a356铸造铝合金热处理强化工艺研究

究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。而目前满足上关键词：A356;轮毂；固溶处理；时效处理AbstractAtpresent,vehiclesaredevelopingtobelightweight,highspeed,safety,comfort,energy-savingandenvironmentalprotecting.Itistrendtoincreasethealuminumzationofvehiclesbecauseofitslowerdensity,highstrength-to-weightratioandsoon.InthispapertheinfluencesofheattreatmentonthemicrostructuresandtensilepropertiesofA356aluminiumwheelareinvestigatedbylotsofanalyzingandtestingmethodsScanningCalorimetenDSCandtensiletestiTherelationsbetweenthesolutiontreatmenttechnologyandthemechanicalpropertiestensilestrengthandtheplasticpropertiesareverygood.Thetimemustbeprolongedto2.5〜3.5h.Iftheagingtempertureis145〇C，whentheagingtimeis1h,thecomprehensive〇独创性声明成果。尽我所知，除文中已经标明引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的研究成果。对本文的研究做出贡献的个人和集体，均已在文中以学位论文版权使用授权书留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权华中科技大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，保密□,在年解密后适用本授权书。学位论文作者签名：大课题，现代汽车正朝着轻量化、高速、安全舒适、低成本、低排放与节能的方向发展。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、抗冲击性能好、耐腐蚀、良好的加工成型性以及极高的再回收、再生性等一系列该名为“V6永久技术”发动机汽缸容量分别为2.5L和AlSi有很大的潜力可挖。随着相关技术的不断改进，铝散热器在汽车工业上的用前景将十分广。国家汽车厂家汽车型号车身零部件合金牌号前翼子板德国保时捷覆盖件，翼子板覆盖件，行李舱盖AC120,5000系列意大利法拉利覆盖件，翼子板所有外部装饰件所有外部装饰件5000,6000系列5000,6000系列5000,6000系列美国通用凯迪拉克覆盖件，顶盖行李舱盖AC120,5000系列瑞典沃尔沃马自达SavanaRX-7覆盖件，活动顶覆盖件外板覆盖件内板覆盖件内外板覆盖件内板5000,6000系列日本日产本田丰田覆盖件外板覆盖件内外板覆盖件内外板覆盖件内外板车身外板车身内板车身框架加强元件，折叠活顶隔热板5000系列6000系列公司与通用公司以及奥迪公司联合开发铝合金车身。他们开发了一种可以制造铝合金框架的新工艺。这种铝合金框架系采用保护气焊接工艺制成。阿尔卡公司还在距德国杜塞多尔夫不远的地方建立了生产铝合金车身空间框架的分公司。在采用新工艺时设备的投资要比采用常规工艺时减少一半。美国福特公司也采用了空间框架的技术。经专家计算，在用比钢更贵的而此时的油耗仅为.7L/100Km[5]。从1991年起，福特公司开始使用铝板制造新型“Tarus”汽车的车门内外板、行李舱盖及前翼子板。这些铝板由阿尔卡公司提供。其他公司也在开发既可节约大量的能源，获得巨大的社会效益，同时也提高和改善了运行性能。车身的铝化，〇产成本，但足以用其整个使用寿命周期内所节省的汽油价值来抵偿，同时所取得的社会效益1923年，赛车开始使用砂模铸造的铝合金轮毂，第二次世界大战后，铝轮毂用于普通汽车。1958年，有了整体铸造的轮毂，以后不久又有了锻造轮毂，1979年美国把铝带成形轮毂作为标准轮毂。1990年，阿卢马克斯工程金属工艺公司(ABVP)与索帕里奥(Superior)工业公司合资在阿肯萨斯州菲耶特维尔市建设的全球第一个半固态模锻(SSF)铝合金轮毂厂投产，使铝合金轮毂生产又进入了一个新阶段。1981年，美国凯泽铝及化学公司用挤压方法首次生产铝合金轿车整体轮毂，其直径为457.2毫米，用于装备80年代中期前轮驱动的小型轿车[8。铝轮毂的优点与其它轮毂相比，铝轮毂具有如下优点：(1)铝轮毂减重效果明显，从四轮轿车到十轮大客车，使用铝轮毂，每个轮可减重2～18.5Kg,每辆车可减重8～74Kg,即减轻重量29～44%。表1-2汽车铝合金轮毂的减重效果车种轮辋规格铝轮减重效果Kg1辆车减重效果Kg轿车与小客车中型汽车10轮大卡车10轮客车(2)铝轮毂节油效果好。日本川西泰夫等用钢轮毂车总重为14.7吨、铝合金轮毂车总重为14.5吨的两辆载货卡车进行了耗油量试验。试验车速为90、80、40、30及20公里/小时，试验结果如表1-3。表1-3钢轮毂、铝合金轮毂卡车的节油效果车速Km/h行程，Km/L油铝合金轮毂车的多行钢轮毂车铝合金轮毂车里程率，°%(3)散热性好。轿车在高速行驶时，轮胎与地面摩擦会发热，制动盘和制动片摩擦也会较低，但轮毂的力学性能低，主要应用于生产普通摩托车、轻型轿车表1-4国内整体铝合金车轮毛坯的主要铸造方法比较方法优点缺点应用程度压力铸造法效率高，切削加工余量采用真空压铸工艺生产少，低消耗，大批量，单铸件内极易吸入气体形的铝轮，仍具有一定的件成本低廉成气孔，不宜进行热处竞争力理，影响力学性能应用最为普遍金属型铸造法(重力铸造法)工艺最成熟，生产效率铸件切削加工余量大，工艺最成熟，生产效率较高，工序简单，投浇冒口系统复杂，回炉资少，铸件经固溶处疏松、裂纹等缺陷料较多，浇注时易产生疏松、裂纹等缺陷理后，具有良好的力学性能模具设计、保温炉密底注式填充，充型平稳，铸机和模具造价较高，具有一定市场，适合于铸件夹渣和气孔少，合格大尺寸汽车轮毂模具设计、保温炉密低压(差压)铸造法率高封、合金液处理方面较麻烦挤压铸造法(液态模锻拥有一定的市场铸件精度高，切削余量挤压机较大，模具较为小，生产效率高，铸复杂和贵重，制造和维件力学性能好修费用较高脱酯-清洗一吹积水一烘干一喷涂底漆一补漆-固化一喷涂面漆一补漆一固化。喷粉工艺和喷漆工艺过程基本相同，只是通常可以只喷、烘一次。对于高端产品，在前处理阶段应增加去氧化膜和形成转化膜的工序，以提高涂层的附着力。镀铬工艺主要流程为：除油4清洗4酸蚀4预镀锌4预镀暗镍4预镀亮铜4清洗4我国汽车铝合金化程度不高，所用铝合金材料尚未形成标准化、系列化，材料品种也较少，由于受制造工艺、成本、维修、路况等条件的限制，铝散热器的应用在一定程度上受到影响。此外，在质量方面也存在着成份、性能等方面的问题。但是，随着我国汽车工业的快速向前发展，铝合金材料在汽车上的应用也将会得到相应的增加和发展的。美国资深汽车工程师DavidScholes预测：未来轿车上的每个零件都有可能用铝合金来生产，未来的10～15年A356即我国的ZAISi7MgA(ZL101A合金),是美国于70年代研制的一种铸造铝合金16],该合金属于Al-Si-Mg系合金，其合金成分见表1-5。A356合金既有良好的铸性能又有高的综合力学性能。70年代末期开始用于汽车工业。随着汽车工业的迅速发展，到了80年代末A356硅是A356合金主要强化元素，与镁形成Mg2Si相在时效时弥散析出，可提高材质的强强化效果。合金中的硅和镁在人工时效温度下，优先形成Mg2Si,而在室温下，硅由保留在一些以保证钛的细化作用m]。含镁量不超过0.4%,这是因为镁在a固溶体中的极限溶解度约0.5～0.6%,过量的硅与镁形成粗大Mg2Si相，降低合金的塑性。为了进一步提高铝合金的强度，通常在零件成形后进行热处理。由于铝没有同素异构转变，故铝合金的热处理强化方法与钢不同，铝合金的热处理般采用固溶+时效处理，通过固溶处理，使合金元素和第二相固溶由于微量合金元素的溶入，使基体成为过饱和的亚稳态，在随后的时效过程中，又从基体中硬度曲线的斜率很大，即硬度会大幅度提高；当达到一定时间后，基体和析出物之间的浓度表1-5A356合金各合金元素质量分数6.8~0.30~0.08~<合金强化机理该合金为高硅合金，由于有强化相Mg,Si在铝的温度场中有较大的溶解度的变化，因此具有良好的强化效果，特别是人工时效机械性能有显著变化，同时出有良好的塑性。另外，该合金中含有Ti和Sr元素合金对晶粒细化变质效果明显，热处理后有明显的球化效果。S图1钨镁-硅s95E4000温度只有0.052%,室温只能溶解0.002%。杂质Fe在A1中成针状FeAb化合物存在，是硬而且脆的化合物。Si在A1中的溶解度比Fe大，在共晶温%,但在室温只能溶解0.05%。Si同A1不形成化合物，除溶解部分外，过剩的杂质还能形成两种三元化合物。即当Fe含量大于Si时形成富Fe化合物a(A11Fe3Si);Si>种四元相AlFeMg3Si6,它可由包晶反应L+p(Al9Fe2Si2)-a(Al)+Si+AlFeMg3Si6或共晶反应L-a(Al)+Si+Mg2Si+AUFeMg3Si6形成，当形成低到544°C。由此可见上述合金除基本相外，还存在杂质相a(Fe3SiAlu),P(Fe2SiA19)和AUMg3Si6。ZL-101合金中添加少量锰，除起固溶强化作用外，还可使粗针状的P(Fe2Si2A19)AlMnFeSi〇Al中添加少量的Mg和Si,基本不改变合金时效过程的沉淀序列及析出相，即在一定时效条件的混合稀土加入Al-Ti-BAlTiRe的细化效果较好。仲志国[30]等研究了不同细化和变质方法对细晶铝锭织a+(a+Si)。因而铝合金变质处理后的力学性能显著提高，在光Si表1-6常用变质剂的特点变质元素(剂)加入量，%变质处理温度，℃相对价格变质效果适用的合金效果，突出表现在伸长率有较大幅度提高。综合考虑各种力学性能，推荐该变质剂的合理加入范围是0.12%-0.28%。有研究[34认为对于变质剂的作用可以认为：在未加变质剂的情况下，硅晶体内容易产生孪晶，使硅沿孪晶方向(211)长成粗针状，而且硅生长速度快，不易过冷。在熔融状态下加入变质剂，在硅表面强烈吸附或富积变质成分，降低硅的生长速度，并改变硅的生长方式，生长择优方向为(111)促进共晶硅分枝和长成纤维状，从而铸造铝合金在铸态下的力学性能往往不能满足使用要求，通过热处理的办法可进一步(1)充分提高铸件的力学性能，保证一定的塑性，提高合金抗拉强度和硬度，改善合(2)消除由于铸件壁厚不均匀、快速冷却等所造成的内应力；(3)稳定铸件的尺寸和组织，防止和消除因高温引起相变产生体积胀大现象；(4)消除偏析和针状组织，改善合金的组织和力学性能。热处理可以改善铝合金的力学性能，对于铸造Al-Si-Mg合金，热处理强化的主要方法是淬火或淬火加人工时效。铝合金以获得时效强化的前提条件是其中一个或多个合金元素的固溶度随着温度的降低而降低。对于A356合金来说，由图1-1(b)伪二是：合金元素溶入基体后、使基体金属的位错密度增加，同时晶格发生畸变。畸变所产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，使合金元素的原子聚集到位错线附近，形成“气程度受合金元素在基体中的固溶度大小的限制。在铝合金中加入硅、镁、铜、锰、锌等合金必须随后进行时效处理才能起到强化作用[50-53]。愈好。但温度过高会引起晶粒粗大，甚至发生过烧而使产品报废。为了防止局部过烧，加热(4)室温停留时间8疟99886}?•火停留时间（h>图1-2室温停留时间对力学性能的影响铝合金的淬火一般用水，以保证快速冷却。淬火时的水温对机械性能的影响也很明显，成，冷速就明显降低，这会使机械性能降低。但是，水温过低，引起铸件冷却速度过快，使铸件内部产生很大的内应力，内应力过大，易造成铸件开裂；残余应力过高，常造成零件变弥散分布，达到弥散强化的效果，提高其强度[19]。研究表明，铝合金的时效强化与其在时效Y=82。，位向关系为111)p”//(110)AI，[110]p”//(001)AI，并有大量空位。的长度估计为16〜200nm，直径为1.5〜6nm,密度为2x1012个原子/mm3〜3x1012个原子/mm3,对或完全不共格的过渡相和平衡相属不均匀生核，因为此时沉淀相和基体之间表面能已较高，成分差异也较大，弹性能则视两相晶格错配度及比容差值而定总之较大的能量起伏和成分起伏。试验表明，过渡相一般在位错、小角度晶界(位错壁)、层错及素的偏聚，因此从成分上也是有利的。合金系的时效序列及不同沉淀物的形核分布特点对铝合金的性能十分重要，影响性能的主要组织特征参数是沉淀相的结构、质点、形态与分布54-56]。加热条件下进行的时效称为人工时效处理。根据合金性质和使用要求，时效主要包括单级时效、分级时效、形变时效和回归处理等。单级时效是在淬火(或称固溶处理)后只进行一次时温度温度效处理，可以是自然时效也可以是人工时效。单级时效工艺简单，但组织均匀性差，抗拉强度、屈服强度、条件屈服强度、断裂性、应力腐蚀抗力性能很难得到良好的配合。分级时效是在不同温度下进行两次时效或多次时效。T温度下时效图1-3间断时效T6/6工艺曲线在较低温度进行预时效，目的在于在合金中获得高密度的G.P区，由于G.P区通常是均匀成核的，当其达到一定尺寸后，就可以成为随后沉淀相的核心，从而提高了组织的均匀性。在稍高温度保持一定时间进行最终时效。由于温度稍高，合金进入过时效区的可能性增大，故所获得合金的强度比单级时效略低，但是这样分级时效处理后的合金，其断裂性值高，并改善了合金的抗腐蚀性，提高了应力腐蚀抗力。姚秀军等[研究了A356合金在表1-3所示的两种时效工艺下的力学性能及微观组织。结果表明：A356合金在间断时效工艺(T6/6,见图1-3)下比传统T6处理工艺时的抗拉强度提高11%,硬度提高了12%,延伸率提高40%;合金中共晶硅球化、细小且分布更加均匀。陈旷等[a]研究了双级时效工艺(即在T6热处理工艺中引入预时效工艺，即在时效处理前，进行低温预时效)对A356铝合金低压铸造轮毂力学性能的影响。自重以降低油耗，通常是通过采用铝等轻质材料，开发先进的制造工艺而实现的。铝合金材料不仅密度小，具有适宜的力学性能、优异的耐腐蚀性、可焊接性能、成型性能和良好的表1.4研究内容(4)利用光学显微镜观察分析合金不同热处理所得到的金相组织，利用扫描电镜对拉伸试样的断口和形貌进行分析；固溶、淬火处理室温停留时效处理金相组织观察分析硅相形貌观察DSC时效机制及动力学分析拉伸试验(强度、延伸率)硬度测试断口扫描2固溶处理工艺研究本试验用材料为锶变质A356铸造铝合金，铸态轮缘的抗拉强度为164MPa,延伸率为5%,要求经热处理后其轮缘部分的抗拉强度Gb2240MPa,延伸率仑7%;轮幅部分的抗拉强度G2214MPa,延伸率525%;硬度值介于70～90HB之间。其化学成分见表1-5所示。2.1.2试验方法本课题采用的试验方法为：从A356铸造铝合金铸态轮毂的内侧轮缘、轮幅(见图2-1)上截取棒状试样(60x10x10),将试样置于武汉亚华电炉有限公司生产的SX-4-10电阻炉里进行固溶处理，利用KSY-6D-16温控仪进行控温，炉温的波动控制在±5°C,保温一段时间后，淬入60～90°C的温水中，淬火转移时间不大于15s,淬入水中停留时间为10min。淬火后在室温下停留8h后，再置于空气炉中进行人工时效，炉温波动控制在±5C,保温若干时间后取出空冷。2.1.3力学性能测定方法将经固溶、淬火及时效热处理后的试棒加工成如图2-2所示的拉伸试样，拉伸试验在WDW微机控制电子万能材料力学拉伸机上进行，拉伸速度3mm/min。Fb-----试样拉断过程中最大试验力AO----试样原始横截面积伸长率的计算：5=(Li-LO)/LO(式2-2)O-…-试样原始标距长度(2)维氏硬度测试本试验采用HV-50A维氏硬度计测试试样热处理后的硬度，载荷为10Kgf,保持时间为30s。每个试样测三点，取其平均值。(3)金相组织观察分析制备好金相试样抛光后，进行清洗以去除污垢、油膜，用0.5%HF酸水溶液在室温下浸蚀20s,采用OLYMPUS-MG3金相显微镜对各处理试样的显微组织进行观察和分(4)拉伸试样断口形貌分析对拉伸后的断口试样在荷兰FEI公司生产的QUANTA200扫描电镜下进行，对断口典型形貌进行观察，判断断口类型，研究断口宏观、微观形貌与合金力学性能之间的关系。2.2固溶处理工艺及室温停留时间的制定2.2.1固溶处理工艺的制定固溶处理的实质在于将合金加热到尽可能高的温度，并在该温度下保持足够长的时间，使强化相Mg2Si充分溶入a-A1固溶体，随后快速冷却，使高温时的固溶体呈过饱和状态保留到室温。为保证强化相充分固溶，加热温度应超过固溶度线。温度愈高，愈接近固相线温度，则固溶处理的效果愈好。但不应高于固相线，温度过高会引起晶粒粗大，甚至发生过烧而使产品报废。若加热温度偏低，使热处理零件加热不足，强化相不能完全溶解，导致固溶体浓度大大降低，最终强度、硬度也相应显著降低。根据Al-Mg-Si三元系垂直截面图(见图1-1),合金在淬火加热过程中，将发生Mg2Si相的溶解，在固溶温度下合金处于(a+Si)两相区。前已述及，在实际结水平因素123456固溶温度/C固溶时间/h晶条件下，A356合金中可出现a+Mg2Si+Si三元共晶体(共晶温度为558°℃),为了防止(a+Mg2Si+Si)温度。为研究固溶温度与固溶时间对力学性能的影响，本实验拟定的固因素与水平因素与水编号固溶温度/C固溶时间/h编固溶温度/C固溶时间/h12345678905(555C)5(555C)溶温度在535～560°C之间变化，保温时间为1.5～5.5h变化。本轮试验时效温度为535°C,保温时间为3h。由此可知，本轮试验为研究固溶处理工艺对A356铝合金轮毂的机械性能的影响，在固定时效工艺(135±5C,3h)的基础上，改变固溶处理温度与保温时间，其试验因素及水平设计见表2-1及表2-2。2.2.2室温停留时间的工艺制定合金由淬火结束到人工时效开始的这一段时间称为室温停留时间，也被称为淬火停留时间。在这一段时间内，合金实际上是处于自然时效的过程中，为了研究室温停留时间的长短对合金力学性能的影响，本轮试验根据上轮试验的结果，优选一组固溶处理工艺，采用该固溶处理工艺后再在135C下保温3h进行时效，而室温停留时间分别为2h、4h、2.3固溶处理试验结果及分析2.3.1力学性能测试结果及分析(1)固溶处理力学性能测试结果及分析为研究固溶处理工艺对A356铝合金轮毂的抗拉强度的影响，对各种不同工艺处理的试样进行了常温拉伸性能测试，测试结果见表2-3。力学性能编号固溶处理工艺轮缘轮幅一4569765998576846521555Cx4.5h5当温度为535°C时，将所测得的轮缘的力学性能与保温时间的关系绘制成曲线如图2-3所示。由图2-3可以看出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4.5h时，抗拉强度、硬度与延伸率都达到了最大值Gbmax=251MPa,HBmax=84.5,5臓=16%。当保温时间过短，低于3.5h时，强化相还未析出，则合金的强度、硬度都较低；当保温时间过长，超过5.5h时，则过渡相向稳定相发生转变，强化作用减弱，致使合金的硬度、强度及延伸率均下降。当保温时间为3.5h及4.5h时，合金的强度、硬度及延伸率都比较好，故认为在该温度进行固溶处理，当保温时间为3.5h～4.5h时，轮缘的强度、硬度及延伸率才能达到很好的匹配。图2-3轮缘在535°C时力学性能与保温时间的关系系将轮幅在535°C固溶处理的力学性能与保温时间之间的关系绘制成曲线如图2-4所示。从总体来说，轮幅的力学性能不如轮缘的性能，分析认为可能是轮幅部分较厚，压铸成型后的铸造缺陷较多造成的。轮幅的抗拉强度也是先升后降，并在4.5h时达到最大值，而延伸率则随着保温时间的延长而升高；同时在3.5h与4.5h时，合金的强度与延伸率都达到企业的标准。但在3.5h时其延伸率处于下限。综合考虑轮缘与轮幅的性能，在535C固溶处理时，其保温时间为4.5h时是最优的。分析其它各固溶温度时保温时间与合金力学性能之间的关系，发现在540C时，保温时间为3.5～5.5h时，轮缘的抗拉强度、硬度与延伸率均有较好的匹配，但轮幅部分在3.5h时，强度与延伸率都未达标，故在540C时保温时间亦为4.5h时，合金的性能是最优的。当温度继续增加到545C(见图2-5),则保温时间为3.5h时，各项性能就能达到较好匹配。但当保温时间达到5.5h时，则合金的力学性能很不稳定，系强度、延伸率极低，而硬度偏高，究其原因认为是由于保温时间过长，使得强化相向稳定相转化，同时基体及硅相颗粒长大。分析以上结果认为，随着固溶温度的提高和保温时间的延长，一方面由于Mg、Si更充分地溶入到基体中，另一方面由于高温时金属晶体中平衡位置显著增加[43],固溶处理后淬火可以使高温时于平衡浓度的空位大部分保留到低温，使晶体中的空位数远远超过该温度时的平衡浓度，淬火空位增加，而这些淬火空位是GP区的形核核心，同时能加速强化相以弥散细小的颗粒析出，从而使合金的性能得到强化。但固溶温度过高或保温时间过长，又会使得析出相由半共格向非共格过渡，同时晶粒粗大，致使强化作用减弱。分析表2-4中的数据发现，当固溶温度为555C时，轮缘与轮幅的性能随保温时间的变化趋势是相反的，在2.5h与3.5h时，轮缘的强度、延伸率都很高，但轮幅的强度与延伸率则较低；在4.5h时，轮幅的强度与延伸率均达标，但轮缘的强度与塑性却不达标。分析认为是因为555C偏高，与三元共晶点558C非常接近，故此温度固溶处理时，其温度很难控制在558C以下，故其性能非常不稳定，因此在后面的讨论中，对在此温度固溶处理的试样的性能不再加以讨论。由于在各个温度下轮缘在保温3.5h与4.5h时，合金的抗拉强度与延伸率都有很好的匹配，为分析轮缘力学性能与固溶温度之间的关系，绘制它们之间的关系曲线抗拉强度/Mpa蚁蚁(a)轮缘固溶处理保温3.5h时力学性能与保温时间的关系原(b)轮缘固溶处理保温4.5h时力学性能与保温时间的关系图2-6轮缘在固溶处理保温3.5h及4.5h时抗拉强度、硬度与保温时间的关系强度先升后降，而延伸率则先降后升，在540°C及545°C达到强度与塑性的良好配合。而由图2-6(b)看出，当保温时间为4.5h时，在540°C～550°C范围内，合金的强度与塑性都配合较好。但考察轮幅的力学性能发现，当固溶处理工艺为540°Cx3.5h、545°Cx4.5h、550x4.5h时，合金的强度与塑性均间过短或固溶温度高、保温时间过长均对提高合金的性能是不利的。由以上分析可见，当固溶处理工艺为540°Cx4.5h、545°Cx3.5h及550°Cx3.5h时，合金的综合力学性能较好，在这三种固溶工艺下，545°Cx3.5h是实现低温短时而又能保证合金达到强度与塑性的良好匹配的较理想的铸造铝合金在545°Cx3.5h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%;轮幅抗抗拉强度为233MPa,延伸率为9%,因此545°Cx3.5h将作影响，该部分对轮缘进行了一组试验，由以上固溶处理的结果确定该组试8h、12h,所得到的力学性能能结果如表2-5所示。绘制成曲线如图2-7所示。表2-5室温停留时间与力学性能的关系淬火停留时间/h强度/MPa硬度/HV延伸率/%02662518 图2-7室温停留时间与抗拉强度、硬度的关系由图2-7可知，当室温停留时间为2h时，合金的强度与硬度2.3.2金相组织测试结果图2-8不同固溶处理工艺下A356合金的硅相形貌(545°C固溶处理)(a)2.5h(b)4.5h(c)图2-9与图2-10所示的组织均为固溶淬火+时效处理的组织，其中图2-9为固溶温度均为535°C,改变固溶处理保温时间，并且时效处理工艺均为135°Cx3h的显微组word可自由复制编辑MM(a)2.5h(b)3.5h(c)(e)4.5h(d图2-10为固溶时间均为4.5h,改变固溶温度，时效工艺相同的显微组织，随着固溶温处理中，非平衡析出大量细小弥散、均匀分布的Mg,Si相，随着保温时间的增加，共晶明显减少，Si颗粒凝聚粗化大部分分布在a相中，a相更加圆整，并进一步增大。从而使合金经2.3.3拉伸试样断口形貌分析试验选用部分改变固溶处理工艺参数而时效处理工艺均为135Cx3h的样品，利用ESEM扫描经拉伸试验后的断口。从各样品的宏观断口来看，基本上都是呈剪切面的拉伸断口，没有缩颈现象。热处理后断口微观形貌表现为典型韧窝断口特征，均为塑性断裂，断口纤维区较多。(a)、(b)中的剪切面拉伸断口与零件表面所成的角度基本上呈45°,而(c)中的角度则明显不足45°,倾斜角较小，这说明(a)、(b)的塑性比(c)的塑性更好，这点与前面性能测试所得到的延伸率的结果是一致的。观察断口微观形貌，(a)、(b)中的韧窝呈等轴状，其中(b)比的韧窝(a)大而深，说明(b)塑性更好。而(c)中的韧窝呈拉长状，尽管大而深但形状不规则(e)的断面较平，从微观形貌看，（e)中的断口大而浅，韧窝内部发现了较多的裂纹，同样说明(e)2.4本章小结本章通过改变固溶处理工艺参数进行了多组试验，全面分析了固溶处理工艺与A356合金之间的力学性能之间的关系，得出了如下结论：()当温度为535°C时可以看出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。(2)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25MPa，硬度为82HV，延伸率为2%;轮幅抗抗拉强度为233MPa,延伸率为9%，故固溶处理的优先工艺为545Cx3.5h。(3)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2〜0h范围之内，但不应超过2h。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。(4)通过对金相组织观察，随着固溶温度和保温时间的增加，a(Al)长大，同时Mg、Si在固溶过程中溶a(Al)基体中的越多，在随后的时效处理中，非平衡析出大量细小弥散、均匀分布的Mg2Si相，随着保温时间的增加，共晶明显减少，Si颗粒聚集粗化大部分分布在a相中，a相更加圆整，并进一步增大。从而使合金经过热处理后强度、硬度上升，而塑性下降。(5)利用扫描电镜观察了拉伸试样的断口，断口微观形貌表现为典型韧窝断口特征，均为塑性断工艺研究及时效动力学分析3.1时效处理工艺制定程为G.P区-中间相p'-平衡相p。GP区是有序的溶质原子的富集区，保持基体的结构，与基体完全共格，通过溶质原子的短程作用形成高密度的细小弥散质点分布在基体中。中间相比G.P区大得多，与基体部分共格，有明确的相组成和晶体结构。中间相可能在稳定的GP区形核，也可能在点阵缺陷(如空位、位错等)处异质形核，中间相与基体部分共格，是主要的强化相。平衡相与基体完全不共格，仅在相当高的时效温度下形成，稀疏分布在基体中，强化效果很小。表3-1时效处理试验影响因素及水平水平因素为研究时效处理工艺对铝轮毂力学性能的影响，优选上轮试验中较好的固溶处理工艺方案，并在固定该固溶工艺的情况下进行时效处理试验，其试验影响因素包括时效温度与时效保温时间，具体的因素及水平见表3-1及表3-2所示。表3-2时效处理试验工艺制定因素与水平因素与水平编号时效温度/c时效时间/h编号时效温度/c时效时间/h23459786(5h)6(5h)3.2时效处理试验结果及分析根据固溶处理的分析结果，优选出的固溶处理工艺为545°Cx3.5h,本轮试验即在固定该固溶工艺的基础上，改变时效工艺参数来进行的。试验结果如表3-3所示。绘制成曲线图如图3-1所示。力学性能编号时效处理工艺硬度/HV234596789012349596190Cx5h炒卡word炒卡word可自由复制编辑斤啷為鄙食夯髒奸湔础也序谗淳工真淋執髒奸湔础也序谗淳工真淋執5word可自由复制编辑(c)延伸率与时效处理工艺的关系 图3-1时效处理工艺与力学性能的关系另外有很多资料表明国内很多企业对A356合金的时效处理温度设定在190°℃以上，但从表3-3可以看出，当温度在180℃、190°C时进行时效，合金的强度、硬度确实很高，但其塑性却明显下降。因此对A356铝合金轮毂的工艺制定不能一味地追求高强度，而应该综合考虑其各种力学性能。根据上轮试验结果可以看出，当固溶处理工艺为I:535°Cx4.5h与Ⅱ:545x3.5h时，轮缘与轮幅的各项性能相当，为了比较这两种工艺的优劣，本部分试验将固溶处理工艺固定为535°Cx4.5h,时效温度为135C,改变时效保温时间进行一组试验。固溶处理工力学性能艺类别编号时效处理工艺抗拉强度/MPa硬度/HV12456789将固溶处理工艺535°Cx4.5h及545x3.5h时，时效温度均为135C,改变时效保温时间所得的两组实验数据记录如表3-4所示。将所得两组抗拉强度、塑性分别绘制成曲线如图3-6所示。(a)抗拉强度与时效处理工艺的关系(b)维氏硬度与时效保温时间的关系word可自由复制编辑影时间/h(c)延伸率与时效保温时间的关系图3-2两种不同固溶处理工艺的力学性能与时效保温时间的关系从图中可以看出，当固溶处理采用535°Cx4.5h时，当时效温度为135°C时，如果时效保温时间为1～2h时，合金的塑性很好，但强度接近行业标准的下限，故此时的保温时间必须在3h以上，才能保证其力学性水平。当然要得到比较稳定的力学性能，时效时也要保温2h。结合图3-1所示结果，如果继续提高时效温度至145C时，则在保温1h时，即能达到较好的强度与延伸率的配合另外分析图3-2(a)、(b)发现，除时效保温时间为4h工艺Ⅱ出现异常外，在其它时效保温时间，工艺Ⅱ与工艺I所得到的强度与硬度相当或Ⅱ比I稍高，当保温时间为3h时，两种工艺的强度与硬度近乎相等。考察图3-2(c)则发现I工艺比Ⅱ的塑性要好得多。根据以上分析，本文认为对于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I;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Ⅱ。这是一个对A356铸造铝合金普遍适用的规律，而不仅仅适用于汽车轮毂。word可自由复制编辑3.3.1铸态样品DTA分析DTA样品是在铸态轮毂上切取20-30mg,超声波清洗，在DTA7(DifferentialThermalAnalyzer)型分析仪上进行测试。试样从50°C加热至700°C,加热速率20°C/min,氩气流量保护80mL/min。然后在相同的条件下以相同的速度降温，进行升温及降温曲线的测定。热流/mw图3-3为A356合金在铸态下的DTA升温及降温曲线。升温过程中，在558°C时有一熔化峰，此即为a+Mg2Si+Si三元共晶体的熔化，这与前面的分析相同，即在制定固溶处理工艺时，固溶温度不应超过558C。图3-3(b)是A356合金铸态DTA降温曲线，图中有两个明显的吸热峰2、3。由相图及相关资料分析可知，1对应的是合金开始析出初晶a-Al温度，2则是初晶a-Al的析出峰，其对应的温度为587.5C,而3是a+Si二元共晶组织析出峰，其对应的温度是545C,而4则应该二元共晶凝固结束温度。3.3.2固溶处理样品DSC分析A356是一种典型的沉淀强化型合金，A356合金经过固溶处理淬火以后，基体中的过饱和固溶体处于不平衡状态，有发生分解的自发趋势，在室温放置或加热到固相线以下的温度保温一定时间，过饱和固溶体会发生不同相结构的变化，强化合金的性能。为研究A356合金的时效强化机制，本文对经固溶处理的样品进行了DSC分析。DSC样品固溶处理工艺如表3-5所示。差示扫描量热法(Differentialscanningcalorimetry,DSC)为使样品处于程序控制的温度下，保持试样与参比物的温度差为零时，样品和参比物之间的热流差随温度或时间的函数。本试验DSC样品是在经各种不同的固溶处理工艺后水淬的样品上切表3-5DSC测试前样品固溶处理工艺编号固溶温度/C保温时间/h备注1铸态，升、降温曲线23456降温曲线789取20-30mg,超声波清洗，在DSC分析仪上进行测试。试样从室温加热600°C,力口热速率10°C/min,氦气流量保护80mL/min。图3-4是在各种固溶处理工艺后进行的差热分析所得到的DSC曲线，由图可以看出，在50～60C内，各曲线均有一个明显的放热峰，这与Al-Mg-Si变形铝合金的GP区析出温度接近，故认为该峰对应的即是A356合金的GP区。有分析认为淬火后的空位是GP区的形核核心，GP区的析出主要是由空位的团聚所造成的，而与Mg、Si元素的扩散连璀由上图也可看出，当固溶温度相同时，随着保温时间(2)P'相的析出规律图3-5所示在温度范围为250～300°C各曲线有一个明显的放热峰a,分析认为该峰即为A356加快，在基体中分布也越均匀，因此有利于^相的析出，从图3-10可看出在相同的固溶温度下，随心瑶word可自由复制编辑图3-5A356合金DSC曲线(3)P相的析出规律由图3-5所示，在大于300°C每一曲线均有一个不太明显的放热峰b,分析认为此析出相即是平衡的P,P相与基体完全失去共格，使基体的晶格畸变减轻，对位错的阻碍作用减弱，从而使合金的强度、硬度下降，是合金过时效的表现。DSC差热分析是在连续降温的情况下执行的，而在实际生产中时效过程往往都是在保温的过程中进行的，因此各相实际析出的温度范围可能不完全与上述结果相吻合，但通过以上分析，对实际生产中控制强化相的析出时机、形态及析出量有一定的指导作用，为制定工艺提供理论依据。即在实际生产中进行时效处理时，要保证能够最大限度地弥散析出P、避免析出平衡相P,从而保证合金的强化。3.4本章小结Cx3.5h，时效温度为135°C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(3)当温度在180C、190C时进行时效，合金的强度、硬度确实很高，但其塑性却明显下降。因此对A356铝合金轮毂的工艺制定不能一味地追求高强度，而应该综合考虑其各种力学性能。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535°的析出主要是由空位的团聚所造成的，而与Mg、Si元素的扩散关系不大。50〜300C范围内析出^相，Mg、Si原子在G.P区富集并有序化，在晶界上或螺旋位错上直接沉淀出来的。当温度在300C以上析出与基体完全失共格的P相，使合金性能下降。4全文总结4.1结论本课题主要研究了A356铸造铝合金轮毂的热处理强化工艺，得出以下主要结论：(1)当温度为535°C时可以看出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51MPa，硬度为8HV，延伸率为1%;轮幅抗抗拉强度为33MPa,延伸率为9%，故固溶处理的优先工艺为545Cx3.5h。(3)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〜10h范围达到强度、硬度与塑性的良好匹配。(4)通过对金相组织观察，随着固溶温度和保温时间的增加，a(Al)长大，同时Mg、Si在固溶过程中溶入a(Al)基体中的越多，在随后的时效处理中，非平衡析出大量细小弥散、均匀分布的圆整，并进一步增大。从而使合金经过热处理后强度、硬度上升，而塑性下降。(5)利用扫描电镜观察了拉伸试样的断口，断口微观形貌表现为典型韧窝断口特征，均为塑性断裂，当固溶时间一定时，保温时间适度，则其韧窝大且深，塑性较好，当保温时间过长，则韧窝较浅，塑性较差。(6)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。(7)当固溶处理工艺采用535°Cx4.5h时，时效时间至少为3h;当与塑性达到较高的水平。当时效温度升高至45C时，则在保温h时，即能达到较好的强度与延伸率的配合。应用于实际生产时，保温时间为.5〜2.5h即可达到要求。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535°Cx4.5h;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。的析出主要是由空位的团聚所造成的，而与Mg、Si元素的扩散关系不大。250〜300C范围内析出^相，Mg、Si原子在G.P区富集并有序化，在晶界上或螺旋位错上直接沉淀出来的。当温度在300C以上析出与基体完全失去共格的P相，使合金性能下降。本课题已在研究A356铸造铝合金的热处理强化方面取得了一定的实验成果，通过改进合金的热处理工艺，缩短了生产周期，提高了生产效率。但本课题仍有大量的工作需要进一步的深入，在此给出一些工作建议。()针对A356铝合金的性能，单纯从热处理工艺上提高生产效率还不够，下一步的工作应从微合金化方向入手，通过添加一些微量元素来达到缩短生产周期，提高生产效率的目的。(2)结合铝轮毂的制造工艺，对其生产过程中可能出现的缺陷进行分析，寻找原因，并找到解本论文的工作是胡树兵教授的悉心指导下完成的。胡教授渊博的学识、严谨的治学态度、谦逊慈善的性格都给我留下深刻的印象。胡教授在科研上高瞻远瞩、高屋建瓴，在工作中废寝忘食、鞠躬尽痒，生活上胸襟开阔、为人师表，这将对我以后的工作与学习产生巨大的影响。在攻读硕士学位这两年，无论是从学习上还是学术上都取得了明显的进步，这与胡教授的言传身教是分不开的。为此衷心感谢恩师的谆谆教诲！在完成论文的过程中，也得到了肖建中教授、索进平、夏风、柳林、蒲建等老师的指导与帮助，在此一并表示感谢！在整个实验进行的过程中，非常感谢徐明英老师的鼎力支持，致使实验能顺利完成，同时还得到凤云老师的指导，在此深表感激之情！在此期间合作企业的陈亮总经理、陈晓军高工，给了我无私的帮助与支持，在此衷心表示感谢！原工作单位的董仕节院长、曾大新主任、徐梅书记、李志辉主任以及所有的同事给了极大的支持与方便，在此深表感激之情！同时材料成型与控制的李继强博士，同学魏燕、喻华平、刘文生、李鸿亚、钱得书、杨珍等同学也给了极大帮助，在此一并表示感谢！另外非常感谢我的父母、丈夫、夫弟及其妻子、我的女儿等家人都给了我极大的支持，没有他们的支持就没有我今天的成绩，在此特别表示感谢！由于水平有限，论文不免有疏漏之处，恳请各位同仁批评指证，不胜感激！参考文献饶晓晓2007.5计,999,26():65-70报,2006,24(4):559-562[3]周洁，白杉.铝合金轮毂的市场-特点和制造工艺[J].铝加工,2006,32(3):43-44[4]宋春强，铝合金汽车轮毂的市场需求与发展趋势J].铝加工,2006,32(5):5-9