差壓鑄造鋁合金長臂件的力學性能研究

趙潔等發表于2022/1/20 9:36:41 差壓鑄造鋁合金長臂件金相組織斷口形貌

原標題：差壓鑄造鋁合金長臂件力學性能不穩定的原因分析

摘要：針對差壓鑄造鋁合金長臂件存在力學性能不穩定的問題，通過金相組織和拉伸試樣斷口形貌觀察，對其產生原因進行了分析。結果表明，鋁合金長臂件用A356合金經過精煉、變質和細化處理，鑄件的金相組織正常，晶粒細化，氣孔和氧化夾雜很少，對力學性能不穩定的影響不大；鋁合金長臂件最外端的厚度較大部位，因鑄型溫度控制不當，該部位的鋁合金液在無補縮壓力下凝固和結晶時出現疏松缺陷，是其力學性能不穩定的主要原因。

A356合金不但具有良好的鑄造性能，如流動性和氣密性好、收縮率和熱裂傾向小，而且合金中形成的Mg2Si相屬于可熱處理強化相，經過變質處理和熱處理后可使合金具有良好的力學性能、物理性能、耐蝕性能和機加工性能，得到廣泛應用。差壓鑄造具有低壓鑄造和壓力下結晶兩種工藝的特點，可使鑄件的抗拉強度提高10%以上、伸長率提高25%以上，是薄壁復雜鋁合金鑄件的優選成形工藝。隨著國內外汽車工業的蓬勃發展，采用A356合金和差壓鑄造工藝生產鋁合金部件用于取代鋼部件，已經成為實現汽車輕量化的技術途徑之一。

本課題針對采用差壓鑄造的A356合金長臂件力學性能不穩定（抗拉強度的統計值范圍為290~330 MPa、斷后伸長率的統計值范圍為3.5%~13.0%）的問題，依據A356鋁合金鑄件的力學性能除與鑄造工藝、熱處理工藝有關外，還與氣孔、氧化雜物、疏松及縮孔等缺陷有關，并取決于這些缺陷的性質、分布、數量及其大小的觀點，借助金相組織和拉伸試樣斷口形貌觀察等手段，分析了采用經過精煉、變質和細化處理的A356合金和差壓鑄造工藝制造的鋁合金長臂件是否存在氣孔、氧化雜物、疏松及縮孔等缺陷及對其力學性能的影響，從而確定鋁合金長臂件力學性能不穩定的主要原因。

1、試驗條件

1.1 鋁合金長臂件的制備

鋁合金長臂件材質為A356合金。A356合金采用火焰反射爐熔煉和電阻坩堝爐保溫。采用氬氣精煉處理，處理溫度為730±10℃、時間為25 min；采用Al-10Sr中間合金變質處理，處理溫度為730±10 ℃，Sr加入量為0.02%~0.025%；采用Al-5Ti-1B中間合金細化處理，處理溫度為730±10℃，Ti加入量為0.13%~0.16%。

采用金屬鑄型和增壓法差壓鑄造。差壓鑄造的澆注溫度為730±10 ℃、系統壓力為0.15 MPa、結晶壓力為0.2 MPa。

表1:鋁合金長臂件的熱處理規范。

1.2 試樣的制備及顯微組織觀察

斷口試樣從鋁合金長臂件最外端的厚壁較大部位截取。制備φ6mm圓棒拉伸試樣進行拉伸試驗后，選取力學性能較高的拉伸試樣斷口（試樣3）和較低的拉伸試樣斷口（試樣4）。試樣3的抗拉強度為324 MPa、伸長率為13.0%，試樣4的抗拉強度為298 MPa、伸長率為3.5%。

金相組織觀察用試樣1從試樣3的相鄰部位截取，試樣2從試樣4的相鄰部位截取。采用砂紙由粗到細磨至光亮后進行拋光，采用0.5%氫氟酸水溶液浸蝕，用酒精清洗吹干后，在ZEISS型金相顯微鏡下觀察其顯微組織及可能存在的氣孔、氧化雜物、疏松及縮孔等缺陷。

在Quanta250FEG型熱場掃描電鏡下觀察斷口試樣3、試樣4斷口的形貌。

2、試驗結果與分析

2.1 金相組織觀察

圖1:試樣1的金相組織

圖2:試樣2的金相組織

對力學性能差異較大的兩個斷口附近取得的試樣1、試樣2分別進行金相組織觀察，見圖1和圖2。結果發現，兩個試樣金相組織中均未見氣孔和氧化夾雜缺陷，且都呈現A356合金的典型顯微形貌，組織均勻、晶粒細化，但試樣2存在疏松缺陷。

鋁合金長臂件金相組織中未見氣孔和氧化夾雜缺陷。首先是良好的精煉處理效果。鋁合金熔煉過程中雖然由于空氣/Al液界面的O2、H2O與Al液發生化學反應（3O2＋4Al＝2Al2O3、3H2O＋2Al＝Al2O3＋6H）產生氣體和氧化夾雜，但精煉過程中吹入氬氣后，在鋁合金液內部產生了大量的細小氬氣氣泡。根據分壓差定律，由于氬氣氣泡內H2的起始分壓低于鋁合金液中H2的分壓，氬氣氣泡與鋁合金液的接觸面上存在壓力差，溶于鋁合金液中的H2向氬氣氣泡內擴散，直到氬氣氣泡內H2的分壓和鋁合金液中H2的分壓相等時才停止。另外，鋁合金液中的氧化夾雜受到攪動時相互碰撞、聚集和長大，達到一定尺寸后可能會與上浮的氬氣氣泡碰撞而被吸附到氣泡表面。氬氣氣泡上浮到鋁合金液表面后破裂，氣泡內的H2逸入大氣中，氧化夾雜漂浮在鋁合金液表面，以爐渣的形式被撇除；其次，差壓鑄造過程中鋁合金液通過插入到保溫爐底部的升液管進入鑄型內腔，由于鑄型內腔有一定的反壓力，保溫爐底部的優質鋁合金液可以相對平穩地流入鑄型，極大地避免了產生渦流和紊流，防止產生二次吸氣和氧化夾雜。但鋁合金長臂件的熔煉及鑄造工藝無法有效避免疏松缺陷的產生，在力學性能較差部位，觀察到尺寸范圍在10～50μm的疏松缺陷，見圖2b。

鋁合金長臂件的顯微組織為呈樹枝狀分布的α固溶體，共晶Si呈細小點狀和橢圓形分布于枝晶間，是A356合金的典型組織。這主要來源于加入Al-10Sr中間合金的良好變質處理效果。加入到鋁合金液中的Sr吸附在共晶Si的生長臺階上，達到一定濃度后將阻礙共晶Si沿原來的臺階生長，改變了Si原子的堆積次序，導致了大量孿晶產生。同時，Sr又提高Al的化學位，使共晶Si的生長速度低于α固溶體的生長速度，α固溶體成為領先相，共晶Si的生長受到限制，最終形成粒狀組織。

加入Al-5Ti-1B中間合金熔化后，會生成（Al，Ti）B2，它本身不穩定，會逐漸變為TiB2。根據超形核理論，由于Al與TiB2晶體之間存在活性梯度，Ti將通過擴散在顆粒表面富集，導致TiB2/液體界面上的濃度增加。在A356合金中，Si也可以偏聚到TiB2顆粒表面，這樣在TiB2顆粒表面形成三元鋁化物（Al1-xSi）3。A356合金中Si的存在使包晶成分點向更低的Ti量位移，因而三元化合物在較低的Ti濃度時在TiB2/Al液體界面是穩定的。TiB2顆粒的存在是獲得有效細化的基本條件[11]。加之，TiB2尺寸很小，數量較多，并且彌散分布，其晶體結構和晶格常數與鋁相近，成為生核基底。添加B形成的TiB2質點是六方結構（晶格常數α＝0.303 nm，c＝0.323 nm），硼化物的{0001}面有利于{111}面鋁（面心立方結構、晶格常數α＝0.404nm）高效形核。鋁合金液中的TiAl3、TiB2、AlB2均可成為鋁合金的形核基底，從而細化晶粒。TiAl3、TiB2、AlB2的質點越小，曲率越大，形核能越低，越易于形核。

2.2 斷口形貌觀察

圖3和圖4是試樣3和試樣4的斷口形貌。可以看出，試樣3斷口的韌窩大而深，并存在少量經過較大塑性變形產生的二次拉伸裂紋，屬于韌性斷裂；試樣4斷口的韌窩小而淺，并存在少量的解理面（圖4），屬于準解理特征的脆性斷裂。試樣3、試樣4拉伸試樣的斷口形貌分析結果與力學性能的檢測結果相符。

但是，試樣3、試樣4拉伸試樣的斷口均存在氣孔缺陷，見圖5。試樣4的斷口還存在氧化夾雜缺陷（見圖6），從圖7能譜分析結果來看，氧化夾雜中Al、O、Si、C的質量分數分別為57.91%、6.68%、19.85%、12.10%，由此判定，氧化夾雜為Al2O和SiC的混合物。由于試樣4氣孔和氧化夾雜的數量很少，在拉伸試樣斷口上僅發現一處氧化夾雜，所以在附近區域取得的試樣1金相組織的觀察區域內未發現氣孔和氧化夾雜缺陷。

圖8和圖9為試樣3、試樣4宏觀斷口形貌及微觀斷口形貌。可以看出，試樣3疏松缺陷的數量較少（見圖8a），最大尺寸為0.116 mm（見圖9a）；試樣4疏松缺陷的數量較多（見圖8b），最大尺寸為0.793mm（見圖9b）。鋁合金長臂件存在疏松缺陷，其原因在于：差壓鑄造鋁合金長臂件采用底注式澆注系統，要求鋁合金液在差壓鑄造過程中由外到內、自上而下順序凝固。由于試樣3和試樣4的取樣部位均在遠離澆口的長臂最外端的壁厚較大部位，當鑄型溫度控制不當時，經由壁厚較小部位向壁厚較大部位輸送的鋁合金液在壁厚較小部位首先凝固后，導致壁厚較大部位的鋁合金液在無補縮壓力下凝固和結晶，出現疏松缺陷。疏松缺陷是壁厚較大部位力學性能不穩定的主要原因。