王 坤，林繼興,2，童 先，趙 嵐，沈建康

（1.浙江工貿(mào)職業(yè)技術學院材料工程系，浙江溫州325003；2.吉林大學材料科學與工程學院，）

等溫熱處理和超聲攪拌對過共晶Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金微觀組織的影響*

王 坤1，林繼興1,2，童 先1，趙 嵐1，沈建康1

（1.浙江工貿(mào)職業(yè)技術學院材料工程系，浙江溫州325003；2.吉林大學材料科學與工程學院，）

在過共晶Al-20Si-4Cu-1Mg合金中，采用Ti細化處理，研究了超聲處理及等溫熱處理對細化處理后合金微觀組織的影響。結果表明，經(jīng)超聲處理后，Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金中初晶硅形貌由粗大的板片狀逐漸轉變?yōu)橐?guī)則的多邊形，平均尺寸為45 μm左右；保溫溫度為590℃時，保溫時間為30 min，初生α-Al組織分布均勻，等積圓直徑達到最小，為86.3 μm，保溫時間為60 min，球化效果明顯，形狀因子達到最大，為0.74；隨保溫度升高和保溫時間的延長，初生硅相逐漸轉變?yōu)闄E圓形，平均尺寸逐漸變大。

過共晶鋁硅合金；超聲處理；等溫熱處理

過共晶鋁硅合金因其具有較好的耐高溫、耐磨損、低膨脹系數(shù)等特性，被廣泛應用于汽摩配行業(yè)的發(fā)動機活塞、汽缸等需要耐熱耐磨零件的生產(chǎn)中[1-3]。然而過共晶鋁合金合金在熔煉和成形過程中，需要較高的熔煉溫度和成形溫度，導致合金中初生硅相尺寸粗大，粗大的初生硅相會嚴重割裂基體，導致零件的性能急劇下降，同時零件的成形性能較差，致使零件的不合格率較高，這些都嚴重制約了高硅鋁合金在汽摩配行業(yè)的應用。目前較常用的細化初生硅的方式是通過在熔體中添加細化劑或變質(zhì)劑，但對于高硅含量的鋁合金，細化劑的添加較難達到理想的細化效果[4]。

半固態(tài)成形技術是一種將具有一定固液相比例（一般固相和液相各占50%左右）的坯料進行壓力加工成形的工藝，是一種介于鑄造加工和塑性成形之間的成形方法[5]。目前該成形方法主要包括流變成形、觸變成形和注射成形等[6-8]。半固態(tài)成形技術的關鍵點是如何制備合適的非枝晶半固態(tài)漿料和坯料。針對這一特性，國內(nèi)外研究者提出了超聲波攪拌法、機械攪拌法、電磁攪拌法、變形誘變激活法等處理方法[9-13]。在眾多坯料制備方法中，超聲波振動由于具有空化和聲流效應，能夠干擾金屬的正常凝固過程，阻礙初生相樹枝晶的生成和長大，促進晶粒細化，有利于組織均勻分布，能在短時間內(nèi)形成合格的非枝晶半固態(tài)坯料的特點，被不斷應用于輕金屬的半固態(tài)坯料的制備中[14]。而半固態(tài)等溫熱處理法作為觸變成形中一種方法，省去了半固態(tài)坯料的制備過程，而是直接通過對合金錠進行二次加熱的形式，得到一定固液相比例的非枝晶半固態(tài)組織[15]。

目前鋁合金材料超聲處理聯(lián)合等溫熱處理工藝的研究主要圍繞在A356等亞共晶鋁合金上[16]，而對于過共晶鋁合金在這方面的研究較少。本文研究了高能超聲處理及不同等溫熱處理工藝對Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金顯微組織的影響，通過對比處理前后的初生α-Al相和初生硅形貌、尺寸和分布情況，確定最佳的等溫熱處理工藝。

1 試樣制備及試驗方法

1.1 試樣制備

每爐試驗爐料重量約為2 kg左右，將石墨坩堝放入SC-7.5-10坩堝電阻爐中預熱到600℃左右，同時將準確稱量好的鋁錠、結晶硅、Al-50Cu中間合金、鎂塊和Al-15Ti中間合金預熱到200℃左右待用；將鋁錠首先加入到坩堝中，升溫使其熔化，當溫度升至800℃時，加入結晶硅，保溫一定時間，待其完全熔化后，溫度降至760℃，將Al-50Cu中間合金加入鋁液中保溫10 min[17]。將鎂錠用鋁箔包裹后壓入到鋁熔體中，待完全熔化后攪拌均勻。加入0.3%～0.5%C2Cl6進行除氣精練，攪拌均勻后靜置10 min，除去表面熔渣。最后加入Al-15Ti中間合金并升溫至780℃保溫20 min進行細化處理，之后將熔液倒入預熱至700℃的鑄鋼坩堝中，將超聲波控制器的工藝參數(shù)調(diào)整為超聲波頻率14.7 KHz，超聲波功率160 W，將預熱至500℃的超聲波振動頭沿著坩堝軸線位置，伸入液面以下15 mm處進行超聲處理，直至熔體邊緣凝固，芯部黏度增大，超聲波不能在熔體中正常工作時取出振動頭，待試樣完全凝固后從結晶器中取出[16]。

合金經(jīng)X射線熒光光譜儀分析檢測，成分見表1所示。

表1 Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）

1.2 試驗方法

從試樣同一部位截取15 mm×15 mm×15 mm的試塊。將試塊用小模具裝夾后放入箱式電阻爐中進行二次加熱，加熱工藝參數(shù)：等溫溫度分別為570℃、580℃、590℃，保溫時間分別為30 min、60 min、90 min，接著快速丟入25℃濃度為20% NaCl水溶液中進行冷卻。

2 結果與分析

2.1 超聲處理

圖1為超聲處理前后Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金的顯微組織。從圖1中可以看出，超聲處理前后的Al-20Si-4Cu-1Mg-0.6Ti合金的顯微組織中均由亮白色的α-Al基體、灰色的共晶硅相、灰黑色的初生硅相和淺灰色的Al2Cu相構成。超聲處理能夠有效地減小初生硅相的尺寸，改變初生硅相的形貌。在未超聲處理的合金組織中，初生硅相主要以多邊形狀或塊狀形式存在，邊緣存在鋒利的尖角，且有些初生相上還出現(xiàn)了分枝和裂紋。初生相分布也非常不均勻，出現(xiàn)較嚴重的聚集現(xiàn)象，初生硅相尺寸不一，平均等積圓尺寸達83 μm左右。經(jīng)超聲處理后，初生硅相分布均勻，邊緣針狀基本消失，轉變?yōu)檩^為規(guī)則的多邊形，部分顆粒呈現(xiàn)橢圓狀，初生硅相尺寸有明顯的降低，平均尺寸為45 μm左右。共晶硅相和Al2Cu相形貌變化不明顯，仍然以短棒狀存在于鋁基體晶界上，經(jīng)超聲處理后的共晶相分布較未處理的更加均勻。超聲波作用到鋁熔體中時，會出現(xiàn)空化效應從而形成空化泡，空化泡的破裂后會在熔體微區(qū)內(nèi)產(chǎn)生巨大的沖擊能量，導致初生硅相被震碎，形成細小的顆粒。此外，超聲作用時還會出現(xiàn)聲流效應，會加速熔體的對流作用，引起局部區(qū)域過冷，使得熔體中的形核點增多，起到細化晶粒的作用，并將初生硅相邊緣尖角沖刷磨平，形成較為規(guī)則的形狀。同時持續(xù)的對流能夠有效增強組織和合金成分的均勻性，減弱了偏析現(xiàn)象[18]。

圖1 超聲處理前后Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金的顯微組織

2.2 半固態(tài)等溫熱處理

圖2為不同等溫熱處理工藝處理后Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金的顯微組織。圖3為不同等溫熱處理工藝條件下α-Al形狀因子、等積圓尺寸和初生硅相平均尺寸對比圖。從圖2中可以了解到，隨著不同保溫溫度和保溫時間的變化，組織中α-Al相和初生硅相的形貌、尺寸和分布有明顯的區(qū)別。當保溫時間較短或者保溫溫度較低時，α-Al相邊緣的共晶硅等低熔點相開始熔化，形成液島后把固相分離。如圖a1和a2所示，此時初生α-Al相的形狀因子分別為0.23和0.31，平均等積圓尺寸分別為152 μm和150 μm左右。當保溫時間達到90 min時，初生α-Al相邊緣共晶硅相充分溶解，形成薔薇狀形貌，如圖a3所示。當保溫溫度為580℃，保溫時間為90 min時，初生α-Al相二次枝晶壁斷裂，形成獨立的單相，邊緣開始球化，如圖b3所示。此時初生α-Al相形狀因子和平均等積圓尺寸為0.65和103 μm。當保溫溫度為590℃，保溫時間為30 min和60 min時，初生α-Al相邊緣進一步圓整，等積圓尺寸縮小，晶粒自由能降到最低，組織分布均勻，60 min時形狀因子達到最高，為0.74，30 min時等積圓直徑達到最小，為86.3 μm。當時間繼續(xù)增加至90 min時，小尺寸初生α-Al相不斷消失，大的α-Al相晶粒不斷長大，出現(xiàn)Ostwald熟化現(xiàn)象，導致整個系統(tǒng)的固液界面積縮小，系統(tǒng)能量降低。

隨著保溫溫度的增加或保溫時間的延長，初晶硅相的平均尺寸逐漸變大。當保溫時間和保溫溫度都較低時，初生硅相形貌和尺寸相對于超聲處理后的鑄態(tài)組織變化不明顯，仍以不規(guī)則的方塊狀形式存在于α-Al相邊緣和內(nèi)部，平均尺寸為45～50 μm之間。當溫度達到580℃，保溫時間超過30 min后，初生硅相邊緣棱角不斷變圓，逐漸轉變?yōu)闄E圓形。平均尺寸急劇增大，從50 μm增加到60～80 μm。當?shù)葴責崽幚砉に嚍楸販囟?90℃保溫時間90 min時，初生硅相平均尺寸達到最大值，為83 μm。初生硅相平均尺寸隨保溫溫度和保溫時間變化主要是由于在保溫過程中，當溫度不斷升高和時間不斷增長時，部分共晶硅相熔化，分解出鋁原子和硅原子，由于共晶硅與初晶硅具有相同的晶格常數(shù)，這部分多余的游離態(tài)硅原子能夠凝聚在初生硅邊緣，使得初生硅尺寸不斷長大。而部分棒狀的共晶硅熔斷后形成細小顆粒，在熔體中發(fā)生劇烈的運動，向初晶硅周圍擴散，促進初晶硅長大[19]。

圖2 不同等溫熱處理工藝條件下Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金顯微組織

圖3 不同等溫熱處理工藝條件下α-Al形狀因子、等積圓尺寸和初生硅相平均尺寸對比

3 結論

(1)Al-20Si-4Cu-1Mg-0.3Ti合金經(jīng)超聲波頻率為15 KHz，功率為160 W的超聲處理后，相對鑄態(tài)合金，處理后合金中初生硅相分布均勻，形貌以規(guī)則的多邊形為主，部分顆粒呈現(xiàn)橢圓狀，初生硅相平均尺寸為45μm左右。

(2)經(jīng)等溫熱處理后，隨保溫溫度升高和保溫時間的延長，初生α-Al相經(jīng)歷邊緣鈍化→枝晶熔解→球化→熟化變粗的過程。當保溫溫度為590℃時，保溫時間為30 min，初生α-Al組織分布均勻，等積圓直徑達到最小，為86.3 μm，保溫時間為60 min，形狀因子達到最高，為0.74。

(3)在不同等溫熱處理工藝中，隨保溫溫度升高和保溫時間的增加，初生硅相邊緣棱角不斷變圓，逐漸轉變?yōu)闄E圓形，平均尺寸逐漸變大。

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（責任編輯：史子木）

Effect of Ultrasonic Stirring and Isothermal Heat Treatment on Microstructure of HypereutecticAl-20Si-4Cu-1Mg-0.3TiAlloy

WANG Kun1,LIN Ji-xing1,2,TONG Xian1,ZHAO Lan1,SHEN Jian-kang1
（1.Department of Material Engineering,Zhejiang Industry&Trade Vocational College,Wenzhou,325003,China; 2.College of Materials Science and Engineering,Jilin University)

The effect of ultrasonic treatment and isothermal heat treatment on microstructure of hypereutectic Al-20Si-4Cu-1Mg alloy with Ti refined treatment were investigated in this study.The result indicated that the morphology of primary Si phase transformed from larger flake to regular polygon after ultrasonic treatment,the average size of primary Si phase reached to about 45μm. There were distributed uniformly of α-Al primary phase after isothermal heat treatment in 590℃for 30min,then the average of qual-area-circle diameter reached the minimum,which was 86.3μm.There were spheroidization obviously and the biggest shape factor of α-Al primary phase when isothermal heat treatment time was 60min,the shape factor was 0.74.When the holding temperature and heat treatment time increased,primary Si phase transformed to ellipse gradually with the average size increased gradually.

hypereutecticAl-Si alloy;ultrasonic treatment;isothermal heat treatment

TG166.3

A

1672-0105(2016)04-0059-05

10.3969/j.issn.1672-0105.2016.04.014

2016-10-16

浙江工工貿(mào)職業(yè)技術學院教師科技創(chuàng)新活動計劃項目（G150203）；浙江省新苗人才計劃項目（2015R446004）

王坤，博士研究生，浙江工貿(mào)職業(yè)技術學院教師，主要研究方向：金屬材料強韌化。