A354铝合金铸造缸盖热处理

印小松，刘宏庆，史　翔，孙丰鹏

（重庆秦安铸造有限公司，重庆 402247）

为了获得高强度的缸盖，匹配发动机的更大动力，预采用美国标准A354铝合金材料制造缸盖，A354铝合金属于Al-Si系合金，由于在合金中加入了强化元素Cu、Mg等，使得热处理后能获得更高的强度。根据相关资料[1～3]，A354铝合金与我国ZL111铝合金(GB/T 1173-1995)类似，ZL111合金固相线温度为538℃，液相线温度为596℃；ZL111铝合金热处理工艺为：（1）分级固溶：505±5℃，4～6h；520±5℃，6～8h；（2） 淬火：60～100℃水淬；（3）时效：175±5℃，5～8h，空冷。由于之前我公司没有使用过A354铝合金，其化学成分与ZL111铝合金也略有不同，相关资料中的参数在生产操作中有一定的难度，为了满足生产，同时发挥该材料的最大优势，对A354铝合金材料特性及A354合金缸盖热处理工艺展开研究。

1　试验材料

铝合金：A354，参照ASTM B108铝合金铸件美国标准，主要化学成分如表1所示。

表1　试验合金化学成分　ωB/%

2　试验过程

在铸态缸盖上取合适试样做DSC分析；在缸盖上同一位置取尺寸约为15mm×15mm×100mm待热处理试样；将热处理后的试样检测硬度，然后将试样加工标距ø5mm的圆棒拉力试样（参照GB/T228-2002）；最后将断后的拉力试棒制成金相试样观察金相。

3　试验方法

试验设备：德国耐驰1100LFDSC分析仪、T6热处理炉、布氏硬度计HBE-3000A、万能试验机WA-3000KD、金相显微镜GX-51。

先对铸态试样做DSC分析（室温到600℃）。为了研究固溶温度对A354合金组织和力学性能的影响，在T6热处理炉中对试样热处理，选择500℃、515℃、530℃和 545℃温度固溶，加热 1、2、3、4、5、6、7、8h 后水淬（固熔时间过长影响生产效率），水温 60～80℃,淬火转移时间小于 30s；淬火后

都在175℃保温6h时效处理，时效后空冷至室温，检测硬度、机械性能、显微组织。为了研究时效温度对A354合金组织和力学性能的影响，在T6热处理炉对试样热处理，选择530℃固溶，加热6h后水淬，水温60～80℃,淬火转移时间小于30s，分别在 155℃、165℃、175℃、185℃下保温 0、1、2、3、4、5、6、7、8h （时效时间过长影响生产效率），时效后空冷至室温，检测硬度、机械性能、显微组织。

4　试验结果和分析

4.1　DSC分析

将铸态试样以10℃/min的速率由室温加热到600℃，DSC分析曲线结果如图1所示。

图1　A354铸态铝合金DSC分析

从DSC分析曲线可知，在510℃左右出现了一个小熔化峰，在540℃出现较大的熔化峰，575℃为最大的熔化峰峰值温度，该合金加热过程中在以上三个温度点对应着不同相变。

图2　在不同温度和时间固溶后硬度

图3　试样显微组织

4.2　固溶处理试验

在四种加热温度下固溶和同一温度下时效处理后，硬度曲线见图2，固溶温度500℃、515℃的试样在试验时间范围内，随固溶时间延长，硬度不断增加；固溶温度530℃的试样在试验时间范围内，随固溶时间延长，硬度在1～6h不断增加，在6～8h硬度变化不大；固溶温度545℃的试样在试验时间范围内，随固溶时间延长，硬度先增加后快速减小。这是因为在固溶加热过程中，Al2Cu、Mg2Si溶解于α（Al）基体中，淬火后形成过饱和固溶体，时效后强化相析出，均匀分布在合金中，造成晶格畸变，起钉扎作用，引起强化；同时，合金中的第二相Si经历了熔断、钝化和粒化，使力学性能提高；随着固溶温度和时间合适范围内增加，Al2Cu、Mg2Si等强化相溶解增加，共晶硅相熔断、钝化和粒化更加充分。但固溶温度过高和固溶时间过长，545℃和 530℃固溶显微组织见图3，545℃的Si相较粗大，Si扩散作用加强和不断聚集长大，造成合金过热，545℃固熔测得枝晶（38.44、48.63、42.61μm） 比 530℃的枝晶（35.14、28.43、27.11μm）大，硬度和力学性能下降。

固溶温度是固溶处理最重要的因素，为了加快固溶，减少固溶时间，保证强化元素能充分固溶于Al基体中，在合金不过热的前提下我们尽量的提高固溶温度。但温度过高，低熔点共晶体熔化，产生过热，因此固熔温度必须低于共晶温度（过热温度），高于合金溶解度曲线温度，一般情况下，固溶温度低于合金共晶温度5～10℃。DSC分析A354材料加热510℃左右时，此时应为五元共晶产物（AlxMg5Si4Cu、α、共晶 Si、Al2Cu、Mg2Si）开始熔化，540℃左右应为三元共晶产物（α、共晶Si、Al2Cu或Mg2Si）开始熔化，575℃应为二元共晶产物（α+Si）开始熔化[4]。为了使含强化元素Cu和Mg的三元共晶产物充分溶于铝基体中且保证三元共晶产物不熔化，固溶温度应低于三元共晶产物（α、共晶 Si、Al2Cu或 Mg2Si） 共晶温度（约 540℃)5～10℃,与国内铝合金 ZL111(GB/T 1173-1995)固相线温度538℃相近，530℃低于以上共晶温度10℃，因此530℃是合适的固溶温度。

图4　四种温度下不同时间时效后硬度和机械性能

4.3　时效处理试验

530℃、6h固溶工艺处理后，分别在四种温度、不同时间时效后硬度以及机械性能如图4所示。

155℃、165℃时效时在试验时间范围内，随时效时间延长，硬度不断增加；175℃、185℃时效时在试验时间范围内，随时效时间延长，硬度先增加后减小，175℃时效硬度转折点在5h，185℃时效硬度转折点在3h；但185℃时效最高硬度小于175℃时效最大硬度；各种温度下在试验时间范围内随时间延长延伸率逐渐降低。

固溶处理后合金中Mg和Mn由于其原子数量较少，且Si的固溶强化作用可忽略不计，合金的固溶强化主要来源于富Cu相的溶解。175℃、185℃随时效时间延长，在试验时间内硬度先增加后减小，155℃、165℃随时效时间延长在试验时间内逐渐增加。经研究表明Al-Cu的时效过程分为四个阶段：（1）形成溶质原子富集区（GP区），淬火后形成的过饱和固溶体，时效初期铜原子在铝基体上偏聚形成铜原子富集区，铜原子比铝原子小约11%，使共格界面附近的晶格产生畸变，使强度和硬度增加；（2）GP区有序化形成GPⅡ，当增加时效时间和升高时效温度时，Cu、Al原子按一定的次序排列，形成有序化的正方晶体结构，形成Al-Cu合金中间过渡相θ″，θ″的尺寸比GP区增大，它的弹性应变也比GP区明显增加，强度和硬度进一步增大；（3）形成过渡相θ’，θ″进一步时效形成θ’，θ’的成分与稳定相θ(Al2Cu)接近，与基体保持部分共格，θ’周围的弹性应变减弱，强度和硬度开始降低；（4）形成稳定相θ，继续时效将形成稳定相θ（Al2Cu），稳定相θ也具有正方结构，但晶格常数与铝基体相差很大，完全失去了共格联系，弹性应变能完全消失，强度和硬度下降到较低水平。根据以上时效过程规律变化，175℃、185℃时效出现了过渡相和少量稳定相，硬度出现下降；155℃、165℃时效试验还在GPⅡ阶段，硬度在不断增加。

GP区的分布密度是合金强化的关键，时效温度升高基体中的空位浓度也提高了，因此加快了溶质原子和空位的扩散，得到的GP区尺寸较大且分布密度减小，当时效温度较高时，GP区由针状转变为棒状，长度也增加，硬化速度快，达到峰值的时间短，硬度峰值也较低[5]；因此造成185℃时效最高硬度小于175℃时效最大硬度。

抗拉强度的变化规律基本与硬度相同，但不同步；各种温度下随时间延长延伸率逐渐降低。为了使该缸盖在使用过程中硬度和力学性能维持相对稳定状态，保证热处理后产品处于轻微过时效状态，具有较高的硬度、强度和延伸率且生产效率较高，选用530℃、6h固溶，175℃、6h时效热处理A354发动机缸盖。

5　结论

（1）固溶温度增加和固溶时间延长能提高材料固溶效果，但温度过高或时间过长，会产生过热，Si相和强化相聚集长大，使硬度和机械性能严重降低。

（2）时效温度增加和时效时间延长能促进固溶处理后过饱和固溶体强化相的析出，但温度过高或时间过长，发生过时效，产生过渡相和稳定相，弹性应变减弱，使硬度和机械性能降低。

（3）对于A354铝合金缸盖，选用530℃、6h固溶，60～80℃水淬，175℃、6h 时效热处理，能使缸盖热处理后处于轻微过时效状态，不仅满足了缸盖的较高硬度、机械性能要求，也保证了在使用过程中的稳定性，而且热处理生产效率较高。

参考文献：

[1] 机械工程协会铸造分会.铸造手册第三卷，铸造非铁合金（2版）[M].北京：机械工业出版社，2001:98-100.

[2] 柳白成，黄天佑.中国材料工程大典第18卷，材料铸造成型工程[M].北京：化学工业出版社，2005:263-279.

[13黄天佑.中国材料工程大典第4卷,有色金属材料工程[M].北京:化学工业出版社,2005:158.

[4] 李润霞，李荣德,吕伟,等.固溶处理对铸造Al-Si-Cu-Mg合金组织与性能的影响 [J].中国有色金属学报,2007,17（2）:193-198.

[5] 李润霞,李荣德,杨秀英,等.高强度铸造Al-Si-Cu-Mg时效特性的研究[J].铸造,2003,52（6）:393.