原标题：稀土+热处理大幅提高Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金性能

铸造A356合金（Al-7Si-0.3Mg合金）作为可热处理强化型合金，具有良好的成形性、气密性、流动性、抗疲劳、耐腐蚀以及比强度高等特点，常用于生产泵体、活塞、轮毂等形状复杂的关键零部件。但该合金铸态下的性能较差，易出现气孔夹杂等缺陷，同时铸态合金中往往包含粗大的α-Al和针片状共晶Si，受力时呈针片状的共晶Si会严重割裂基体，造成力学性能大幅度下降。研究发现，A356合金中添加质量分数为0.3%的Y时，α-Al、共晶Si都得到了良好的变质与细化，合金力学性能大幅度提升，但仍需要进一步热处理强化后才能投入使用。

T6热处理可改善合金中共晶Si的形貌及尺寸，同时减少组织中的缺陷，减小残余应力，增强合金的力学性能和稳定性。大量研究表明，固溶温度和时间对A356合金组织的影响显著。研究者研究发现，稀土变质后的A356合金经540 ℃×3 h+180 ℃×4 h热处理后，合金的硬度（HBW）和抗拉强度分别达到98.3、303.5 MPa，伸长率为7.32%。研究发现，添加混合稀土后的A356合金在热处理条件下比铸态具有更好的变质效果，伸长率大幅提高。T6处理能使Al-Si-Mg合金中的Si相颗粒球化，并降低Si共晶与基体界面的应力集中，从而提高合金的强度和塑性。固溶时间过短或温度过低，难以将可溶第二相粒子充分回溶到基体中，致使基体中固溶的合金元素较少。经时效处理后合金的强度也较低，而固溶温度超过合金的共晶温度会导致晶界溶解、共晶Si粗化，从而降低合金的力学性能。同时合金固溶时间过长会发生过烧现象，致使合金组织严重恶化。由于低温时效需要很长时间，适度提高时效温度可以提高时效速度，更快得到饱和固溶体，但时效温度过高容易发生过时效。

目前，关于A356合金的热处理工艺研究较多，但是对于稀土Y变质后的热处理工艺研究报道较少且方法单一。因此，本研究对添加质量分数为0.3%的Y的A356合金进行热处理工艺的研究，通过观察共晶Si的尺寸及形貌的方法得到最佳固溶工艺，同时对铸态、T5态、T6态试验合金的力学性能进行分析，为调控铸造Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金组织及改善力学性能提供参考。

图文结果

采用A356铝合金和Al-10Y中间合金为原材料，制得Y含量为0.3%（质量分数，下同）的试验合金。采用ZG-0.03真空感应炉对原材料进行熔炼，首先将石墨坩埚预热到200 ℃，然后将A356铝合金锭放入坩埚中进行加热并升温至750 ℃，待原料熔化后用钟罩将不同含量的Al-Y中间合金压入铝熔体中，并用石墨棒搅拌20 s，待合金熔化均匀后加入C2Cl6精炼剂随后充入氩气进行精炼除气，待熔体温度降至720 ℃并保温10 min，缓慢浇入预热温度为200 ℃的金属型中并随炉冷却30 min，待熔体凝固后开炉，制得Y含量为0.3%的A356合金块体。待试验合金冷却后钻削取样，用OPTIMA7000DV电感耦合等离子光谱仪进行成分测试，结果见表1。切取10 mg左右的薄片试样，去除表面杂质后用S-TG/DTA6300型差热分析仪对试验合金进行差热分析，测试温度范围为0~700 ℃，升温和降温速率为10 ℃/min，使用氩气作为保护气。

使用OTF-1200X管式炉进行固溶处理（设备电压为220 V，最高加热温度为1 200 ℃），待炉温升至设定温度后将金相和拉伸试样放入炉中并保温计时，保温结束后立刻取出试样，放入50 ℃水中进行淬火，在热水中保留30 min，淬火结束后静置8 h。使用中兴WH-25型干燥箱进行时效处理，时效处理后取出试样空冷至室温。

在Y含量为0.3%的试验合金铸件中间部位切取出尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的试样，经240、400、500、800、1 000、1 500和2 000号砂纸依次打磨后，分别使用1.5、0.5号金刚石研磨膏在P-1型抛光机上进行抛光制备出金相试样，并用体积分数为10%的HF溶液腐蚀试样；使用QUANTAFEG65型扫描电镜对合金的微观组织进行观察、分析；采用JEOL2100透射电镜观察合金的析出相，工作电压为200 kV；采用HVS-30Z/LCD型维氏硬度计测试合金的硬度，载荷为24.5 N，保压10 s，最终测试结果取10个位置的平均值；在Gatan DE-BEN/MT10204型拉伸台上测试合金的力学性能，拉伸试样尺寸示意图见图1，拉伸速率为5 mm/min。

表1 试验合金的化学成分(%)

图1 拉伸试样尺寸

图2为试验合金的DSC降温曲线，其中峰值1与二元共晶反应Al+Si→L相对应，峰值2与α-Al相的凝固相对应。同时可以观察到峰值1之前有些较小的放热峰。固溶温度的选取原则应最大限度的将合金加热至第二相能够全部或最大限度的溶入基体中，在接近上限温度（即共晶温度或固相线温度）的同时也要避免发生过烧现象，以免在淬火过程中发生开裂而降低韧性，因此选取510、520、530、540和550 ℃作为固溶温度。图3为不同固溶温度对合金中共晶Si相的影响。可以发现，经固溶处理后，试验合金中共晶Si形貌发生明显变化，共晶Si整体上经历了颈缩、粒化和再粗化的过程。

图2 试验合金的DSC降温曲线

图3 不同固溶温度下固溶3 h对合金中共晶Si相的影响

图4是固溶温度为530 ℃时，共晶Si相的形貌及尺寸随固溶时间的变化。结合图3d可以看出，当固溶时间为4 h时，共晶Si相形貌较固溶3 h时进一步改善，共晶Si颗粒更加趋于圆润，但还有少部分呈短棒状；随着固溶时间继续延长，共晶Si逐渐破碎并分离，尺寸也有所减小，当固溶6 h时，共晶Si相形貌发生明显变化，棒状共晶Si经过高温溶断分解成了细小颗粒，且沿晶界处分布均匀，此时球化状态达到最佳；继续延长固溶时间，共晶Si相的形貌并没有随着固溶时间的增加而得到进一步改善，合金中再次出现棒状与长条状组织，同时α-Al相尺寸变大，晶粒之间也开始相互黏连。因此，过长的固溶时间并不利于改善共晶Si相的形貌，反而使合金组织恶化。图5为530 ℃×3 h固溶处理后试验合金中共晶Si的TEM结果。可以看出，合金中存在两个相互连接的块状相，尺寸大小均为3 μm左右。

图4 固溶温度为530 ℃时不同固溶时间对合金中共晶Si相的影响

图5 合金中共晶Si的TEM形貌及元素的面扫描

Si的晶体结构为面心立方，所属Fd-3m空间群，晶面间距为0.543 nm。对该衍射斑点进行标定并计算出两晶面之间的夹角，得到晶带轴为[1Ī1]。结合面扫描图可以看到有大量Si元素在圆形块状相处富集，由此可以确定该相为共晶Si相。

由于原子错排的存在，共晶Si相的颈缩缺陷处往往会产生晶体缺陷，进而造成能量分布不均匀，经热处理后，在共晶Si相畸变能较高的地方会发生颈缩、溶断，使Si相溶断处钝化，并分离成单独的Si颗粒，达到细化、变质共晶Si的作用。结合图5a、图5e和图5h可以发现，较大尺寸的共晶Si相发生了颈缩，同时在颈缩处有Y元素的大量富集，共晶Si相有溶断分解成两个圆粒状Si颗粒的趋势，因此可以推断稀土Y可以在一定程度上促进共晶Si相发生颈缩、溶断，因此在热处理和稀土Y的协同作用下，共晶Si相的形貌和尺寸得到较好改善。目前对于共晶Si的细化变质机理，被广泛认可的是“杂质诱导孪晶理论”。该理论认为合金中的变质元素会偏聚在Si相的生长方向前沿，产生大量的孪晶，当变质元素与Si的原子半径之比达到1.65时，共晶Si的变质效果达到最佳。稀土Y和Si的原子半径比为1.587，与1.65接近，因此稀土Y可以有效地变质共晶Si相。

图6为稀土Y促进共晶Si颈缩、溶断的演变示意图。稀土Y吸附在共晶Si相的生长孪晶上，随着凝固过程的不断进行，部分Y原子会嵌入共晶Si的晶格中，成为异类原子缺陷，在共晶Si相的晶格中产生畸变，限制了共晶Si相在生长方向上的择优选择，使Si相形成错排。当嵌入Si相晶格中的稀土Y原子数量逐渐增多时，错排的数量也会不断增加，当错排的数量增加到一定值时，会导致Si相在更多的方向上分枝生长。由于分枝越来越多，在分枝夹角处容易发生颈缩、溶断，因此尺寸较大的共晶Si相被变质为细小圆球状或纤维状，从而使得共晶Si相的形貌和尺寸得到改善。

图6 共晶Si形貌演变示意图

图7 不同时效工艺下试验合金的维氏硬度

图8为铸态、T5态（530 ℃×6 h）和T6态（530 ℃×6 h+160 ℃×11.5 h）3种试验合金的力学性能。图9为铸态、T5态和T6态试验合金的断口形貌。可以看出，铸态合金断口中存在一些呈河流状花样的撕裂棱以及少量的韧窝，表现为韧性断裂和脆性断裂混合的断口形态。经过T5处理后，断口中的白色撕裂棱较铸态合金明显减少，并且韧窝的数量也有所增加，分布较为均匀。这是因为在固溶处理后，合金中共晶Si相的形貌和尺寸均得到改善，粗大的共晶Si相逐渐变小并圆粒化，减弱了其在合金中引起的应力集中，对裂纹的扩展起到了阻碍作用，因此出现了数量较多、分布较均匀的韧窝。观察图9c中T6态合金断口发现，反光的解理面和解理台阶基本消失，韧窝的数量较T5态时更多，且尺寸更小更加密集。经过T6热处理后，合金中会弥散析出更多的强化相，进一步阻碍了裂纹的扩展，提高了基体的强度，因此T6态合金的力学性能也达到了最佳。

图8 铸态、T5、T6态热处理对合金力学性能的影响

图9 铸态、T5态、T6态试验合金的断口形貌

结论

（1）Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金经530 ℃×6 h固溶处理后，共晶Si球化效果最佳、分布较均匀、平均尺寸达到最小值，此时共晶Si尺寸为5.07 μm；经160 ℃×11.5 h时效处理后硬度（HV）达到峰值105.1。因此试验合金最佳热处理工艺为530 ℃×6 h固溶+160 ℃×11.5 h时效。

（2） 通过适宜的热处理可以使Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金中的共晶Si的尺寸减小且形貌更加圆润，主要是由于热处理后共晶Si发生溶断现象，同时稀土Y元素的存在促进了大块的共晶Si分解为尺寸更小的共晶Si。

（3）铸态Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金的抗拉强度、伸长率为192.05 MPa、6.18%；T5态和T6态试验合金的抗拉强度、伸长率较铸态分别提高了26.7%、31%和28.5%、49.7%。

《Al-7Si-0.3Mg-0.3Y合金热处理工艺及性能研究》

周晓轩1,2 白朴存1 侯小虎1
花雨豪1 刘飞1,2

1. 内蒙古工业大学材料科学与工程学院；2. 滨州渤海活塞有限公司

本文转载自：《特种铸造及有色合金》杂志社