发动机缸盖用新型Al-Si-Cu-Mg铝合金材料

发动机缸盖用新型Al-Si-Cu-Mg铝合金材料
陈大辉;汤进军;邰红岩;贾祥磊;侯立群;张广明
【摘要】Based on 319.0 alloy,the content of Cu and Mg was first adjusted,then other trace elements were added.And fi-nally the new-type AI-Si-Cu-Mg aluminum alloy was pared with traditional aluminum alloys.The new alloy had better ambient and high temperature performance and its mechanical performance outwent that of traditional ing usual methods,the casting properties of AI-Si-Cu-Mg alloy were tested.Through the trial-production.It was proved that AI.Si.Cu-Mg alloy could meet the molding requirement of cylinder head.By the phase diagram analysis and microstructure observation,the strengthening mechanism of AI-Si-Cu-Mg alloy was understood and the conclusion that the aging strengthening of Mg was better than that of Cu was drawn.%新型Al-Si-Cu-Mg铝合金材料在319.0合金的基础上,通过调整合金中Cu,Mg两种元素的含量和添加其他微量元素,同时改善了室温性能和高温性能,力学性能优于传统发动机缸盖铝合金；采用常用方法测试了新型铝合金的铸造性能,并且经过试制验证了新型铝合金铸造性能满足发动机缸盖的成型性要求；通过相图分析和显微组织观察揭示了新型铝合金的强化机理,Mg的时效强化作用优于Cu.
【期刊名称】《车用发动机》
【年(卷),期】2011(000)006
【总页数】5页(P85-89)
【关键词】铝合金;铸造性能;室温性能;高温性能
【作者】陈大辉;汤进军;邰红岩;贾祥磊;侯立群;张广明
【作者单位】中国兵器工业集团公司第五二研究所,浙江宁波 315103;中国兵器工
业集团公司第五二研究所,浙江宁波 315103;山西柴油机工业有限责任公司,山西大同 037036;中国兵器工业集团公司第五二研究所,浙江宁波 315103;中国兵器工业
集团公司第五二研究所,浙江宁波 315103;中国兵器工业集团公司第五二研究所,浙江宁波 315103
【正文语种】中文
【中图分类】TK405
发动机缸盖结构复杂，集油道、气道和水道于一体，而且工作条件恶劣，与气缸、活塞构成燃烧室，承受高温、高压作用。

近年来，发动机功率的提高使得缸盖的工作温度和工作压力显著增加，这就要求制造材料具有良好的室温性能和高温性能。

针对发动机缸盖结构、工况条件对制造材料的要求，国内外主要在铝硅合金的基础上添加Mg，Cu等合金元素来改善合金性能，形成了系列合金材料［1］。

国外合金A356.0，A357.0（美国牌号）和国内合金 ZL101，ZL114仅添加Mg元素，
这类合金室温性能较好，但高温性能较差；国外合金319.0（美国牌号）和国内合金ZL107仅添加Cu元素，这类合金高温性能较好，室温性能较差；国外合金
AC4B（日本牌号）和国内合金ZL702A以一定比例同时添加Cu和Mg两种元素，这类合金室温性能和高温性能均有所改善。

本研究针对新型Al－Si－Cu－Mg铝
合金材料开展了相关工作。

1 材料成分
发动机缸盖用新型Al－Si－Cu－Mg铝合金材料成分见表1［2］。

此材料是在美国319.0合金的基础上改良而来，相比319.0合金提高了Mg的含量，相比
ZL702A合金增加了Cu的含量，因此，室温性能和高温性能均有所提高。

表1 发动机缸盖用新型Al－Si－Cu－Mg铝合金材料成分（质量分数） %Si 5.0～7.0 Cu 3.0～4.0 Mg 0.2～0.4 Mn 0.1～0.3 Ti 0.15～0.25 Fe ＜0.3 Zr，Re，Sr，B 微量 Al 其余
2 材料性能
2.1 铸造性能
低压铸造砂型直列6缸发动机缸盖采用新型铝合金材料，铸件无欠铸和热裂纹，针孔度达到1级，说明新型铝合金材料满足发动机缸盖的成型性要求。

采用常用方法测得铸造工艺性能如下。

流动性：700℃浇注时，新型铝合金螺旋流动性试样长度为550～590mm；
热裂倾向：采用热裂环测定新型铝合金的热裂倾向，环宽10mm时无热裂纹；线收缩：根据JB/T 4022.1—1999《合金铸造性能测定方法自由线收缩测定方法》，测得新型铝合金在凝固过程中的线收缩率为1.315%。

2.2 力学性能
新型铝合金浇注成砂型单铸试样，热处理后加工成直径为6mm的标准拉伸试样，根据GB/T 228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》和GB/T 4338—2006《金属材料高温拉伸试验》测试室温性能和250℃高温性能，高温性能测试保温20min。

铸造条件的变化和成分波动使得合金性能也存在一定的波动，新型铝合金性能的最小值、最大值和平均值见表2。

表3示出了发动机缸盖用传统铝合金的典型性能。

从表中可看出，新型铝合金的室温性能和高温性能均优于其他合金材料。

表2 发动机缸盖用新型铝合金的力学性能项目室温性能高温性能（250℃）抗拉强度/MPa伸长率/% 抗拉强度/MPa伸长率/%最小值 315 3.5 220 3.5最大
值 355 5.0 273 2.0平均值335 4.0 235 3.0
表3 发动机缸盖用传统铝合金的典型性能合金牌号室温性能高温性能（250℃）
抗拉强度/MPa伸长率/% 抗拉强度/MPa伸长率/%ZL114A 265 2.5 319.0 260 3.0 180 ZL702A 305 2.0 215 2.5高强耐热铝硅合金［3］ 300～330 3～4 200～230 4～5
2.3 Si，Cu，Mg对新型铝合金力学性能的影响
2.3.1 Si的影响
Si对新型铝合金力学性能的影响见表4。

由表4可见，当Cu，Mg的质量分数分
别为3.5%，0.4%时，随着Si质量分数的降低，室温强度和塑性增加，高温强度
降低，高温塑性增加。

表4 Si对新型铝合金力学性能的影响Cu质量分数/% Mg质量分数/% Si质量分数/%室温性能高温性能（250℃）抗拉强度/MPa伸长率/% 抗拉强度/MPa伸长率/%3.5 0.4 7.0 360 1.5 290 1.3 3.5 0.4 5.5 388 2.4 273 2.2注：砂型单铸，T6处理
Si元素极少溶入到基体中，在合金中主要以共晶硅的形式存在，Si质量分数越多，共晶硅也就越多，对基体的削弱作用也就越强烈，力学性能也就越低，所以，降低Si的质量分数，合金的室温强度和塑性均有所提高；由于Si相的高温稳定性较好，降低Si的质量分数，高温强度有所降低，高温塑性提高。

2.3.2 Cu的影响
Si，Mg的质量分数分别为5.5%，0.2%时，Cu对室温性能、高温性能的影响见
图1。

从图中可看出，Cu质量分数由1.8%增至3.8%的过程中，室温强度先增加
后降低，室温伸长率逐渐降低，高温强度先增加后降低，高温伸长率先增大后降低。

当Cu质量分数为3.5%时具有最佳的力学性能。

Cu对合金性能的影响与Al2Cu相的分布有关。

从强化相的形成过程来看，Al2Cu
相经热处理后一部分在晶内析出，起到了时效强化的作用，另一部分在晶界残留，降低了晶粒之间的结合强度。

在铸造及热处理条件一定的条件下，当Cu质量分数小于等于3.5%时，随着Cu质量分数的增加，晶内析出的Al2Cu相增多，合金的室温强度和高温强度增加；当Cu质量分数大于3.5%后继续增加Cu的质量分数，晶内析出的Al2Cu相不再增加，反而残留在晶界处的Al2Cu相增多，降低了合金的室温强度和高温强度。

因此，Cu对合金强度的影响存在一个极大值，对应的
Cu的质量分数为3.5%。

合金的室温伸长率随Cu质量分数的增加呈逐渐下降的趋势（见图1），其主要原因是Al2Cu相的增多阻碍了位错的滑移，降低了合金的
塑性。

图1 Cu对新型铝合金力学性能的影响
2.3.3 Mg的影响
Si，Cu质量分数为5.5%，3.5%时，Mg对新型铝合金力学性能的影响见图2。

由图可见，Mg质量分数由0.1%增至0.4%的过程中，室温强度先增大，然后略微下降，伸长率稍有下降，高温强度增加，高温伸长率下降。

Si，Cu，Mg 质量分数分别为5.5%，3.5%，0.2%～0.3%时铝合金材料具有较佳的室温性能和高温性能。

图2 Mg对新型铝合金力学性能的影响
在Al－Si－Cu合金加入少量的Mg后，组织中除Si，Al2Cu（θ相）和α－Al外，还出现了 Al5Cu2Mg8Si6（Q 相或 W 相）［4］。

经热处理后，Al－Si－Cu－
Mg合金中Al2Cu（θ相），Al5Cu2Mg8Si6大量溶解，并弥散析出Al2Cu和
Al5Cu2Mg8Si6的亚稳定相，这些亚稳定相与基体存在共格关系，引起晶格畸变，阻碍了位错的运动［5］，而 Al－Si－Cu合金经热处理后仅存在Al2Cu的亚稳定相起强化作用。

相比而言，Al－Si－Cu－Mg合金中弥散强化相的种类和数量都有明显的增加，因而强度也明显增加。

3 强化机理
图3示出了 Al－Si5.5 －Cux－Mg0.2 四元合金随 Cu质量分数变化的垂直截面相图。

在平衡凝固条件下Al－Si5.5 －Cu3.5 －Mg0.2 铝合金各温度区间的
相组成如下：
434 ℃以下，相组成为 Si，Al2Cu（θ相），Al5Cu2Mg8Si6（Q相或 W 相）和α－Al；
434～500℃，相组成为 Si，Al2Cu（θ相）和α－Al；
500～528℃，相组成为Si和α－Al；
528～565℃，相组成为Si，α－Al和液相；
565～611℃，相组成为α－Al和液相；
611℃以上，相组成为液相。

图3 Al－Si5.5－Cux－Mg0.2 合金系垂直截面平衡相图1—L；2—L＋α；3—L＋α＋Si；4—L＋α＋Si＋θ＋Q；5—α＋Si；6—α＋Si＋Q；7—α＋Si＋Mg2Si；8—α＋Si＋θ；9—α＋Si＋Mg2Si＋Q；10—α＋Si＋θ＋Q
根据平衡条件下合金各温度区间的相组成，434～500℃固溶处理可使
Al5Cu2Mg8Si6完全溶入α－Al基体中，500～528℃固溶处理可使Al2Cu完全
溶入α－Al基体中。

实际的铸造过程为非平衡凝固，新型铝合金热处理前后的差
热分析见图4。

图4 新型铝合金热处理前后的差热分析曲线
图4a示出了铸态下合金的差热分析曲线，在507℃开始出现第1个吸热峰，发生的相反应为Al2Cu＋Si＋Al5Cu2Mg8Si6＋α－Al→液相，此反应为四元共晶反应，反应过程中温度不变；接着在528 ℃开始出现第2个吸热峰，发生的相反应为
Al2Cu＋Si＋α－A l→液相，反应过程中温度不断升高。

图4b示出了固溶处理后合金的差热分析曲线，对比铸态合金的差热分析曲线，在507℃处的吸热峰消失，
说明固溶处理使Al5Cu2Mg8Si6溶入了铝合金基体中，在523℃开始出现第1个吸热峰，发生的相反应为Al2Cu＋Si＋α－A l→液相，反应温度略有降低。

图5示出了新型铝合金热处理前后组织变化。

图5a为合金的铸态组织，其中深灰色相为共晶硅相，晶界处的浅灰色条状相为Al2Cu相，浅灰色骨骼状相为AlFeMnSi相。

图5b为固溶处理后合金的组织，其中晶界处的Al2Cu相消失，共晶硅球化。

图5c为人工时效后合金的组织，其中在铝合金基体内弥散分布着灰色点状相。

人工时效使新型铝合金的过饱和固溶体分解。

根据平衡相图，这些分解产物是Al2Cu，Al5Cu2Mg8Si6的亚稳定相，分别为θ′或θ″相（Al2Cu），λ－AlCuMgSi相。

这些亚稳定相引起晶格畸变，阻碍了位错的运动，提高了合金的强度［6］。

图5 新型铝合金热处理前后的微观组织
根据以上分析，Cu和Mg在新型铝合金中形成Al2Cu相，Al5Cu2Mg8Si6相，
热处理后形成强化相θ′或θ″相（Al2Cu），λ－AlCuMgSi相，通过时效强化提高合金的强度，合金的塑性随时效强化的增加而逐渐降低。

Mg的时效强化效果优于Cu，少量的Mg（小于0.4%）就能大幅提高合金的强度（见图2）。

合金中Mg
的质量分数需严格控制，以防超出规定的成分范围。

其他合金元素作用如下：Si
作为发动机缸盖用新型铝合金的主要合金元素，是为了保证材料具有良好的铸造性能，满足发动机缸盖成型性要求。

Mn能与合金中的Fe形成AlSiFeMn相，改变
了含Fe相的形态，由针状变为骨骼状、块状，削弱Fe对合金性能的不利影响。

Zr，Ti和B能与铝发生包晶反应，细化晶粒，并形成耐热稳定相，提高高温性能。

Re有助于降低熔体中含氢量，减少气孔缺陷，并形成耐热相以改善高温性能。

Sr
能改变共晶硅形态，由片状转变为纤维状，改善合金塑性，但Sr增加了合金的吸
气倾向，铸件易形成气孔缺陷，因此在熔体净化方面需严格控制。

4 结论
a）新型铝合金的力学性能，尤其是高温性能优于发动机缸盖用传统铝合金的力学性能；
b）新型铝合金的铸造性能满足发动机缸盖成型性要求，铸件无缺陷；
c）新型铝合金主要通过Cu，Mg两种元素时效强化，形成强化相θ′或θ″相
（Al2Cu）和λ－AlCuMgSi相，Mg的时效强化效果优于Cu，Mg的质量分数需严格控制，以防超出规定的成分范围；
d）新型铝合金中加入Zr，Ti等多种微量元素，改善了合金的性能。

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