作者：张毅
随着汽车用压铸件复杂化、薄壁化，同时为了提高其综合性能，真空压铸技术得到越来越广泛的应用。Al-Si-Cu合金是一种常用的真空压铸合金，被用来生产汽车曲轴箱以及其他零部件。Si可以提高铝合金的铸造性能、抗热裂性能。Al-Si合金中，Si相的尺寸和分布形态对合金性能影响较大，共晶Si经过变质处理后，可以通过固溶处理进一步改善Si相的形态和分布，提高铸件的力学性能。Cu可以提高Al-Si合金的抗拉强度和疲劳强度，而且Cu在α-Al中有较高的固溶度。-Al2 Cu是Al-Si-Cu合金中重要的强化相，在Al中有较大的溶解度，在固溶处理时可以溶入α-Al中，在时效时有：过饱和固溶体-GP—GP（-’-（-Al2 Cu）的顺序析出，达到强化的作用。
试验的前部分，研究了固溶处理时间对真空压铸Al-Si-Cu合金表面起泡的影响。结果表明，真空压铸试样在500℃固溶处理2h，表面起泡的尺寸小于100μm，但有关固溶处理过程中，Si相的形态以及Cu、Si元素的分布情况的报道较少。
试验通过金相观察、金相照片处理分析、SEM、EDS、XRD等方法研究了上述问题，旨在为真空压铸Al-Si-Cu合金的固溶处理提供参考。
1 试验材料及方法
以发动机曲轴箱铸件为例，AISi9Cu3合金成分见表1。主要工艺参数：模具预热温度为150oC，浇注温度为650℃，压室长度为1200 mm，冲头直径为140mm，慢压射速度为0.25 m/s，快压射速度为4.5 m/s，真空度为50.6 kPa。在发动机曲轴箱（铸态）上进行取样。为了便于进行扫描电镜检测，切割成长、高均为10mm的试样。
试验用压铸合金含Mg，在Al- Si-Cu- Mg合金中L→α-Al+ Si+ Mg2 Si+ Al2 Cu+W(AlxMg5 SiCu)以及L→α-Al+W +Mg2 Si+Al2 Cu+ Si共晶反应温度分别为498o C和505℃，选择500℃作为固溶温度，改变固溶处理时间进行研究。最后一组的热处理制度为500oC×4h+530oC×6h。以100m为表面起泡长径的参考值，微观长度测量和统计使用Nano Measurer软件。
对真空压铸试样的线切割面进行粗磨后，在箱式固溶处理炉中进行固溶处理，试样编号及参数见表2。完成后在10 s内放置在60oC水中冷却2 min。对固溶处理后的表面进行观察，再将固溶处理前后的试样磨平抛光，用体积分数为0. 5%的HF溶液进行腐蚀，在金相显微镜下观察Si相，用EDS面扫描观察Cu、Fe元素分布变化。
2 试验结果及分析
固溶处理后，1、2、3号试样表面起泡的尺寸小于100 μm，4、5、6号试样表面起泡的尺寸均值在190 μm以上。由此可以得出，真空压铸件在500 0C下固溶处理2 h是试验的一个时间分界点。
2.1 共晶Si的变化
对固溶处理后试样观察共晶Si的变化，微观组织见图1。从图1可以看出，固溶处理2h开始，共晶Si明显断裂并颗粒化。
为了更清晰地展示共晶Si颗粒的演变，对500倍金相组织的共晶区进行蒙图绘制，尽量还原金相组织中的共晶Si颗粒形状轮廓，并按比例缩放，得到了Si相演变示意图（见图2）。
从图2可以看出，未经热处理的试样中，共晶Si颗粒成珊瑚状，末端圆钝，单颗颗粒可以长达13μm左右，分布不均匀；固溶处理0.5 h后，这些珊瑚状的共晶Si已经开始断裂和均匀化，形成长度为5μm左右的杆状颗粒，并呈现明显的进一步断裂趋势（缩颈），部分位置已经断裂成细小颗粒，对边长为50 μm方形共晶区域全部共晶Si颗粒长径进行统计得出，50%左右颗粒长径处在1. 1，-3.3 μm之间，但形状不够圆整（长短比较大）；固溶处理2h后，长杆状颗粒基本完成断裂，剩下少数长度在3.5 μm左右的短杆状颗粒，呈现强烈的断裂趋势。60%左右的颗粒长径处在0.7～2.1μm之间，形状趋向圆形颗粒状。从所有统计数据来看，固溶处理2h共晶Si颗粒长径均值达到最小，为1.94 μm;固溶处理4h后，仍有部分共晶Si颗粒处于进一步断裂状态中，已经形成近圆形颗粒状的Si开始粗化，50%左右的颗粒长径在1. 5～2.5μm之间，共晶Si颗粒长径均值为2. 08 μm，相对于固溶处理2h，固溶处理4h圆钝化完成度进一步提高（长短比更小），更加均匀，这个规律与戴洪尚等对电解制备A356合金的研究结果相符；固溶处理6 h后，共晶Si颗粒在奥斯瓦尔德熟化效应下剧烈长大，并且开始向短杆状生长，宽度变大，颗粒形状开始变得不均匀，出现形状恶化倾向，共晶Si颗粒长径均值为3. 51 μm，但70%颗粒长径在1.3～3.9μm之间；在500oC×4 h+530oC×6 h分段固溶处理10 h后，共晶Si明显地向长杆状发展，短径均值在2. 84 μm左右，虽然颗粒长径均值在4.44 μm左右，但是统计范围内颗粒长径最大值达到15. 29 μm，形状分布非常不均匀。
对压铸参数相同的普通压铸试样（不抽真空），进行相同方法的测量统计，结果表明，与真空压铸试样相比，普通压铸试样热处理过程中共晶Si的变化规律相同，但长径均值更大。共晶Si在固溶处理2h后长径均值达到最小值2. 18 μm;固溶处理4h后，Si相的圆钝化
提高，但颗粒开始长大，长径均值为2. 36 μm;固溶处理6h，长径均值达到3.59 μm，颗粒呈长杆状生长，形貌恶化。
从试验结果可以看出，真空压铸试样在表面起泡尺寸小于100μm的条件下固溶处理2h，此时Si相基本得以颗粒化、钝化，尺寸和形态分布达到较好的状态。这是由于真空压铸件基体中的气孔分散、基体更加致密，起泡核心以及微型氢气孔在固溶处理过程中不容易合并长大，在表面不明显起泡的条件下可以固溶处理更长时间。真空压铸件与普通压铸件在固溶处理过程中共晶Si的变化规律相同，但是，真空压铸件在固溶处理过程中可以得到更细小的共晶Si颗粒。
2.2 Cu元素分布变化
对试样随机选取几个区域，进行EDS面扫描，来观察Cu元素在经过不同时间固溶处理之后分布情况，面扫描结果见图3。图3的EDS图中，白点代表Cu元素，分布密度越大代表Cu含量越高。图3a中谱图2、谱图3的点扫描和面扫描结果均显示为富Fe相，其余可见但没出现Cu元素聚集的相扫描结果也为富Fe相。从图3a可以看出，固溶处理前，通过EDS面扫描明显观察到富集区域，并且与SEM图中的富Cu相对应，图3a中能谱图1处的富Cu相的能谱分析见图4。
在固溶处理0. 5h后，未固溶处理状态下观察到的杆状或不规则多边形Cu相通过EDS面扫描检测到元素富集程度降低，与固溶处理2h以上的试样面扫描结果几乎相同。对图3中的各个试样进行XRD分析，均存在Al2 Cu、Al2 CuMg、Al4 Cu2 Mg8 Si7、AI1. 9 CuMg4. 1 Si3.3等Cu相，而且各试样中富Cu相种类没有发生变化，说明Cu元素只是部分溶入基体，降低了富Cu相的Cu含量或者富Cu相断裂细化，导致EDS面扫描检测到Cu元素富集程度降低；在固溶处理4h后，杆状富Cu相不可见，在500℃固溶处理4h，某些富Cu相可以完成固溶过程。对普通压铸件进行相同参数的固溶处理，得到的结果类似，在固溶处理0.5 h后EDS面扫描检测Cu元素富集程度降低。
LUMIEY R N等的研究结果表明，对普通压铸CA313合金在440℃固溶处理15 mln并在150oC时效后，试样的屈服强度可以得到52%的提升，这应该与部分Cu溶人基体及部分富Cu相的断裂细化有关。同时有研究表明，Al2 CuMg以及-Al2 Cu可以在较短时间溶入基体中。从图3中可以看出，随着固溶处理时间增加，Cu元素的进一步均匀化与共晶Si的形貌、分布有着密切的关系。在达到一定时间后，共晶Si的粗化、分布不均同样会导致Cu元素分布不均匀。
3 结 论
(1)真空压铸Al-Si-Cu合金试样的共晶Si相在500℃下固溶处理2h就能够得到较细小的尺寸和分布形态，在固溶处理4h后，虽然达到共晶Si相的最佳状态，但是表面气泡的尺寸均值在100μm以上。
(2)真空压铸件与普通压铸件在固溶处理过程中共晶Si的变化规律相同，但真空压铸件可以得到更加细化的共晶Si颗粒。
(3)真空压铸件在500 0C固溶处理0.5 h后，部分Cu溶入基体，分布开始均匀化，之后随着共晶Si形貌的变化而变化。
4摘要
对真空压铸（50.6 kPa真空度）试样进行不同时间的固溶处理，用光学显微镜、扫描电镜、EDS、XRD研究真空压铸Al-Si-Cu合金固溶处理过程中Si、Cu分布的变化。结果表明，试样在500℃固溶处理2h，Si相可以得到较好的尺寸和形态分布，并且表面起泡尺寸小于100μm，相对于普通压铸，真空压铸试样可以得到更加细化的共晶Si粗化；在500℃固溶处理0.5 h，Cu部分溶入基体，开始均匀化，共晶Si的粗化、分布不均匀同样会导致Cu元素分布不均匀。
