T6热处理对触变锻造加低过热铸造制备的A356和A380铝合金的影响

Effect of heat treatment on microstructure andtensile properties of A356 alloysPENG Ji-hua1, TANG Xiao-long1, HE Jian-ting1, XU De-ying21. School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology,Guangzhou 510640, China;2. Institute of Nonferrous Metal, Guangzhou Jinbang Nonferrous Co. Ltd., Guangzhou 510340, ChinaReceived 17 June 2010; accepted 15 August 2010Abstract: Two heat treatments of A356 alloys with combined addition of rare earth and strontium were conducted. T6 treatment is a long time treatment (solution at 535 °C for 4 h + aging at 150 °C for 15 h). The other treatment is a short time treatment (solution at 550 °C for 2 h + aging at 170 °C for 2 h). The effects of heat treatment on microstructure and tensile properties of the Al-7%Si-0.3%Mg alloys were investigated by optical microscopy, scanning electronic microscopy and tension test. It is found that a 2 h solution at 550 °C is sufficient to make homogenization and saturation of magnesium and silicon in α(Al) phase, spheroid of eutectic Si phase. Followed by solution, a 2 h artificial aging at 170 °C is almost enough to produce hardening precipitates. Those samples treated with T6 achieve the maximum tensile strength and fracture elongation. With short time treatment (ST), samples can reach 90% of the maximum yield strength, 95% of the maximum strength, and 80% of the maximum elongation.Key words: Al-Si casting alloys; heat treatment; tensile property; microstructural evolution1 IntroductionThe aging-hardenable cast aluminum alloys, such as A356, are being increasingly used in the automotive industry due to their relatively high specific strength and low cost, providing affordable improvements in fuel efficiency. Eutectic structure of A390 can be refined and its properties can be improved by optimized heat treatment [1]. T6 heat treatment is usually used to improve fracture toughness and yield strength. It is reported that those factors influencing the efficiency of heat treatment of Al-Si hypoeutectic alloys include not only the temperature and holding time [2], but also the as-cast microstructure [3−5] and alloying addition [6−8]. Some T6 treatment test method standards of A356 alloys are made in China, USA, and Japan, and they are well accepted. However, they need more than 4 h for solution at 540 °C, and more than 6 h for aging at 150 °C, thus cause substantial energy consumption and low production efficiency. It is beneficial to study a method to cut short the holding time of heat treatment.The T6 heat treatment of Al-7Si-0.3 Mg alloy includes two steps: solution and artificial aging; the solution step is to achieve α(Al) saturated with Si and Mg and spheroidized Si in eutectic zone, while the artificial aging is to achieve strengthening phase Mg2Si. Recently, it is shown that the spheroidization time of Si is dependant on solution temperature and the original Si particle size [9−11]. A short solution treatment of 30 min at 540 or 550 °C is sufficient to achieve almost the same mechanical property level as that with a solution treatment time of 6 h [12]. From thermal diffusion calculation and test, it is suggested that the optimum solution soaking time at 540 °C is 2 h [13]. The maximum peak aging time was modeled in terms of aging temperature and activation energy [14−15]. According to this model, the peak yield strength of A356 alloy could be reached within 2−4 h when aging at 170 °C. However, few studies are on the effect of combined treatment with short solution and short aging.In our previous study, it was found that the microstructure of A356 alloy could be optimized by the combination of Ti, B, Sr and RE, and the eutecticFoundation item: Project (2008B80703001) supported by Guangdong Provincial Department of Science and Technology, China; Project (09A45031160) supported by Guangzhou Science and Technology Commission, China; Project (ZC2009015) supported by Zengcheng Science andTechnology Bureau, ChinaCorresponding author: PENG Ji-hua; Tel/Fax: +86-20-87113747; E-mail: jhpeng@DOI: 10.1016/S1003-6326(11)60955-2PENG Ji-hua, et al/Trans. Nonferrous Met. Soc. China 21(2011) 1950−1956 1951melting peak temperature was measured to be 574.4 °C by differential scanning calorimetry (DSC) [16]. In this study, using this alloy modified together with Sr and RE, the effect of different heat treatments on the microstructure and its mechanical properties were investigated.2 ExperimentalCommercial pure aluminum and silicon were melted in a resistance furnace. The alloy was refinedusing Al5TiB master alloy, modified using Al-10Sr andAl-10RE master alloys. The chemical composition ofthis A356 alloy ingot (Table 1) was checked by readingspectrometer SPECTROLAB. Before casting, the hydrogen content of about 0.25 cm 3 per 100 g in the meltwas measured by ELH-III (made in China). Four bars of50 mm×70 mm×120 mm were machined from the sameingot and heat-treated according to Table 2. Followed thesolution, bars were quenched in hot water of 70 °C.Samples cut from the cast ingot and heat-treated barswere ground, polished and etched using 0.5% HF agent.Optical microscope Leica −430 and scanning electricmicroscope LEO 1530 VP with EDS (Inca 300) wereused to examine the microstructure and fractograph. Toquantify the eutectic Si morphology change of differentheat treatments, an image analyzer Image-Pro Plus 6.0 was used, and each measurement included 800−1200 particles. Table 1 Chemical composition of A356 modified with Ti, Sr and RE (mass fraction, %) Si Cu Fe Mn Mg Ti Zn RE Sr 6.85 <0.01 0.19 <0.01 0.370.23 0.03 0.250.012Table 2 Heat treatments in this study Solution Aging Treatment Temperature/ °C Holding time/h Temperature/°C Holdingtime/hST 550±5 2 170 2T6 535±5 4 150 15 Tensile specimens were machined from the heat treated bars. The tensile tests were performed using a screw driven Instron tensile testing machine in air at room temperature. The cross-head speed was 1 mm/min. The strain was measured by using an extensometer attached to the sample and with a measuring length of 50mm. The 0.2% proof stress was used as the yield stressof alloys. Three samples were tested for each heat treatment to calculate the mean value.3 Results and discussion3.1 Microstructural characterization of as-cast alloyThe microstructure of as-cast A356 alloy is shown in Fig. 1(a). It is shown that not only the primary α(Al) dendrite cell is refined, but also the eutectic silicon is modified well. By means of the image analysis, microstructure parameters of as-cast A356 alloy were analyzed statistically as follows: α(Al) dendrite cell sizeis 76.1 μm, silicon particle size is 2.2 μm×1.03 μm (length×width), and the ratio aspect of silicon is 2.13. The distributions of RE (mish metal rare earth, more than 65% La among them), Ti, Mg, and Sr in the area shown in Fig. 1(b) are presented in Figs. 1(c)−(f)respectively. It is shown that the eutectic silicon particle is usually covered with Sr, which plays a key role in Siparticle modification; Ti and RE present generallyuniform distribution over the area observed, although alittle segregation of RE is observed and shown by arrowin Fig. 1(d). It is suggested that because the refiner TiAl 3and TiB 2 are covered with RE, the refining efficiency isimproved significantly. In the as-cast alloy, some clustersof Mg probably indicate that coarser Mg 2Si phases exist(arrow in Fig. 1(d))).Ti solute can limit the growth of α(Al) primarydendrite because of its high growth restriction factor [17].The impediment of formation of poisoning Ti-Si compound around TiAl 3 [18] and promotion of Ti(Al 1−x Si x )3 film covering TiB 2 [19] are very important in Al-Si alloy refining. For Al-Si alloys, the effect of RE on the refining efficiency of Ti and B can be contributed to the following causes [20]: preventing refiner phases from poisoning; retarding TiB 2 phase to amass and sink;promoting the Ti(Al, Si)3 compound growth to cover theTiB 2 phase. In this work, with suitable addition of Reand Sr, the microstructure of A356 alloy was optimized. Especially, eutectic Si is modified fully, which isbeneficial to promote Si to spheroidize further duringsolution treatment. 3.2 Microstructural evolution during heat treatmentThe microstructures of A356 alloys treated withsolution at 550 °C for 2 h and ST treatment are presented in Figs. 2(a) and (b) respectively, while those treatedwith solution at 535 °C for 4 h and T6 treatment are presented in Figs. 2(c) and (d), respectively. From Fig. 1 and Fig. 2, after different heat treatments, the primary α(Al) has been to some extent and the eutectic silicon has been spheroidized further. Both ST and T6 treatmentsproduce almost the same microstructure. The eutectic Si particle distribution and statistical mean aspect ratio of eutectic Si particle are shown in Fig. 3. After onlysolution at 535 °C for 4 h and 550 °C for 2 h, the meanPENG Ji-hua, et al/Trans. Nonferrous Met. Soc. China 21(2011) 1950−19561952Fig. 1 SEM images (a, b), and EDS mapping from (b) for Ti (c), La (d), Mg (e) and Sr (f) in as-cast alloyFig. 2 Microstructure of A356 alloy with different heat treatments: (a) Solution at 550 °C for 2 h; (b) ST treatment; (c) Solution at 535 °C for 4 h; (d) T6 treatmentPENG Ji-hua, et al/Trans. Nonferrous Met. Soc. China 21(2011) 1950−1956 1953Fig. 3 Statistic analysis of eutectic Si in A356 alloy with different heat treatmentsaspect ratios of Si are 1.57 and 1.54 respectively. After being treated by ST and T6, those aspect ratios of Si do not vary greatly, and they are 1.49 and 1.48, respectively. After solution or solution + aging in this study, the friction of eutectic Si particles with aspect ratio of 1.5 is 50%.The eutectic melting onset temperature of Al-7Si-Mg was reported to be more than 560 °C [16, 19]. 550 °C is below the liquid +solid phase zone. During solution, two steps occur simultaneously, i.e., the formation of Al solution saturated with Si and Mg, and spheroidization of fibrous Si particle. The following model predicts that disintegration and spheroidization of eutectic silicon corals are finished at 540 °C after a few minutes (τmax ) [9]:2maxs 32π..ln 9kT D ρρτγφφ⎛⎞=⎜⎟⎝⎠ (1) where φ denotes the atomic diameter of silicon; γ symbolizes the interfacial energy of the Al/Si interface; ρ is the original radius of fibrous Si; D s is the inter-diffusion coefficient of Si in Al; and T is the solution temperature. When the D s variation at different temperatures is taken into account, it is plausible to suggest that τmax at 550 °C is less than τmax at 540 °C. From Fig. 2(a), it is actually proved that spheroidization of eutectic Si particle could be finished within 2 h when solution at 550 °C.In a selected area of A356 alloy treated with only solution at 550 °C for 2 h (Fig. 4(a)), the distribution of element Mg is presented in Fig. 4(b). Because there is no cluster of Mg in Fig. 4(b), it means a complete dissolution of Si, Mg into Al dendrite during this solution. From the microstructure of A356 alloy treated with T6 (Fig. 5(a)), the distribution of Mg is shown in Fig. 5(b).Fig. 4 SEM image (a) and EDS mapping (b) of Mg distribution in alloy after only solution at 550 °C for 2 hFig. 5 SEM image (a) and EDS mapping of Mg (b) in alloy after heat treatment with T6For A357 alloy with dendrite size of 240 μm, uniform diffusion and saturation of Mg in Al could be finished at 540 °C within 2 h [13]. In this study, the cellPENG Ji-hua, et al/Trans. Nonferrous Met. Soc. China 21(2011) 1950−1956 1954size of primary α(Al) is less than 100 μm. It is reasonable that those solutions treated at 535 °C for 4 h and 550 °C for 2 h, can achieve α(Al) solid solution saturated with Mg and Si because diffusion route is short, even at a higher solution temperature.During aging, Si and Mg2Si phase precipitation happened in the saturated solid solution of α(Al) according to the sequence in the Al-Mg-Si alloys with excess Si [21]. The needle shaped Mg2Si precipitation was observed to be about 0.5 μm in length and less than 50 nm in width, and the silicon precipitates were mainly distributed in α(Al) dendrites and few of them could be observed in the eutectic region [22]. Because of the small size, these precipitations could not be observed by SEM in this study. However, it is plausible to suggest that the distribution of Mg in dendrite Al cell zone and eutectic zone is uniform (Fig. 4(b) and 5(b)). According to the study by ROMETSCH and SCHAFFER [15], the time to reach peak yield is 2−4 h and 12−14 h at 170 °C and 150 °C, respectively. From 150 to 190 °C of aging temperature, the peak hardness varies between HB110 and HB120. Hence, it is believed that aging at 170 °C for 2 h produces almost the same precipitation hardening as aging at 150 °C for 15 h.3.3 Tensile properties of A356 alloysThe tensile mechanical properties of A356 alloys are given in Table 3. Due to the microstructure optimization of A356 alloy by means of combination of refining and modification, tensile strength and fracture elongation can reach about 210 MPa and 3.7% respectively. Using T6 treatment in this study, strength and elongation can be improved significantly. For those samples with T6 treatment, the tensile strength and ductility present the maximum values. 90% of the maximum yield strength, 95% of the maximum ultimate strength, and 80% of the maximum elongation can be reached for samples treated by ST treatment. However,T6 treatment spends about 19 h, while ST treatment takes only about 4 h. Fractographs of samples treated with T6 are presented in Fig. 6. The dimple size is almost similar with different heat treatments, indicating that the size and spacing of eutectic silicon particle vary little with different heat treatments. Shrinkage pore, microcrack inside the silicon particle and crack linkage between eutectic silicon particles were observed on the fracture surfaces.Table 3 Tensile properties of A356 alloys with different heat treatmentsHear treatmentσb/MPa σ0.2/MPa δ/% As-cast 210 − 3.7 ST 247 178 5.6T6 255 185 7.0Fig. 6 Fractographs of samples with different heat treatments: (a), (b) T6; (c), (d) STPENG Ji-hua, et al/Trans. Nonferrous Met. Soc. China 21(2011) 1950−1956 1955It is well known that shrinkage pores have a great effect on the tensile strength and ductility of A356 alloys. In-situ SEM fracture of A356 alloy indicates the fracture sequence as follows [4]: micro-crack initiation inside silicon particle; formation of slipping band in the Al dendrite; linkage between the macro-crack and micro-crack, and the growth of crack. During tensile strain, inhomogeneous deformation in the microstructure induces internal stresses in the eutectic silicon and Fe-bearing intermetallic particles. Although the full modification of eutectic Si particle was reached in this study, those samples treated with T6 treatment do not perform as well as expected. The main reason is probably due to the higher gas content (0.25 cm3 per 100 g Al). Our next step is to develop a new means to purify the Al-SI alloys to further improve their mechanical properties.4 Conclusions1) The solution at 535 °C for 4 h and the solution at 550 °C for 2 h can reach full spheroidization of Si particle, over saturation of Si and Mg in α(Al). The heat treatments of T6 and ST produce almost the same microstructure of A356 alloy.2) After both T6 and ST treatments, the aspect ratio of eutectic Si particle will be reduced from 2.13 to less than 1.6, and the friction of eutectic Si particles with aspect ratio of 1.5 is 50%.3) The T6 treatment can make the maximum strength and fracture elongation for A356 alloy. After ST treatment, 90% of the maximum yield strength, 95% of the maximum ultimate strength, and 80% of the maximum elongation can be achieved.References[1]WAN Li, LUO Ji-rong, LAN Guo-dong, LIANG Qiong-hua.Mechanical properties and microstructures of squeezed and casthypereutectic A390 alloy [J]. Journal of Huazhong University ofScience and Technology: Natural Science Edition, 2008, 36(8):92−95. (in Chinese)[2]RAINCON E, LOPEZ H F, CINEROS H. Temperature effects on thetensile properties of cast and heat treated aluminum alloy A319 [J].Mater Sci Eng A, 2009, 519(1−2): 128−140.[3]MANDAL A, CHAKRABORTY M, MURTY B S. 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热处理对 A356铝合金组织与性能的影响分析摘要：热处理是优化铝合金A356的内部结构和使用性能参数的重要处理方法。

其中，合理的热处理时间和相应的温度使铝合金A356获得更高的机械性能。

作为汽车行业的技术支持，热处理工艺会随着时间的推移不断发展，优化各种参数并改善机械性能，以满足当今行业的需求。

热处理对于铝合金A356的内部结构状态和性能参数的提高非常必要。

本文主要通过观察铝合金A356的内部结构和外部力学性能，研究其主要指标的变化，以了解热处理对铝合金A356铸件的影响，并提出了优化方案，用于铝合金A356中成型零件的热处理。

关键词：热处理；A356 铝合金；性能热处理工艺是一项完善的处理技术，可以优化各种金属和非金属材料的性能。

其中，热处理过程中的温度和时间是影响其优化性能的重要参数。

对于铝合金A356的特殊热处理，优化固溶和时效温度等工艺参数可以改善铝合金A356的机械性能，同时确保A356铝合金具有出色的加工性能。

热处理工艺可以满足各种机械壳体，金属密封件，小齿轮，高强度耐热部件和其他材料的性能要求。

同时，确保铝合金A356不易损坏且不变形，并最终达到汽车工业所需的结构和形状。

零部件经过热处理后，可获得合适的强度，良好的可塑性和较高的抗冲击性，因此热处理是汽车行业铸造铝轮毂的必要选择。

1.热处理加工工艺在A356铝合金轮毂的加工和制造中，热处理非常必要。

其中，固溶时间和温度对A356铝合金轮毂的最终性能影响很大。

研究发现，调整固溶时间和温度的效果是不同的。

在500℃下固溶2小时以上后，铝合金A356中较粗的树枝状颗粒会疏松地形成细小的球形晶枝，致密分布。

整个过程带来铝合金A356的屈服强度和断裂强度的改善，以及诸如小变形的机械制造性能的改善。

在实际应用中，铸轮可承受更大的冲击，不容易变形且易于制造。

在此基础上，经过等时低温（约200℃）的时效处理后，其机械性能得到了进一步提高。

对于铸轮，热处理可大大改善材料的性能。

西安工业大学硕士学位论文铸造A356铝合金组织与性能的研究姓名：董大军申请学位级别：硕士专业：材料物理与化学指导教师：王正品;上官晓峰20070523柏安ｌ业入学硕＋学竹论文一般来说，随着枝品的数量增加，Ｒａｄｈａｋｖｉｓｈｎａ等人得出Ｙ＝Ａ＋ＢＸ＋ＣＸ２１６１Ｊ枝品闻距的减小，其力学性能也得到提高，其中Ｙ可以表示抗拉强度％、屈服强度盯，、为常数，Ｂ为负值，对于Ａ３５６合金来说，（２—１）延伸率６，ｘ表示枝晶臂间距。

Ａ、Ｂ、ＣＵＴＳ＝４０．８６—０．４５九＋石１６１Ｊ（２．２）可以看出，减小二次枝晶臂间距可以提高合金的力学性能，细化枝晶是提高合金强韧性的有效途径之一。

同时，细化枝晶还能改善合金的补缩能力，有利于消除缩孔、缩松，防治冷隔，细化有害杂质相。

对于完全变质的近共晶舢．ｓｉ合金来说，力学性能与枝晶数量是线形相关的【６２１。

２．４．２共晶颗粒Ａ３５６合金中的共晶颗粒包括共晶区域中的共晶ｓｉ和化合物相。

共品颗粒的尺寸、长径比和聚集程度对塑性变形过程中颗粒的开裂有着重要的影响【”１．图２．３为合金的金相组织照片。

照片中晶粒比较粗大，共晶硅形态为短棒状和针状，主要沿着晶界分布。

由于采用钠变质，有效时间短、易失效、重溶性差等造成变质不均匀、不充分，ｓｉ相对基体产生了割裂作用，其尖端和棱角处引起应力集中，合金容易沿晶粒的边界开裂，或是板状ｓｉ本身开裂而形成裂纹，使合金力学性能特别是伸长率显著降低。

图２－３Ａ３５６原始组织（未经腐蚀）另外合金中重要的化合物相还有富Ｆｅ相。

Ｗａｎｇ指出，固溶处理后存在的富Ｆｅ相的性质、类型和数量主要取决于合金中的Ｍｇ召－ｉ［１５９删。

当Ｍｇ含量低于０．３５．０．４０％（重量西安工业大学硕士学位论文百分比）时，大部分的富Ｆｅ相为尺寸较小的片状卢相（为ＡｌｓＦｅＳｉ），当Ｍｇ含量较高时，合金中的Ｆｃ趋向予形成尺寸较大的汉字形貌（＂Ｃｈｉｎｅｓｅｓｃｒｉｐｔ”ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ）的化合物万相（Ａ１９ＦｅＭｇａＳｉ５）。

T6I6二次时效对A356铸造铝合金力学性能的影响朱满;坚增运;杨根仓;周尧和【摘要】为了解决热处理后材料的强度和塑性变化规律相反的问题,在T6热处理制度的基础上开发了一种新型的T6I6二次时效制度.研究结果表明:采用T6I6热处理制度可以同时提高A356铝合金的强度、塑性、弹性模量和硬度.在相同的自然时效条件下,材料的强度、弹性模量和硬度随着第一次人工时效时间t1的增加呈现先增加后减小的趋势,延伸率既随着第一次人工时效时间的增加而增加,又随着中间自然时效时间的延长而增大.屈服强度和抗拉强度分别在t1为10 min和20 min 时达到最大值237.38MPa和320.15MPa,增幅达到27.53％和15.24％;当t1=120 min且t2=8周时,延伸率达到最大值13.63％.这主要是因为T616中的自然时效阶段形成大量的GP区,在随后的人工时效过程中析出大量细小高密度的β相.【期刊名称】《西安工业大学学报》【年(卷),期】2012(032)008【总页数】5页(P646-650)【关键词】A356铸造铝合金;T6I6二次时效;力学性能【作者】朱满;坚增运;杨根仓;周尧和【作者单位】西安工业大学材料与化工学院,西安710032;西安工业大学材料与化工学院,西安710032;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西安710072【正文语种】中文【中图分类】TG156.9A356（Al-7%Si-0.3%Mg）铸造铝合金是工业上应用范围较广的一种合金，它广泛应用于汽车工业，诸如汽车发动机部件、轮毂以及汽车车身等［1］.该系合金为高硅合金，热处理后析出Mg2Si强化相，具有良好的强化效果，特别是人工时效后机械性能得以明显提高，同时兼具良好的塑性.随着现代汽车工业的高速发展，汽车设计正向轻型化和节能化方向发展，因而，对A356铝合金提出更高的性能要求.为了进一步提高铝合金的强度和塑性，科研人员开发了多种时效工艺制度，譬如二次时效工艺［2-3］、压缩载荷时效过程［4］、峰值时效［5］、两步时效［6］、多次人工时效［7］等.在所有时效工艺中，二次时效工艺是惟一一种在提高合金强度和硬度的同时，又可以起到提高其塑性的时效制度，因而具有广阔的发展潜力. 文中以A356系铝合金为研究对象，分析二次时效制度中各参数对合金性能的影响规律，获得最佳的二次时效工艺，以推广这种新型热处理制度.1 实验过程1.1 实验原材料及制备过程实验用的原材料为A356铸造铝合金，其成分为6.92Si-0.29Mg-0.18Ti-0.099Fe-0.0071Cu-bal Al（w%）.实验过程为将A356铝合金于电阻炉中熔化，待升温至730℃时，采用C2Cl6精炼和Ar除气处理；静置10min中后于金属模中浇注成型.成型后试样的尺寸为∅18mm×130mm.1.2 T6I6二次时效处理制度T6热处理制度为：固溶处理（535℃×8h）＋室温水淬＋人工时效（155℃×6h）.T6I6二次时效（T6I6）的基本思路就是将原有的T6热处理制度中的人工时效过程分成两部分进行，对材料先进行人工时效处理，然后取出材料进行自然时效处理，之后再次进行人工时效处理.T6I6二次时效制度如图1所示.图1 T6I6二次时效制度示意图Fig.1 Diagram of T6I6treatment process图1 中的虚线部分为完整的T6热处理过程；T6I6二次时效中第一次人工时效时间为t1，自然时效时间为t2，剩余人工时效的时间为t3，其中t1＋t3=6h.t1 分别选择10min，20min，40min和120min，自然时效时间t2分别选择1周，2周，4周和8周，采用正交实验设计16组实验，着重分析t1和t2两个参数对合金力学性能的影响规律.1.3 分析及检测对常规铸造成型后的试样分别进行T6和T6I6处理，并分析其力学性能.经加工后获得标准拉伸试棒，直径为∅5mm，标距为25mm，于Instron 8851型万能电子拉伸机上进行室温力学性能测试，抗拉强度（σb）、屈服强度（σ0.2）、延伸率（δ）和弹性模量（E），力学性能数据取四根拉伸试棒的平均值.布氏硬度实验在HB-3000型布氏硬度计进行，载荷为250kg，保压时间为30s.每个试样上打六个点，取六个点平均值作为布氏硬度值.将拉伸断裂后的断口清洗后保留，利用Tescan VegaⅡ型扫描电镜观察试样的拉伸断口形貌.2 实验结果与讨论2.1 力学性能经T6I6热处理后合金的力学性能数据如图2所示，为了对比方便，图中还给出了T6热处理后合金的力学性能数据.由图2可知，与T6热处理后合金的性能相比，采用T6I6热处理后合金的抗拉强度、屈服强度、延伸率、弹性模量和布氏硬度均得到提高，说明此种热处理制度具有很高的开发价值.图2 经T6I6处理后A356铝合金的力学性能Fig.2 Mechanical properties of the A356alloys subjected to T6I6treatment如图2（a）所示，t1和t2对合金屈服强度和抗拉强度的影响规律.当自然时效时间保持一定时，合金的屈服强度和抗拉强度的随t1的变化规律是一致的，他们均随着t1的增加呈先增加而后减小的趋势.在10～40min范围内，屈服强度和抗拉强度的变化最为明显，而在40～120min内，t1的增加对合金强度的影响很不明显.当t1时间相同时，t2为1周时的强度值最大.当t1在10～40min范围内，合金的屈服强度和抗拉强度分别达到最大值237.38MPa和320.15MPa，与T6态合金相比，其最大增幅分别达到27.53%和15.24%.随着自然时效时间延长，峰值强度随着自然时效时间延长而减小.主要是在第一次人工时效和自然时效的双重作用下，半共格和共格析出相增加的缘故［8］. 如图2（b）所示，t1和t2对合金延伸率的影响.由图2（b）可知，t1对合金延伸率的影响规律相同，延伸率随着t1的增加而不断增加；当t1为120min时，合金的延伸率达到最大.当t1相同时，自然时效时间t2对延伸率的影响最为明显，合金的延伸率随着t2时间的增加而增加；当t2为8周时，合金的延伸率最大.如图2（c）所示，t1和t2也影响着合金的弹性模量和硬度.随着t1的增加，弹性模量呈先增加后减小的趋势.布氏硬度的变化规律与强度的变化规律相一致，硬度值最大达到91.在同样的t1条件下，硬度值随着自然时效时间的增加而减小.布氏硬度值随着第一次人工时效时间的增加呈先增加而后缓慢减小的趋势，第一次人工时效时间越短，其峰值点越大，如图2（d）所示.2.2 T6I6时效机理探寻铝合金经高温固溶后然后在进行水淬处理，在基体中形成了大量的过饱和固溶体和较高的空位浓度［9-10］.A356铝合金的强化相为Mg2Si相，其时效析出过程［11-12］为其中SSSS为过饱和固溶体，GP区为含Si原子和Mg原子的溶质偏聚区（GP区呈球状），β″、β′分别为与基体具有共格和半共格关系的析出相，β为稳定相Mg2Si.文献［7］中认为，GP区的形成有利于合金强度和硬度的提高，在时效温度低（130～150℃）或时效时间短时，易形成GP（I）区；而当时效温度高或时效时间延长时，则会形成GP（II）区，它比GP（I）区晶格畸变更大，因而时效强化作用也愈大.铝合金的时效过程是过饱和固溶体的分解过程，在基体中获得均匀分布的细小析出相.自然时效时，由于受到溶质扩散速率小的限制，GP区溶质原子偏聚区与基体呈共格关系，较小的界面能有利于形成共格析出相.GP区和周围的应力场阻碍位错运动，使得强度增加.而在人工时效条件下，析出相的尺寸增加.GP区形成后，在基体中形成具有半共格β″相或共格β′相，直至形成具有非共格关系的稳定相β.在T6I6二次时效中，经过第一次人工时效后，在组织中已经形成一定数量的稳定相β相，从而增加合金的强度和硬度.然而随着时效时间的延长，稳定相β质点不断聚集长大，合金的强度和硬度进一步下降.这也就解释了图2（a）和（d）的峰值点现象的存在.由于将原有的人工时效过程打断而插入了一段自然时效过程，这时候产生了明显的二次时效现象，它增加了GP区的数量；其GP区数量随着自然时效的增加而增加.在接下来的人工时效过程中再次形成了稳定相β，t1时间越短则说明剩余的人工时效时间t3越长，从而越有利于β相的生长，同时又会降低合金的强度.2.3 断口形貌分析对于T6处理的A356合金断裂后，断口形貌如图3所示，宏观上来讲，沿拉伸试棒表面可以观测到塑性变形区；经T6I6处理后，断面上可以看到更多更大的塑性变形区，缩颈现象更加明显.图3（a）为T6处理的A356合金的断口形貌，除了韧窝之外，还有大量的二次解理断裂的存在，其断裂模式以韧性断裂和脆性断裂相结合.然而，经过T6I6热处理后，合金的断口中为均匀细小的等轴韧窝（见图3（b）），未发现解理断裂的存在.表明经T6I6处理后，合金的断裂方式发生显著改变，为韧性断裂.因为经T6I6处理后材料微观组织得到改善，共晶硅变得更加细小圆整，且与基体之间的结合力增加，使得材料的强度和塑性进一步提高.图3 A356铝合金断口形貌分析Fig.3 Fracture photograph of A356alloy treated by T6process（a）and T6I6process（b）3 结论在T6热处理制度的基础上开发出一种新型的T6I6二次时效热处理制度，并以A356铝合金为研究对象，考察T6I6二次时效热处理制度对铝合金的强度、塑性和断裂形态的影响规律.传统的热处理工艺在提高强度的同时，必然降低材料的塑性，而采用T6I6二次时效处理则可以有效克服这一缺点，可同时提高材料的屈服强度、抗拉强度、延伸率和布氏硬度.合金的强度和硬度均随着第一次人工时效时间t1的增加呈现先增加而后减小的趋势，在t1=10和20min处存在明显的峰值点.第一次人工时效t1和中间自然时效t2的增加均有利于合金延伸率的大幅度提高.【相关文献】［1］ JOHN E H.Aluminum：Properties and Physical Metallurgy［M］.Ohio：American Society for Metals，1984.［2］ BUHA J，LUMLEY R N，CROSKY A G，et al.Secondary Precipitation in an Al-Mg-Si-Cu Alloy［J］.Acta Materialia，2007，55（9）：3015.［3］ BUHA J，LUMLEY R N，CROSKY A G.Secondary Ageing in an Aluminium Alloy 7050［J］.Materials Science and Engineering A，2008，492（1／2）：1.［4］ ZHU A M，STARKE Jr.E A.Materials Aspects of Age-Forming of Al-xCu Alloys［J］.Journal of Materials Processing Technology，2001，117（3）：354.［5］ CHOMSAENG N，HARUTA M，CHAIRUANGSRI T，et al.HRTEM and ADF-STEM of Precipitates at Peak-Ageing in Cast A356Aluminium Alloy［J］.Journal of Alloys and Compounds，2010，496（1／2）：478.［6］ WANG D，NI D R，MA Z Y.Effect of Prestrain and Two Step Aging on Microstructure and Stress Corrosion Cracking of 7050Alloy［J］.Materials Science and Engineering A，2008，494（1／2）：360.［7］刘宏磊，梁勇，白雪峰，等.多次人工时效对低压铸造A356.2铝合金轮毂力学性能的影响［J］.铸造，2008，57（10）：1085.LIU Hong-lei，LIANG Yong，BAI Xue-feng，et al.Effect of Multiaging on Mechanical Properties of Low Pressure Die Cast A356.2Aluminum Alloy Wheel［J］.Foundry，2008，57（10）：1085.（in Chinese）［8］ GEIER G，ROCKENSCHAUB H，PABEL T，et al.Variation of the Precipitation Mechanisms for High Pressure Die Casting Alloy AlSi9Cu3（Fe）-A New Method of Heat Treatment for Superior Mechanical Properties［J］.Giessereiforschung，2006，58（3）：32.［9］ ZHANG D L，ZHENG L.The Quench Sensitivity of Cast Al-7wt pct Si-0.4wt pct Mg Alloy［J］.Metallurgical and Materials TransactionsA，1996，27（12）：3983.［10］ ZHANG D G，ZHENG L H，STJOHN D H.Effect of Solution Treatment Temperature on Tensile Properties of Al-TSi-0.3mg（wt%）Alloy［J］.Materials Science and Technology，1998，14（7）：619.［11］SJÖLANDER E，SEIFEDDINE S.The Heat Treatment of Al-Si-Cu-Mg Casting Alloys ［J］.Journal of Materials Processing Technology，2010，210：1249.［12］ GUPTA A K，LLOYD D J，COURT S A.Precipitation Hardening in Al-Mg-Si Alloys with and without Excess Si［J］.Materials Science and Engineering A，2001，316（1／2）：11.。

A356铸造铝合金轮圈T6热处理后物性变化研究穆淑成摘 要：本文主要通过比对A356铸造铝合金轮圈铸态和经热处理后力学性能、金相组织的不同，来验证T6热处理工艺对A356铸造铝合金性能的影响。

关键词：A356；T6热处理； 物理性能 一、 试验设备光电直读光谱仪 德国SpectroLAB 型号：LAVM10万能试验机 上海安又达仪器设备有限公司 型号：AET-100K 执行标准：GB/T 228.1-2010金相显微镜 OLYMPUS 型号：BX51M布氏硬度机 上海联尔试验设备有限公司 型号：HBE-3000A 执行标准：GB/T 231.1-2009二、 试验材料2.1 轮圈型式：GWM-N68 材质：A356.0 2.2 铝水冶炼工艺为了制备符合铸造要求的铝水，需经如图1所示的工艺进行处理，处理后成分及含气量等均满足标准的要求。

-----图1 热处理工艺示意图2.3 铸造工艺采用金属型低压铸造，模具编号：N68-2，铸造日期：2012.12.18 2.3 T6热处理工艺取上述热处理前、后轮圈各一个，然后经锯床、车床、金相磨抛机等制备满足成分、拉伸、硬度及金相试验要求的试样，取样部位及数量见表2。

其中拉伸试样如图2所示，标距为30mm，直径为5mm，平行长度36mm。

图2 拉伸试样三、试验结果3.1 化学成分3.2 布氏硬度未处理硬度：71.0 HBW 10/500/30 热处理后硬度：83.8 HBW 10/500/303.3 拉伸性能图5 肋骨部位热处理前后力学性能变化图6 前突缘部位热处理前后力学性能变化3.4 金相组织图7 肋骨部位金相组织四、结果分析。

热处理对铝合金的机械性能的提升随着工业技术的发展，热处理作为一种有效的工艺手段，被广泛应用于材料加工和制造领域。

热处理可以改善材料的强度、硬度和耐腐蚀性等性能，对于铝合金这类重要的结构材料尤为重要。

本文将探讨热处理对铝合金机械性能的提升，并分析其原理和应用。

一、铝合金的机械性能铝合金是一类以铝为基础元素，通过与其他金属或非金属元素的合金化而成的材料。

铝合金具有良好的可塑性、导电性和导热性，因此广泛应用于汽车、航空航天、建筑和电子等领域。

然而，铝合金的强度和硬度相对较低，限制了其在一些特殊环境下的使用。

因此，提高铝合金的机械性能成为研究的热点问题。

二、热处理工艺热处理是通过控制材料的加热、保温和冷却过程，以改变其组织和性能的工艺方法。

常见的铝合金热处理方法包括时效处理、固溶处理和淬火处理等。

1. 时效处理时效处理是指将铝合金加热至合金元素的溶解温度，并保持一段时间，然后迅速冷却。

在这个过程中，合金元素可以均匀地分布在铝合金晶界和晶内，从而显著改善铝合金的强度和硬度。

时效处理还可以使得铝合金的晶粒细化，提高其抗拉强度和延伸率等机械性能。

2. 固溶处理固溶处理是将铝合金加热至其固溶温度，以使合金元素溶解在铝基体中，并形成一个固溶溶液。

然后，通过快速冷却使合金元素固溶在铝合金中保持均匀分布。

固溶处理可以消除铝合金的过饱和状态，减少合金元素的析出，提高了铝合金的硬度和抗腐蚀性能。

3. 淬火处理淬火处理是将固溶处理后的铝合金迅速冷却至室温，从而在短时间内产生固溶相的合金态。

淬火处理可以使铝合金达到最高的强度和硬度。

然而，淬火处理也会使得铝合金的塑性降低，容易产生裂纹和变形。

因此，在实际应用中，淬火处理通常与时效处理相结合，以平衡铝合金的强度和塑性之间的矛盾。

三、热处理对铝合金机械性能的影响热处理对铝合金的机械性能产生了显著的影响。

通过合理选择和控制热处理工艺参数，可以实现以下效果：1. 提高铝合金的强度和硬度热处理可以改变铝合金的组织结构，调整晶粒尺寸和分布，从而增加晶界和晶内的强化相数量和尺寸，提高材料的强度和硬度。

热处理对不同Sr含量变质A356合金组织及力学性能的影响姜 峰，索忠源，刘祥玲，关鲜洪，王毅坚（吉林化工学院机电工程学院，吉林吉林 132022）摘要：研究了热处理对不同Sr含量变质A356合金组织及力学性能的影响。

结果表明：A356合金经0.04%Sr变质与T6处理后，合金中的共晶硅全部转变成近球形颗粒组织。

合金的布氏硬度、抗拉强度和伸长率均达到最大值，分别为HBW100.1，310.61 MPa和13.16%，综合力学性能得到显著提高。

合金的断裂方式由铸态下的韧脆混合断裂转变成韧性断裂。

关键词：A356铝合金；Sr变质；T6热处理；力学性能作者简介：姜峰（1984-），男，讲师，从事有色合金制备及模具设计等方面的研究工作。

E-mail：122504582@ 通讯作者：王毅坚，男，教授。

E-mail：jlwyj1961@中图分类号：TG166.3文献标识码：A文章编号 ：1001-4977 （2019）01-0029-05收稿日期：2018-09-20收到初稿，2018-10-25收到修订稿。

A356合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小等特点，加之质量轻、价格适中、回收率高，已成为减轻汽车自重的首选材料[1-3]。

目前广泛用于摩托车、汽车轮毂[4-5]。

随着汽车工业的不断发展，铝合金轮毂的造型越来越复杂、精细，因此对A356合金的综合力学性能提出了更高的要求[1，6]。

由于该合金在常规铸造生产中，其组织中存在粗大块状和板条、板片状共晶硅，该共晶硅组织严重割裂铝合金基体，从而降低了合金的力学性能，因此改变共晶硅相的形貌是提高该铝合金性能的有效途径[7-8]。

Sr作为变质细化剂加入铝合金中，会对铝合金的组织及力学性能产生重要的影响。

A356合金经变质和热处理后，其铸造组织和力学性能显著提高。

Sr对A356合金具有良好的变质效果，具有绿色、环保、变质长效性等优点，应用广泛[9]。

为此，本研究就Sr变质剂加入量及T6热处理对A356合金组织及力学性能的影响进行了探索，为该合金的工业化生产提供了工艺参数和理论依据。

| 工程技术与应用| Engineering Technology and Application·82·2017年5月热处理对A356铝合金组织与性能的影响分析朱文婧（浙江万丰奥威汽轮股份有限公司，浙江 绍兴 312500）摘 要：热处理是优化A356铝合金内部组织状态以及使用性能参数的重要加工手段，可用于核心铝合金铸造车轮的进一步精密制造。

其中，合理的热处理时间以及相应的温度给完成汽车行业的精密A356合金构件提供了更高的力学机制。

作为汽车制造行业中的技术支撑，热处理工艺与时俱进，优化各项参数，完善力学机制，从而达到当今产业以及行业的需求。

这对于A356铝合金内部组织状态以及使用性能参数是十分有必要的。

文章主要观察A356铝合金内部组织以及外部力学机制，研究其主要指标变化，从而可知热处理对于A356铝合金铸件的影响，提出A356铝合金铸件热处理的优化方案。

关键词：热处理；A356铝合金；性能中图分类号：TG166.3 文献标志码：A文章编号：2096-2789（2017）05-0082-02热处理工艺是对于各类金属以及非金属材料性能进行优化的一种综合加工技术。

其中热处理工艺中的温度以及时间是影响其优化功能的重要参数。

对于A356铝合金的特定热处理方式来讲，其固溶以及时效的温度等工艺参数优化可以提高A356铝合金的力学机制，同时保证A356铝合金具有优良的加工性能。

热处理工艺可以完成一些机械外壳，金属接头，小型齿轮，高强度耐热部件等各类材料性能的要求，同时保证A356铝合金不易损坏且不发生变形，最后达到所需要的结构以及形状，满足汽车制造行业的功能需要。

经热处理后实现合适的强度、较好的塑性以及高冲击韧性，所以是汽车行业铸造铝轮毂的不二之选。

近年来，政府陆续发布了汽车行业以及制造业的有关计划。

汽车行业的轻量化目标急需解决。

这关系着汽车整体结构的轻便以及汽车复杂构架的可实现性。

文章主要观察A356铝合金内部组织以及外部力学机制，研究其主要指标变化，从而可知热处理对于A356铝合金的影响，提出A356铝合金车轮铸件热处理的优化方案。

摘要：研究了铸造A356-T6铝合金板不同位置处的拉伸性能。

采用扫描电子显微镜和光学显微镜对拉伸断口及断口纵剖面的组织形貌进行了观察分析。

试验结果表明，铸造A356一T6铝合金的拉伸屈服强度随离浇道口平面距离的增加而减小，断裂强度则是先减小然后再增大，而延伸率随高度变化不明显。

铸造A356-T6铝合金的平均屈服强度、断裂强度、延伸率和断面收缩率分别为2l6．64 MPa，224 MPa，1．086％和0．194％。

断口分析表明拉伸断口的表面分布着杂质、孔洞、铸造缩孔和氧化膜等缺陷，断口表面也存在开裂的由碳、氧、铁、镁、铝和硅元素形成的复合粒子。

铸造A356-T6铝合金在拉伸过程中，裂纹萌生于共晶硅粒子与基体结合处，并沿枝晶胞之间的共晶区域进行扩展，当前进的裂纹遇到取向不一致的共晶硅粒子时，裂纹将截断共晶硅粒子。

铸造A356-T6铝合金拉伸断裂方式为沿胞(即穿晶)断裂的准解理断。

关键词：铸造A356铝合金：A1-7％Si-0．4Mg；拉伸性能；断裂机制：断口形貌1 前言铸造铝合金由于具有优异的铸造性能，良好的耐腐蚀性，高的强重比和铸件制造成本低，能够近终成型等特点，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[1-4]，其中A1．Si7．Mg(A356)铸造铝合金通常用来制备汽车气缸盖及发动机滑块构件[5]。

铸造铝合金构件的主要问题是存在孔隙、氧化物和非金属夹杂物等缺陷[4]，这些缺陷强烈影响构件的服役性能。

铸造A356铝合金的力学性能取决于构件中相的特性及其分布，缺陷的性质、数量和尺寸。

尽管铸造A356铝合金的力学性能及其疲劳性能得到了广泛的研究[4-9]，但仍然有一些问题有待于进一步研究予以澄清，比如，铸造铝合金在拉伸过程中裂纹的萌生及其扩展的定量分析有待进一步的建立。

在疲劳载荷加载中，短裂纹扩展行为取决于应力状态和组织结构特征，比如，硅粒子和α-Al形态、分布及其大小，缺陷的性质、分布、数量及其大小。

A356铸造铝合金热处理强化工艺研究摘要现代汽车正朝着轻量化、高速、安全舒适、低成本与节能的方向发展。

而目前满足上述要求的最有效的途径就减轻汽车自重。

铝及其合金加工材料由于具有密度小、比强度高等一系列优良特性成为实现汽车轻量化最理想的首选材料。

本文以A356铸造铝合金轮毂为研究对象，利用金相显微技术、扫描电镜、差热分析及力学性能测试等手段对合金的各种不同工艺的微观组织与性能进行了全面的测试与分析。

通过改变固溶处理工艺参数，研究了固溶处理工艺与合金的力学性能之间的关系。

当温度为535°C时，随着保温时间的延长，抗拉强度、硬度及延伸率基本上都是先升后降。

当保温时间为3.5〜4.5h时，轮缘的强度、硬度及延伸率才能达到很好的匹配。

A356铸造铝合金在545Cx3.5h下进行固溶处理具有较好的综合力学性能，轮缘抗拉强度为251MPa,硬度为82HV，延伸率为12%;轮幅抗拉强度为233MPa,延伸率为9%，故固溶处理的优先工艺为545Cx3.5h。

研究了室温停留时间与力学性能之间的关系，结果表明室温停留时间选择在2〜10h范围之内，但不应超过12h。

如果从生产周期及成本方面考虑，室温停留2h,合金就能达到预时效的目的，达到强度、硬度与塑性的良好匹配。

通过改变时效处理工艺参数，研究了轮缘的时效处理工艺与力学性能之间的关系，结果表明在设定的在三个温度上进行时效处理保温3h时，合金的综合力学性能均很好，因此对A356铝合金进行时效，能够使其达到一个强度、硬度与延伸率均为极值的平衡点。

当固溶处理工艺采用535Cx4.5h时，时效温度为135C时，时效时间至少为3h; 当采用优选的固溶工艺545Cx3.5h，时效温度为135C时，则当时效时间为0.5h时，即能达到使强度与塑性达到较高的水平。

当时效温度升高至145C时，则在保温1h 时，即能达到较好的强度与延伸率的配合。

比较了固溶处理工艺为535°Cx4.5h及545x3.5h两种工艺下合金的力学性能，表明对于A356铸造铝合金，如果在应用时对塑性的要求较高时，则固溶处理可采用工艺535Cx4.5h;如果对其塑性要求不高，而希望缩短生产周期，提高生产效率时，则建议采用工艺545x3.5h。