A356 铝合金具有流动性好、气密性好，收缩率 小和热裂倾向小，经变质和热处理后，具有良好的机 械加工性能等优点，成为汽车轮毂的首选材料。然 而， 在常规铸态条件下， A356 铸造合金的微观组织 由粗大的 α-Al 枝晶和枝晶间的共晶硅组织构成，共 晶硅呈粗大的板条状或细针状沿枝晶间随机分布， 严重地割裂了基体，降低了合金的强度和塑性。如 何改善 α-Al 晶粒和共晶硅的形态、尺寸及分布性成 为改善合金力学性能的关键。 通过传统固溶时效热处 理方法可以细化枝晶组织， 提高铸件的力学性能。但是，随着现代汽车工业的高速发展，对汽车轮毂的 性能要求越来越高， 传统固溶时效热处理工艺已不 能满足轮毂高性能的要求，所以，开发新的热处理工 艺是十分必要的。
　　为了提高铝合金的强度和塑性， 研究人员开发 了多种时效工艺制度，如双级时效工艺，压缩载荷时 效工程，峰值时效，两步时效，多次人工时效等。结果 表明，在诸多的时效工艺中，双级时效是最具广阔发 展前景的热处理工艺 [8] 。 这种处理工艺既能保证合 金获得高的强度和硬度，又可以不降低材料的塑性。
　　本文以低压铸造 A356 铝合金轮毂为研究对 象，分析 T6I6 双级时效工艺对合金微观组织和性能 的影响， 旨在获得最佳的 T6I6 双级时效工艺参数， 为企业实际生产提供指导。
　　1 实验
　　1.1 实验材料
　　实验对象为低压铸造生产的A356铝合金轮 毂，材料成分(质量分数，%) 为：Al-7.18Si-0.3Mg- 0.124Ti-0.127Fe。
　　1.2 实验方案
　　为了研究 T6I6 双级时效工艺对低压铸造 A356 铝合金组织和性能的影响， 材料经 538℃×5h 固溶 处理后， 切取轮缘部位加工成标准试样进行双级时 效， 预时效为120℃×3h， 终时效温度分别为160、170、180、190、200℃( 试样号为1～5) ，时间1h 。
　　为了比较传统固溶时效热处理与本文双级时效 热处理工艺对材料性能的影响， 本次对低压铸造 A356 铝合金进行了 538℃×5h＋145℃×4h 传统热 处理实验。
　　1.3 实验过程
　　将试样置于 KBF1100 箱式电阻炉中进行固溶 处理，炉温波动控制在 ±1℃ ，保温一段时间后，取出 试样在 60～80℃ 温水中淬火冷却，淬火转移时间不 超过 15s ，淬火水中停留 15min 。 淬火后在室温下保 持 8h 后，再按照时效工艺进行人工双级时效处理。 将热处理后的试样在 WDW 电子万能材料力学试 验机上进行拉伸，拉伸速度为 5mm/min 。 热处理后 的试样切取金相试样，进行研磨抛光，用 0.5%HF 水 溶液浸蚀 10s ，在 Nikon-MR5000 金相显微镜下进行微观组织观察。
　　2 结果与分析
　　2.1 双级时效工艺对合金微观组织的影响
　　图 1 为传统固溶时效热处理和双级时效热处理 工艺下的微观组织照片。可以看出，合金微观组织由 白色的 α-Al 相和黑色的共晶硅组成。图 1 为不同热 处理工艺下 A356 合金的微观组织。 图 1(a) 为传统 热处理工艺下的微观组织形貌，图 1(b)～(f) 为预时 效温度为 120℃ 时、不同再时效温度下的微观组织。

　　由图 1 可看出，不同热处理工艺下共晶硅形貌、 尺寸各不相同。 由图 1(a) 可见，传统固溶时效热处 理后，部分共晶硅颗粒呈片状、尺寸较大，少数呈短 纤维状，组织不均匀。 由图 1(b)～(f) 可以看出，当终 时效温度小于 180℃ 时，随着终时效温度的升高，共 晶硅组织得以改善，尖角逐渐钝化，形貌逐渐圆整， 共晶硅较均匀地分布在晶界处。 在终时效温度为 180℃ 时，共晶硅颗粒尺寸小且均匀圆整。 当终时效 温度大于 180℃( 图 1(e) 、 (f)) 时，随着终时效温度的 升高，共晶硅颗粒逐渐聚集长大粗化，部分硅颗粒呈 棒条状或块状，组织不均匀性增加。
　　2.2 双级时效工艺对合金力学性能的影响
　　图 2 为低压铸造 A356 铝合金热处理后的抗拉 强度与伸长率。由图 2 可以看出，随终时效温度的增 加， 合金的强度和塑性先升后降， 在终时效温度为 180℃ 时， A356 铝合金的抗拉强度和伸长率达到峰值，分别为 289MPa 和 10% ，比传统热处理制度下 的抗拉强度和伸长率分别提高了 18% 和 20% 。

　　A356 合金固溶处理后得到过饱和固溶体，此时 Si 、 Mg 原子在铝基体中的分布是任意和无序的，而 随后的时效过程中经历四个阶段 [9-10] ： GP(Ⅰ) 区 →GP (Ⅱ) 区 →β′ 相 →β(Mg 2 Si) 相。 低温预时效 120℃×3h 时，过饱和固溶体内原子重新组合， Si 、 Mg 原子在铝 基体上空位处或位错上聚集， 形成弥散分布的溶质 原子偏聚区，称为 GP(Ⅰ) 区。 GP(Ⅰ) 区为短程有序 的原子富集区或原子团簇， 它为高温时效时形成的 强化相提供了形核核心，与基体 α-Al 相保持共格关 系。因此，强化能力较弱，时效硬化效果体现不明显。
　　在终时效阶段，由于时效温度的升高，基体中空 位浓度也提高，溶质原子和空位的扩散也加大，同时 第二相强化相的形成和聚集的过程进行的更加的强 烈。 在终时效温度为 160℃ 左右时， 预时效时期形 成的球型 GP(Ⅰ) 区缓慢向针状形或短棒状 GP(Ⅱ) 区有序转化。 GP(Ⅱ) 区与基体 α-Al 仍然保持共格 关系，但尺寸较 GP(Ⅰ) 区大，所以它比 GP(Ⅰ) 区周 围的弹性应变更大， 对位错运动的阻碍进一步的增 大，因此合金的强度和塑性呈现上升趋势。 随着终 时效温度上升至 180℃ 时， GP(Ⅰ) 几乎完全转化为 GP(Ⅱ) 区，其 c 轴方向的弹性共格结合引起的畸变 最大，其弹性应力也最高。 当 GP(Ⅱ) 区长大到一定 尺寸时，其应力场遍布整个基体，应变区几乎相连， 此时合金的抗拉强度和伸长率达到峰值。
　　当终时效温度大于 180℃ 时， Si 、 Mg 原子在 GP (Ⅱ) 区继续偏聚。 当 Si 原子与 Mg 原子的摩尔比为 1∶2 时，开始形成过渡相 β' 相。 由于过渡 β' 相的点 阵常数发生较大的变化，它与基体共格关系被破坏， 但它和固溶体并无明显的分界面， 即由完全共格变为局部共格。 因此， β' 相周围基体的共格畸变减弱， 对位错运动的阻碍亦减小，表现在合金性能上强度、 塑性开始下降。
　　当终时效温度超过 200℃ 后，过渡相 β' 从铝基 固溶体中完全脱溶， 形成与基体有明显界面的独立 的稳定相 β 相，即 Mg 2 Si 相。 此时 β 相与基体的共 格关系完全被破坏，其畸变也随之消失， 并随时效 温度的提高或时间的延长， β 相的质点聚集长大而 变得粗大，合金的强度、塑性进一步下降，此时合金 处于“过时效”状态 [10] 。 A356 铝合金在较低温度下 (120℃) 保温，会使时效过程第一阶段形成 GP(Ⅰ) 区 更充分，在较高温度下短时保温 (180℃×1h) ，会使时 效过程第二阶段形成 GP(Ⅱ) 区进行的更充分，此时 材料力学性能最佳。 因此， A356 合金力学性能的变 化应主要归结为其沉淀析出相之间的转变。
　　图 3 为不同 T6I6 双级时效工艺后的硬度值。从 图 3 可以看出： 双级时效后，硬度值较传统热处理 工艺 ( 传统固溶时效热处理时，硬度为 74HB) 都有所 提高， 主要因低温预时效时过饱和固溶体析出 GP 区，终时效温度提高后 GP 区转化为过渡相 β' 或弥 散的稳定的 Mg 2 Si 相 [11] ，其硬度值较大，在终时效 180℃ 时达到峰值，此时硬度为 91HB ，比传统热处 理的硬度提高 23% 。 但随着时效温度的升高，硬度 值有下降的趋势，主要是温度升高导致晶粒长大，造 成组织不均匀而引起的。

　　3 结论
　　T6I6 双级时效处理可以进一步提高低压铸造 A356 铝合金的力学性能。 当 A356 铝合金固溶处理 538℃×5h 后，双级时效工艺为 120℃×3h＋180℃× 1h 时， Si 颗粒形貌明显改善，组织再结晶 {111}<110> 组分和 {111}<112> 组分在吞并 冷轧基体中 γ 纤维织构中的 {111}<112> 组分和 α 纤维织构中的 {111}<110> 组分的晶粒形成再结晶 晶粒的同时，还分别吞并冷轧基体中 α 纤维织构中 的 {001}<110> 组分和 {112}<110> 组分的晶粒形成 再结晶晶粒。
　　工艺 1 、 2 的实验结果显示： 均热段 625 和 690℃ 连续退火试样再结晶 α 纤维织构 {001}<110> 组分减 弱， {111}<110> 组分的增强及 γ 纤维织构强度的增 强变化趋势符合上述再结晶织构的演变过程。 工艺 2 、 3 的实验结果表明， 在 690℃ 时延长退火均热段 时间， 试样中均热时间为 70 s 时的 α 与 γ 纤维织构 的强度明显低于 50s 时退火试样的强度， γ 纤维织 构部分组分甚至比退火前还低。与工艺 2 相比，工艺 3 不仅具有更低的 α 纤维织构组分， 且有低的 γ 纤 维取向织构组分。 这种织构组分使得工艺 3 在均热 退火条件下伸长率与抗拉强度 ( 提高 6.6%) 基本不 变，而这种微观织构改变将使第二次冷轧后得到的 产品力学性能差异较大。
　　4 结论
　　(1) DCR 薄板加工过程中连续退火后 α 纤维织 构与 γ 纤维织构的变化趋势相同。
　　(2) 不改变其它条件而在一定的范围内提高连 续退火均热段温度能明显提高钢板的塑性， 有利于 第二次冷轧的减薄轧制。
　　(3) 连续退火均热段为 690℃ 、 时间 50s 时，延长连续退火均热段时间 40% 后， 钢板的塑性不变， 抗拉强度稍有提高 (6.6%) 。 但退火织构组分强度却 发生了很大变化， 从而可以在通过适量延长均热时 间而不改变其它条件的情况下得到不同力学性能的 二次冷轧产品。