鑄造鋁合金輪轂T6熱處理工藝的優(yōu)化研究

1、鑄造鋁合金輪轂T6熱處理工藝的優(yōu)化研究陳曠1，關(guān)紹康1，胡保健2,梁允勇3(1鄭州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南鄭州450002；2三門峽戴卡輪轂制造有限公司，河南三門峽472000；3奇瑞汽車有限公司，安徽蕪湖241009)摘要：研究了固溶時(shí)間、淬火停留時(shí)間及涂裝烘烤工藝對(duì)A356合金鑄造輪轂性能的影響規(guī)律并優(yōu)化了T6熱處理工藝，將淬火停留時(shí)間縮短到2h。研究表明：未涂裝時(shí)優(yōu)化工藝使合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到240MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到181MPa。伸長(zhǎng)率達(dá)到8；涂裝后抗拉強(qiáng)度達(dá)到262MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)到179MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到9，接近并達(dá)到目前國(guó)內(nèi)T6工藝的強(qiáng)度性能，超過(guò)了國(guó)內(nèi)輪轂行業(yè)的強(qiáng)度性能標(biāo)準(zhǔn)，

2、具有一定的生產(chǎn)實(shí)際意義。關(guān)鍵詞：T6；涂裝烘烤；A356；淬火停留時(shí)間中圖分類號(hào)：TG1424文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A文章編號(hào)：10013814(2006)06-0030-03鋁合金輪轂具有節(jié)油、真圓度好、散熱性好、堅(jiān)固耐用、外觀美觀和操作輕快等優(yōu)點(diǎn)，作為鋼制輪轂的良好替代品。已廣泛應(yīng)用于轎車和客車上。但由于鋁合金熱處理后需要經(jīng)歷一次涂裝烘烤工序，相當(dāng)于對(duì)合金進(jìn)行一個(gè)后續(xù)熱處理，以往的研究?jī)H局限于合金T6工藝的研究，因此作者研究了固溶時(shí)間、淬火停留時(shí)間及涂裝烘烤工藝對(duì)合金力學(xué)性能和組織的影響，并在研究基礎(chǔ)上優(yōu)化了T6工藝。研究表明，合金經(jīng)優(yōu)化工藝處理后其力學(xué)性能超過(guò)了目前國(guó)內(nèi)A356合金低壓鑄造輪轂的標(biāo)

3、準(zhǔn)，但比傳統(tǒng)T6工藝的處理周期縮短了約8h，大大節(jié)約了生產(chǎn)成本。1試驗(yàn)材料和試驗(yàn)方法11原材料和試驗(yàn)設(shè)備原材料為A356合金錠，997以上的工業(yè)純鋁、純鎂錠、1#結(jié)晶硅，變質(zhì)劑采用A1-10Sr，細(xì)化劑選用A15Ti-1C，配制成符合要求的合金成分；試驗(yàn)設(shè)備及測(cè)試儀器：5t燃?xì)鉅t，德國(guó)GIMA低壓鑄造機(jī)，SX-4-10箱式電阻爐，WDW-50微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)。12熔煉鑄造工藝熔煉在5t燃?xì)鉅t中進(jìn)行，熔煉溫度為740770，精煉溫度為740760采用CCl4精煉，精煉58min，靜置1015min，變質(zhì)細(xì)化在中間包進(jìn)行，其溫度不低于720，加入變質(zhì)細(xì)化劑后，通氮精煉除氣1520min，倒入

4、低壓鑄造機(jī)進(jìn)行鑄造，鑄造溫度不低于720，鑄造成特定規(guī)格的A356合金輪轂，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，)為：6.99Si，0.31Mg，0.086Ti，0.010Sr，0.148Fe，0.006Cu，0.010Mn，0.013Zn余為Al。13熱處理工藝的制定A356鑄造輪轂熱處理工藝為T6熱處理；固溶保溫時(shí)間選擇0.5、1、2、3、4、5和6h：淬火停留時(shí)間選擇0、2、4、6、8、10和12h。模擬烘烤熱處理工藝參數(shù)為：一級(jí)涂裝(210x2025min)；二級(jí)涂裝：(160x2025min)；三級(jí)涂裝：(100x2025min)。14力學(xué)性能測(cè)試和DSC分析在輪轂上輪緣取樣，制成標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)性能試棒

5、，熱處理后，在WDW-50微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速率為5mms；高溫差熱分析在DSC分析儀上進(jìn)行。2試驗(yàn)結(jié)果及分析21固溶保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能和組織的影響由圖l可看出，固溶后的硬度隨時(shí)間的延長(zhǎng)增加不大，在3h后，合金的硬度趨于穩(wěn)定，說(shuō)明在固溶階段由于硅相的溶人而引起的硬度增加不是很大；時(shí)效后，合金的硬度隨固溶時(shí)問(wèn)的增加非常明顯，尤其是前4h4h后增長(zhǎng)趨勢(shì)變緩。圖1固溶保溫時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響22淬火停留時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響圖2為淬火停留時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響，可看出，當(dāng)淬火停留時(shí)間為2h，合金的硬度急劇增加，2h后，合金的硬度有所增加，但增加較為緩慢。文獻(xiàn)1對(duì)Al-Mg-S

6、i合金固溶后停留時(shí)間對(duì)合金時(shí)效強(qiáng)度的影響進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)淬火停留時(shí)間為0l2h，合金的強(qiáng)度增加較快。文獻(xiàn)認(rèn)為自然時(shí)效促使了合金固溶后GP區(qū)變成了強(qiáng)化相相的形核部分，使人工時(shí)效后析出的Mg2Si相數(shù)量增加，從而增加了合金時(shí)效后的硬度。文獻(xiàn)【2】認(rèn)為鑄造A356合金輪轂的淬火停留時(shí)間以610h為佳，但研究表明，淬火停留時(shí)間為2h即可達(dá)到較為理想的強(qiáng)度性能。圖2淬火停留時(shí)間對(duì)力學(xué)性能的影響23涂裝工藝對(duì)合金力學(xué)性能的影響研究了涂裝烘烤工藝對(duì)合金強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響，結(jié)果見(jiàn)圖3，伸長(zhǎng)率結(jié)果為未涂裝及一、二級(jí)涂裝后的伸長(zhǎng)率為9，三級(jí)涂裝后為10。結(jié)果表明，涂裝烘烤工藝能夠在一定程度上提高合金的強(qiáng)度

7、，但對(duì)合金的伸長(zhǎng)率沒(méi)有太大影響。涂裝工藝對(duì)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的影響趨勢(shì)是一致的，一級(jí)涂裝后，合金的強(qiáng)度降低，二級(jí)涂裝后，強(qiáng)度大大增加，三級(jí)涂裝后，合金的強(qiáng)度又有所降低。圖3涂裝烘烤工藝對(duì)A356合金強(qiáng)度的影響對(duì)A356合金在固溶態(tài)、T6及三級(jí)涂裝工藝處理后的試樣進(jìn)行DSC分析。結(jié)果見(jiàn)圖4。圖4不同熱處理工藝下A356合金DSC曲線文獻(xiàn)【3】研究A356合金屈服強(qiáng)度模型時(shí)指出，硅在-Al中的固溶度為0.51.2，由于硅的固溶產(chǎn)生屈服強(qiáng)度增加不超過(guò)23MPa。關(guān)于Al-Mg-Si合金的強(qiáng)化機(jī)理，文獻(xiàn)【46】認(rèn)為，合金的脫溶序列為過(guò)飽和固溶體GP區(qū)相相相，當(dāng)形成GP區(qū)時(shí)，GP區(qū)與基體在邊界附近產(chǎn)生彈

8、性應(yīng)變，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高了合金的強(qiáng)度；隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，GP區(qū)迅速長(zhǎng)大成針狀或棒狀即為相，其C軸方向的彈性共格結(jié)合引起的應(yīng)變場(chǎng)最大，它的彈性應(yīng)力也最高，當(dāng)相長(zhǎng)大到一定的尺寸，它的應(yīng)力場(chǎng)遍布整個(gè)基體，應(yīng)變區(qū)幾乎相連，此時(shí)合金的強(qiáng)度較高；在相的基礎(chǔ)上，Mg、Si原子進(jìn)一步富集形成局部共格的過(guò)渡相，其周圍基體的彈性應(yīng)變達(dá)到最大值，強(qiáng)度有所下降；當(dāng)形成穩(wěn)定的相時(shí)，失去了與基體的共格關(guān)系。共格應(yīng)變消失，強(qiáng)度相對(duì)有所下降。因此，合金強(qiáng)度的變化應(yīng)主要?dú)w結(jié)為其沉淀析出相之間的轉(zhuǎn)變。對(duì)A356合金固溶DSC曲線進(jìn)行分析，其中A點(diǎn)為GP區(qū)析出峰，B點(diǎn)為相析出峰，C1、C2為析出峰，D為平衡相析出峰。比較固溶

9、和時(shí)效DSC曲線，和析出溫度基本一樣，但時(shí)效DSC曲線峰值明顯高于固溶DSC曲線，時(shí)效曲線相析出溫度增加，因?yàn)闀r(shí)效有利于強(qiáng)化相和相的析出，從而阻礙了平衡相的析出。一級(jí)涂裝曲線相的析出溫度降低，相比一級(jí)涂裝，二級(jí)涂裝曲線相的溫度增加，而三級(jí)涂裝相的析出溫度又有所降低，且三級(jí)涂裝相析出峰值明顯增加，而和相的峰值明顯弱化。在A356合金中。合金的強(qiáng)度增加主要來(lái)自于和相的沉淀強(qiáng)化，而平衡相對(duì)合金的強(qiáng)度沒(méi)有貢獻(xiàn)。時(shí)效后，合金強(qiáng)度增加，由于時(shí)效過(guò)程中形成了大量彌散的和相，一級(jí)涂裝后，有利于和相向平衡相相的轉(zhuǎn)變，強(qiáng)化相數(shù)量降低，從而使合金強(qiáng)度降低；二級(jí)涂裝后。合金強(qiáng)度增加可能是因?yàn)槎?jí)涂裝阻礙和相向平衡相相

10、的轉(zhuǎn)變，而固溶體中空位和位錯(cuò)的釋放使強(qiáng)化相增加的緣故；三級(jí)涂裝后，合金平衡相相大大增加，和相的數(shù)量減少，從而使合金的強(qiáng)度有所降低。24優(yōu)化T6工藝試驗(yàn)結(jié)果根據(jù)上述試驗(yàn)結(jié)果。對(duì)T6工藝進(jìn)行優(yōu)化。按溫度不變，固溶保溫時(shí)間6h，淬火停留時(shí)間2h，時(shí)效時(shí)間4h進(jìn)行試驗(yàn)，并與T6工藝進(jìn)行對(duì)比分析結(jié)果見(jiàn)表1?？煽闯鰞?yōu)化工藝的強(qiáng)度稍遜于T6工藝，三級(jí)涂裝工藝后，縮小了兩種工藝的強(qiáng)度差距，涂裝后T6優(yōu)化工藝性能明顯高于T6工藝未涂裝時(shí)的性能。T6優(yōu)化工藝強(qiáng)度性能已完全達(dá)到并超過(guò)現(xiàn)國(guó)家輪轂行業(yè)強(qiáng)度性能標(biāo)準(zhǔn)。表l T6工藝與優(yōu)化工藝結(jié)果對(duì)比3結(jié)論(1)A356合金在固溶階段硬度的增加并不明顯，隨固溶時(shí)間的延長(zhǎng)，合

11、金的布氏硬度從73.9增加到77.1；時(shí)效后，合金的固溶時(shí)間對(duì)布氏硬度的影響十分明顯，由開(kāi)始的77.1增加到94，在0-4h增加較為明顯，4h后增加趨勢(shì)變緩。(2)淬火停留時(shí)間02h，合金的硬度增加較為明顯，2h后合金硬度增加變緩，其原因是自然時(shí)效促使合金固溶后GP區(qū)變成了強(qiáng)化相相的形核部分，使人工時(shí)效后析出的Mg2Si相數(shù)量增加，從而增加了合金時(shí)效后的硬度。(3)涂裝烘烤工藝能夠在不影響合金伸長(zhǎng)率的前提下提高合金的強(qiáng)度，尤其是抗拉強(qiáng)度，涂裝工藝后，兩種工藝下合金的抗拉強(qiáng)度增加了15-20MPa，屈服強(qiáng)度增加并不明顯。DSC分析認(rèn)為涂裝工藝通過(guò)改變強(qiáng)化相、相和平衡相相的轉(zhuǎn)變溫度和分布數(shù)量來(lái)強(qiáng)化

12、合金的強(qiáng)度。(4)T6優(yōu)化工藝涂裝烘烤處理后合金的性能達(dá)到并超過(guò)了目前國(guó)內(nèi)A356低壓鑄造輪轂行業(yè)的標(biāo)準(zhǔn)。參考文獻(xiàn)：【1】 鄧蘇蓮,A1MgSi和AlMgSiMn合金自然時(shí)效和人工時(shí)效之問(wèn)的關(guān)系J鋁加工，1986，(1)：26-27【2】 李友川，胡之亮,鑄造鋁合金輪轂熱處理參數(shù)選擇及其設(shè)備J輕臺(tái)金加工技術(shù)，1997，(25)：3339【3】 Romesteh P A，Schafer G BAn age harden model for A1-7Si-Mgcasting alloysJMaterials Scienceand Engineering，2002，A325：424-434【4】 王盂君,6063鋁合金時(shí)效工藝的研究J金屬熱處理，1998，(8)：24【5】 顏建輝,熱處理工藝對(duì)6