随着压铸技术的不断发展，大型压铸机的不断完善以及生产中轻量化的迫切要求，高强度压铸铝合金被广泛应用于汽车、航空航天、电子设备等诸多领域。常用的有铝硅系、铝镁系、铝硅镁系。其中，铝硅系合金因其铸造性能优异、流动性和填充性好、脱模容易、密度小等特点，在汽车零部件生产中得到广泛应用。
随着汽车工业的日新月异，节能减排对汽车轻量化提出了更高的要求，采用大型高压铸造结构件实现汽车车身一体化是行业趋势。对于这种尺寸大、形状复杂的压铸铝合金车身结构，热处理是一个巨大的挑战。受压铸工艺影响，熔体在高压高速下充满型腔，气体来不及排出，导致铸件产生气孔等缺陷。高温固溶处理容易造成工件表面起泡，淬火热应力容易造成工件严重变形甚至开裂。因此，对不经热处理就能满足用户要求的压铸合金的需求日益增加。超真空压铸技术、半固态触变成形或流变压铸技术可用于生产高强度压铸铝合金，无需热处理，但工艺设备复杂，过程控制困难。吴树森等人开发了一种压铸用高强度铝硅合金AlSi10。经150 6 h时效后，其抗拉强度和屈服强度分别为333 MPa和237 MPa，延伸率为5.4%，保证了合金的综合力学性能。薛Z Z等人仅在200 1.5 h下对A356(AlSi8)铝合金进行高真空压铸处理，其抗拉强度达到286.0 MPa，屈服强度为193.8 MPa，延伸率为7.86%。
可以看出，高真空压铸制备的Al-Si合金样品仍需热处理来提高力学性能。在普通压铸工艺下，通过无需热处理。基于某企业A356的改进，对新型AlSi7CuMnMg合金的普通压铸样品进行低温时效热处理，以避免高温固溶淬火产生的气泡和变形缺陷。在保证合金表面质量和几何精度的基础上，研究了不同时效处理制度对合金试样显微组织和力学性能的影响。通过探索，形成了可行的低温热处理工艺方案，为相关合金的开发和应用提供了参考。
[研究方法]
AlSi7CuMnMg合金采用卧式压铸机成型，有效注射长度310 mm，冲头直径50 mm，注射时间5 s，冷却时间1 s，注射速度55mm/s，压铸样品见图1。AlSi7CuMnMg铝硅合金的化学成分见表1。固溶淬火处理后，试样表面会出现明显的起泡和变形缺陷，只有低温时效处理才能避免。对于该合金，仅进行低温时效热处理正交试验，以探索时效时间和温度对合金显微组织和力学性能的影响，如表2所示。
图1压铸样品实物图
在电子万能试验机上测试不同时效处理试样的力学性能，拉伸速度为1 1mm/min。每组试验设置三个平行样本，取平均值。用数控线切割加工一个1010mm的圆柱体样品，用400号、800号、1200号水磨砂纸粗磨，再用400号、800号、1200号金相砂纸精磨，用研磨膏打磨。选用的抛光膏粒度为0.5，用凯勒试剂(2mL HF 3mL HCl 5mL HNO3 190mL H2O)腐蚀5 s，然后用水冲洗。用JEOL JXA 8100扫描电子显微镜(SEM)观察了合金的微观组织和拉伸断口形貌，用牛津7412能谱仪(EDS)分析了合金的成分。结合Jade6.0软件，对样品进行了X射线物相分析
对五组试样进行不同的时效处理，时效时间为6 h，时效温度为150、160、170、180和190。力学性能与时效制度的关系见图2和表3。表3显示了AlSi7CuMnMg合金在不同时效温度下保持6小时后的机械性能和强韧化指数。从表3可以看出，3号试样的强韧化指数K值最大，为1.039，说明3号试样的综合力学性能最好。
AlSi7CuMnMg合金在各种时效处理制度下的力学性能如表4所示。
图2显示了AlSi7CuMnMg合金在保持6小时后在不同老化温度下的金相组织
(一)压铸状态
160 6小时
180 6小时
150 6小时
170 6小时
190 6小时
图2不同时效温度下AlSi7CuMnMg合金的金相组织
图3显示了AlSi7CuMnMg合金在不同条件下的扫描显微组织，其中图3d、图3e和图3f分别显示了合金铸态、150保温6 h和170保温6 h的表面扫描分布。可以看出，深灰色的是-Al基体，Si元素以浅灰色片层形式弥散在晶界上，亮白色区域是以Cu、Mg、Mn为主要元素的第二相。经过低温时效处理后，共晶硅更加均匀地分散在基体之间，其片层间距逐渐减小。如图5b所示，Mn是微小白点的形状。随着时效温度的升高，它在晶界处富集，形成强化相。铸态铜和镁的分布不明显。在170时效6h后，它们开始在晶界聚集并析出，如图5c所示。
一般来说，亚共晶AlSiCuMg合金在时效过程中会析出-Mg2Si和-Al2Cu等强化相，提高合金的强度。图3显示了每个点的EDS能谱成分分析，图4显示了不同状态下合金的X射线衍射图。根据摩尔比可以确定1、点分别为-Al基体和-Al Si共晶硅，3-6点为不同热处理条件下的白亮斑。从能谱分析结果可知，点3、4、5为含锰相，相内锰含量逐渐增加。根据图6的衍射图样可以确定该相为Al4.00，点6中Cu和Mg的元素含量明显增加，Cu对Al-Si合金强化的贡献取决于与Mg的相互作用，析出了包括Q-Al5U2M8Si6相和W-Al2Si5Cu4Mg4相的强化相。由于Cu和Mg元素在AlSi7CuMnMg合金的组成中所占比例较小，因此在X射线衍射图中没有检测到相应的强化相。但根据表5可以推测，170低温时效6 h后，基体中可能的强化相是W-Al2Si5Cu4Mg4相；由于压铸过程中的高速和高压以及模具的激冷效应，溶质原子如Cu、Mg、Mn等。没有完全沉淀在基质中。随着时效过程，溶质原子继续溶解，形成与母相保持共格关系的偏析G.P .区。随着时效温度的升高，偏析带转变为亚稳过渡相，与母相半共格，扭曲晶格，阻碍位错运动。合金的屈服强度不断增加，在180达到峰值时效状态。此时有效温度进一步升高，过渡相转变为尺寸更大的稳定平衡相，与母相完全不一致，界面能更高。位错通过奥罗万旁路机制移动，合金强度随着脱溶相尺寸的增大而降低，进入过时效阶段。当时效温度从180提高到190时，合金的屈服强度从189 MPa下降到183 MPa。
图3不同状态下AlSi7CuMnMg合金的扫描电镜结构
(a)、(d)铸态；(b)、(e)1506h；(c)、(f)1706小时
图4不同状态下AlSi7CuMnMg合金的x射线衍射图
铸态；(b)1506h；(c) 1706h
图5不同状态下AlSi7CuMnMg合金的扫描电镜结构
铸态；(b) 1706h
为了进一步分析时效处理后合金中第二相的变化，用Image-Pro Plus软件计算了图5合金组织中第二相的晶粒尺寸和面积分数，结果见表6。从表6中可以看出，在时效处理后，分布在基体中的第二相的数量减少，其尺寸增加到6.27，并且其平均晶粒尺寸在铸态下从1.11增加到2.01。主要以块状和原点状集中在每个晶粒的边界，少数沿晶界呈网状分布。合金在170 6 h时效后，第二相粒子在-Al基体和共晶硅相之间聚集长大，能更牢固地钉扎位错。同时，位错切穿了第二相粒子，增加了新的界面能，有效地提高了屈服强度。随着第二相的聚集和粗化，合金的塑性逐渐降低。
图7示出了室温拉伸后AlSi7CuMnMg合金在不同条件下的断裂形貌的比较。从图8a到图8c可以看出，有较粗的条状撕裂边，几条交替分布的撕裂边形成了河流花纹的断口形貌。高倍镜下可观察到大面积的解理面，拉伸变形在缺陷处产生应力集中，从而形成微裂纹。裂纹首先在晶粒内部生长，然后沿晶界向相邻晶粒扩展，形成解离面，是典型的脆性断裂特征。存在一些浅而稀疏的韧窝，韧窝的大小由材料本身的塑性变形能力和第二相的大小和密度决定，表明AlSi7CuMnMg合金经室温低温时效处理后的断裂方式为混合型断裂。典型的微观缩孔出现在图8f所示的断口微观结构中，这是由压铸过程中熔融金属的收缩引起的。由于冷却速度不均匀，铸件表面和靠近模具的地方迅速冷却凝固，阻碍了后续熔融金属的补缩通道，造成铸件出现缩孔缩松孔洞，对合金的力学性能产生不利影响。
图6不同状态下室温拉伸后AlSi7CuMnMg合金的断口形貌(SEM)。
(a)、(d)铸态；(b)、(e)1506h；(c)、(f)1706小时
合金在170保温不同时间后的金相组织如图7所示。
图7不同时效时间下AlSi7CuMnMg合金的金相组织
[结论研究]
(1)随着时效温度的升高，AlSi7CuMnMg Al-Si合金的屈服强度明显提高，在180时达到189 MPa，但延伸率下降；当时效温度保持不变，时效时间延长时，屈服强度提高更明显，10 h达到198 MPa，但抗拉强度变化不大。
(2)根据综合力学性能，可以确定AlSi7CuMnMg压铸铝硅合金的最佳低温时效工艺为170 6 h，在此状态下屈服强度达到183 MPa，比原始铸态试样提高了40.77%，延伸率为7.5%，增韧指数达到最高值1.039。
(3)时效过程中，第二相在晶界积累粗化的钉扎位错，增加了材料变形时的电阻，有效提高了合金的强度。
[文献引用]
，程汉明，艾，等.低温时效对压铸AISi7CuMnMg合金组织和性能的影响[J].特种铸造和有色合金，2022，42 (5): 588-593。
赵艳，程海明，艾玉海，等.时效处理对AlSi7CuMnMg压铸合金组织和力学性能的影响[J].中国机械工业出版社，2002 .特种铸造有色合金，2022，42(5):588-593。
