給出了合金在490℃×4 h固溶處理后的顯微組織，圖5c、圖5d給出了490℃×2 h+520℃×2 h固溶處理之后的顯微組織 從圖中可以看出，經(jīng)過固溶處理后塊狀初晶Si邊緣鈍化明顯，針狀共晶Si熔斷，一些網(wǎng)狀相及條狀相熔斷成粒狀或塊狀聚集 將圖3a、圖3b與圖5a、圖5b對(duì)比可見，經(jīng)過490℃×4 h固溶處理后組織中的θ-Al2Cu相消失，骨骼狀的δ-Al3CuNi相改變?yōu)檫吘壒饣臈l狀和塊狀，表明δ-Al3CuNi相發(fā)生了一定程度的溶解 從圖4可見，θ-Al2Cu衍射峰消失，γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi的衍射峰強(qiáng)度降低 這說明θ-Al2Cu完全溶進(jìn)基體中，部分γ-Al7Cu4Ni、δ-Al3CuNi開始溶進(jìn)基體中 將圖5a、圖5b與圖5c、圖5d對(duì)比可見，經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h雙步固溶處理后條狀的γ-Al7Cu4Ni相熔斷成粒狀并開始熔化，骨骼狀δ-Al3CuNi相熔斷成塊狀；與490℃×4 h單步固溶相比，δ-Al3CuNi相形貌變化明顯，因?yàn)?20℃×2 h第二步高溫固溶處理使更多γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相溶入基體，與XRD衍射分析結(jié)果一致 從表2對(duì)比D、F兩點(diǎn)的能譜分析也可以看出，δ-Al3CuNi相經(jīng)過雙步固溶后，其Cu和Ni的含量均明顯下降 這表明，與單步固溶相比雙步固溶處理不僅可以使更多的γ-Al7Cu4Ni熔化固溶，還以使δ-Al3CuNi充分溶入進(jìn)基體 綜合分析表明，與單步固溶處理相比，雙步固溶處理使更多的富Cu、富Ni相充分固溶進(jìn)基體中得到了更好的固溶效果

Table 2

表2

表2圖3和圖5標(biāo)識(shí)區(qū)域的EDS能譜分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

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

圖3鑄態(tài)合金的掃描電鏡照片

Fig.3SEM images of as-cast alloy



圖4不同狀態(tài)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



圖5固溶處理合金的掃描電鏡照片

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

圖6a、圖6b與c、圖6d分別給出了單步、雙步固溶后經(jīng)過185℃×6 h時(shí)效處理后的顯微組織 從圖中可以看出，時(shí)效處理后組織中出現(xiàn)了粒狀析出相，有彌散分布的，也有聚集在一起的 與固溶態(tài)相比，時(shí)效后的組織中出現(xiàn)了較多團(tuán)簇在一起的粒狀聚集相 這些粒狀聚集相能拖曳晶界滑動(dòng)，有利于提高高溫性能[23] 將圖6a、圖6b與c、圖6d對(duì)比可見，經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h時(shí)效處理后組織中的粒狀聚集相更多有強(qiáng)化效果，有利于提高材料的力學(xué)性能 結(jié)合XRD分析可以看出，時(shí)效處理后θ-Al2Cu、γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相逐漸析出；對(duì)比圖5d和e可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h，185℃×6 h時(shí)效處理后這三種相的析出更為明顯，衍射峰強(qiáng)度明顯增強(qiáng) 這表明，雙步固溶及時(shí)效處理使析出相更多的，有更好的沉淀強(qiáng)化效果



圖6時(shí)效處理合金的掃描電鏡照片

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

綜上分析，雙步固溶處理的效果明顯優(yōu)于單步固溶 雙步固溶處理的析出效果也明顯優(yōu)于單步固溶，其中θ-Al2Cu、γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi的析出有助于強(qiáng)度的提升；尤其是γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi在300℃有較高的熱穩(wěn)定性，因此這些相的析出有助于提高高溫強(qiáng)度[15]

從以上分析測(cè)試結(jié)果可見，在組織中的第二相上未檢測(cè)到Ce元素且未發(fā)現(xiàn)富Ce相 為了分析Ce的存在形式，測(cè)試了合金試樣中Ce的分布，結(jié)果如圖7,8和圖9所示 從圖7可見，鑄態(tài)合金組織中的Ce在基體和第二相基本上分布均勻，只是在γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi等相的邊緣和端角有一定的聚集，與錢釗[20]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相似 根據(jù)錢釗[20]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，微量Ce溶入AlCuNi耐熱相并取代了溶入位置的Ni，起合金化作用 這種取代“等效于”提高合金中Ni的含量，在合金中生成更多的AlCuNi耐熱相，從而使合金的高溫性能提高 同時(shí)，Ce的加入還起變質(zhì)Si相的作用



圖7鑄態(tài)合金中Ce的分布

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



圖8固溶處理后Ce的分布

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



圖9時(shí)效處理后Ce的分布

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

圖8和圖9分別給出了合金在490℃×2 h+520℃×2 h固溶處理及490℃×2 h+520℃×2 h+185℃×6 h時(shí)效處理后Ce的分布 從圖中可以看出，熱處理后，合金中Ce的分布與鑄態(tài)相比沒有較大的變化

2.2 力學(xué)性能

不同狀態(tài)合金的室溫和高溫(300℃)抗拉強(qiáng)度，如圖10所示 從圖10可以看出，雙步固溶后再進(jìn)行時(shí)效使合金的力學(xué)性能比鑄態(tài)和單步固溶有較大的提高，尤其是室溫強(qiáng)化效果最為明顯 此時(shí)的合金室溫抗拉強(qiáng)度為336.8 MPa、高溫抗拉強(qiáng)度為153.3 MPa，與鑄態(tài)和單步固溶處理相比，室溫強(qiáng)度分別提高74%、13.5%，高溫強(qiáng)度分別提高19.3%、11.4% 根據(jù)上述分析，經(jīng)過固溶處理后鑄態(tài)組織中的θ-Al2Cu完全固溶進(jìn)基體中而在后續(xù)的時(shí)效中析出，這也是室溫強(qiáng)度提高的主要原因 雙步固溶處理后組織中的γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相繼固溶進(jìn)基體中，時(shí)效析出后其室溫強(qiáng)度明顯高于單步固溶 這種高熔點(diǎn)且熱力學(xué)穩(wěn)定性較好的彌散析出相，有利于高溫性能的提升[23]，這也是高溫強(qiáng)度提升的主要原因



圖10不同狀態(tài)合金的室溫和高溫拉伸強(qiáng)度

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

圖11給出了不同狀態(tài)下合金室溫拉伸斷口形貌 從圖11可見，鑄態(tài)合金室溫拉伸斷口表現(xiàn)為脆性斷裂的準(zhǔn)解理斷裂特征，粗大的針狀共晶硅Si和片狀初晶Si使解理面形成；經(jīng)過熱處理后共晶Si相開始熔斷，撕裂棱開始增多，且出現(xiàn)一定數(shù)量的韌窩 圖12給出了不同狀態(tài)下合金高溫拉伸斷口形貌 鑄態(tài)合金的高溫拉伸斷口形貌出現(xiàn)大量韌窩，表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂特征 但是斷口形貌中仍有很多解理面和撕裂棱，表現(xiàn)出脆性斷裂向韌性斷裂過渡的特點(diǎn)



圖11不同狀態(tài)合金的室溫拉伸斷口形貌

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



圖12不同狀態(tài)合金的高溫拉伸斷口形貌

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 結(jié)論

(1) 固溶處理后Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr鑄造耐熱鋁合金中的θ-Al2Cu相完全固溶進(jìn)基體中；雙步固溶處理使更多的γ-Al7Cu4Ni和δ-Al3CuNi相固溶進(jìn)基體中，達(dá)到更好的固溶效果；時(shí)效處理后，組織中出現(xiàn)粒狀聚集相及彌散析出相

(2)與鑄態(tài)和單步固溶的相比，雙步固溶后再經(jīng)時(shí)效處理使合金的力學(xué)性能有較大的提高，尤其是室溫強(qiáng)化的效果最明顯，室溫抗拉強(qiáng)度為336.8 MPa、300℃高溫抗拉強(qiáng)度為153.3 MPa

參考文獻(xiàn):