摘要
利用熔体超声处理、Sr/Ce复合变质及热处理相结合的方法提高铝合金的强韧性，通过金相组织分析及力学性能测试研究了固溶处理对A356合金组织和性能的影响。研究结果表明，熔体处理有利于改善α-Al枝晶和共晶硅相，铸态合金的抗拉强度和伸长率分别达到215 MPa和9.5%；T6热处理后，共晶硅的形态由纤维状转变成独立分布的颗粒状，而除了伸长率之外，合金的力学性能都显著提高；随着固溶时间的延长，共晶硅的等效直径呈现先减小后增大的趋势，而长径比逐渐减小，合金的拉伸性能和硬度均呈现先增大后减小的趋势；当固溶时间为4 h时，合金的综合力学性能达到最佳，其抗拉强度、屈服强度、伸长率和显微硬度分别达到300、240 MPa、8.0%和110HV。
为了应对迫切的全球气候变暖和能源危机，节能减排已成为汽车工业的一个重要发展方向，汽车轻量化势在必
A356铸造铝合金兼具良好的铸造成型性和强韧性，适合制造结构复杂、综合力学性能要求较高的承力件，如轮毂、转向节、气囊支撑臂、减震塔
本文以A356合金为对象，通过复合添加Sr/RE和超声处理相结合的方法，进一步提高α-Al细化效果。研究了热处理工艺对合金组织和力学性能的影响，以期为制备高强韧铝合金铸件提供技术支撑。
试验材料为商用A356铸造铝合金，由工业纯铝（99.5%）、Al-20Si和工业纯镁（99.5%）等原料制备而成。工艺流程为：按照目标成分（Al-7.5Si-0.35Mg）配料，随后将纯铝、Al-20Si加入电阻炉中，并随炉升温至800 ℃；保温15~30 min后降温至700~720 ℃；用钛制钟罩加入经150~250℃预热，质量约为10~15g的氯盐精炼剂，并搅拌使精炼剂与熔体充分接触；保温10~15 min后，将经250℃预热的Mg、Al-Sr和Al-Ce中间合金压入熔体内部；保温30 min后，启动超声设备对熔体进行5 min的振动处理，超声功率为1 kW，探头伸入熔体深度约为10 mm；处理完后浇铸至经250℃预热的楔形钢制模具中，空冷后获得铸锭。
采用SPECTRO-MAX直读光谱仪测试铸锭的化学成分：7.49%Si、0.31%Mg、0.02%Sr、0.06%Ce、0.12%Fe以及余量Al；将铸锭平均分成五等份，其中一份保留原始铸造态，其余分别做T6热处理。工艺为：加热至（538±5）℃，保温时间依次2、4、6和8 h，取出后在60~80 ℃的热水中淬火，经自然时效12 h进行人工时效处理，温度为180℃，保温4 h后空冷。
利用Leica DMIRM 3000 型光学显微镜（OM）和Quanta 200 型扫描电子显微镜（SEM）观察合金的微观组织，并采用SEM自带的OXFORD 7412型能谱仪（EDS）分析第二相的化学成分；采用DNS 200型万能试验机测试热处理前后合金的拉伸力学性能，拉伸速度为2 mm/min，以3个有效值的平均值作为测试结果。为了进一步分析拉伸断裂模式，利用SEM观察断口的表面形貌；采用显微硬度仪（MH-5L）测试合金的硬度，载荷为10 N，加载时间为10 s；采用Image Plus软件定量分析共晶硅的形态特征，包括等效直径和长径比，每个样品选取30张500~1 000倍的金相照片，以统计值为最终的测试结果。
（a） 0 h
（b） 2 h
（c） 4 h
（d） 6 h
（e） 8 h
图1 固溶时间对合金金相组织的影响
Fig.1 Effect of solution time on microstructure of alloys
（a） 0 h
（b） 2 h
（c） 4 h
（d） 6 h
（e） 8 h
图2 固溶时间对共晶硅形态特征的影响
Fig.2 Effect of solution time on morphology of eutectic silicon
为进一步分析热处理工艺对共晶硅形态特征的影响，统计共晶硅的等效直径和长径比，结果见
图3 固溶时间对共晶硅形态特征的影响
Fig.3 Effect of solution time on the morphological characteristics of eutectic silicon
（a） 0 h
（b） 2 h
（c） 4 h
（d） 8 h
图4 固溶时间对第二相形态与分布的影响
Fig.4 Effect of solution time on the morphology and distribution of the second phase
| test point | Mg | Al | Si | Fe | Ce | possible phases |
|---|---|---|---|---|---|---|
| A | 1.03 | 31.05 | 30.76 | - | 37.16 | AlxSi4Ce |
| B | 0.46 | 66.04 | 17.20 | 16.3 | - | β-Al5FeSi |
| C | 14.30 | 48.44 | 28.40 | 8.93 | - | π-Al8FeMg3Si6 |
| D | - | 62.84 | 17.15 | 20.01 | - | β-Al5FeSi |
| E | - | 60.89 | 17.00 | 22.11 | - | β-Al5FeSi |
| F | - | 70.45 | 13.41 | 16.14 | - | β-Al5FeSi |
| G | 0.44 | 27.51 | 32.31 | - | 39.74 | AlxSi4Ce |
（a） 拉伸性能
（b） 显微硬度
图5 固溶时间对合金拉伸性能和显微硬度的影响
Fig.5 Effect of solution time on mechanical properties and hardness of alloys
（a） 0 h 200×
（b） 4 h 200×
（c） 8 h 200×
（d） 0 h 1000×
（e） 4 h 1000×
（f） 8 h 1000×
图6 固溶时间对合金断口形貌的影响
Fig.6 Effect of solution time on alloy fracture morphology
| test point | Mg | Al | Si | Ti | Fe | possible phases |
|---|---|---|---|---|---|---|
| A | 0.28 | 63.91 | 10.88 | - | 24.03 | β-Al5FeSi |
| B | 0.36 | 85.99 | 12.90 | - | 2.08 | Al-Si eutectic |
| C | 0.38 | 88.08 | 3.77 | - | 7.77 | β-Al5FeSi |
| D | 0.30 | 95.46 | 3.71 | 0.53 | - | α-Al |
在不含细化剂的非高纯Al及其合金中，铝的形核质点主要来自于熔体中的杂质相和氧化物，包括Al2O3、MgO、AlMg2O4
Sr/Ce复合变质后，共晶硅的等效直径较单独加Sr时降低近50%，这说明Ce的加入显著提高了Sr的变质效果，与前人结果基本一
T6热处理对铸锭组织和性能的改变主要体现在共晶硅和Mg2Si上，即在高温固溶过程中，Si、Mg等元素发生溶解和迁移。由于Si在Al中固溶度的限制，多余的硅不断地发生熔断和球化，以减小体积自由能。在随后的淬火过程中，部分Si和大部分Mg保留在铝基体中而形成饱和固溶体，在随后的时效过程中均匀地以β′′、β′、β的形式析出，具体类型与时效工艺密切相关。因此，T6热处理过程中，固溶工艺不仅影响了共晶硅形态与分布，而且决定了基体中Mg、Si的过饱和程度。经过Sr/Ce的复合变质，共晶硅得到了复合变质，较短的固溶时间（2 h）即能获得良好的球化效果，但Mg、Si的溶解程度不足，无法获得最优的时效强化效果。随着固溶时间的延长，共晶硅不断长大，不利于合金塑性的改善，但Mg、Si的固溶程度提高，显著提高时效强度效果。因此，当固溶时间不足时，共晶硅球化效果较差，不利于塑性改善；但尺寸细小，这有利于塑性提高，两者综合的结果是塑性有所降低，但此时的Mg、Si溶解不充分，时效强化未达到最佳。当固溶时间较为合适时，共晶硅的尺寸和形状，以及Mg2Si析出强化效果较为明显，综合力学性能提高。固溶时间过长时，共晶硅粗化、导致合金强度和塑性降低。综上所述，在保障时效强化效果的同时，尽可能减小了共晶硅的尺寸，有利于获得最佳的综合力学性能。
（1）经过熔体超声处理和Sr/Ce复合变质处理后，铸锭组织由花瓣状的α-Al枝晶，纤维状共晶硅、针片状富铁相和颗粒状稀土相组成。
（2）在T6热处理过程中，共晶硅形态由纤维状转变成独立分布的颗粒状。随着固溶时间的延长，共晶硅的等效直径呈现先增加后降低的趋势，而长径比则逐渐减小。共晶硅尺寸的极小值出现在固溶时间为2 h时，而长径比的极小值出现在固溶时间为8 h时。
（3）经过熔体超声处理和Sr/Ce复合变质处理后，合金的铸态抗拉强度和伸长率分别达到215 MPa和9.5%。
（4）T6热处理后，合金的抗拉强度、屈服强度和显微硬度均显著提高，但伸长率降低。随着固溶时间的延长，合金的拉伸性能和显微硬度均呈现先提高后降低的趋势。当固溶时间为4 h时，合金综合力学性能达到最佳，其抗拉强度、屈服强度、伸长率、显微硬度分别达到300、240 MPa、8.0%和110HV。
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