原標(biāo)題：差壓鑄造鋁合金長臂件力學(xué)性能不穩(wěn)定的原因分析

摘要：針對差壓鑄造鋁合金長臂件存在力學(xué)性能不穩(wěn)定的問題，通過金相組織和拉伸試樣斷口形貌觀察，對其產(chǎn)生原因進(jìn)行了分析。結(jié)果表明，鋁合金長臂件用A356合金經(jīng)過精煉、變質(zhì)和細(xì)化處理，鑄件的金相組織正常，晶粒細(xì)化，氣孔和氧化夾雜很少，對力學(xué)性能不穩(wěn)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(dāng)，該部位的鋁合金液在無補(bǔ)縮壓力下凝固和結(jié)晶時出現(xiàn)疏松缺陷，是其力學(xué)性能不穩(wěn)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(qiáng)化相，經(jīng)過變質(zhì)處理和熱處理后可使合金具有良好的力學(xué)性能、物理性能、耐蝕性能和機(jī)加工性能，得到廣泛應(yīng)用。差壓鑄造具有低壓鑄造和壓力下結(jié)晶兩種工藝的特點(diǎn)，可使鑄件的抗拉強(qiáng)度提高10%以上、伸長率提高25%以上，是薄壁復(fù)雜鋁合金鑄件的優(yōu)選成形工藝。隨著國內(nèi)外汽車工業(yè)的蓬勃發(fā)展，采用A356合金和差壓鑄造工藝生產(chǎn)鋁合金部件用于取代鋼部件，已經(jīng)成為實(shí)現(xiàn)汽車輕量化的技術(shù)途徑之一。

本課題針對采用差壓鑄造的A356合金長臂件力學(xué)性能不穩(wěn)定（抗拉強(qiáng)度的統(tǒng)計(jì)值范圍為290~330 MPa、斷后伸長率的統(tǒng)計(jì)值范圍為3.5%~13.0%）的問題，依據(jù)A356鋁合金鑄件的力學(xué)性能除與鑄造工藝、熱處理工藝有關(guān)外，還與氣孔、氧化雜物、疏松及縮孔等缺陷有關(guān)，并取決于這些缺陷的性質(zhì)、分布、數(shù)量及其大小的觀點(diǎn)，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(jīng)過精煉、變質(zhì)和細(xì)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(xué)性能的影響，從而確定鋁合金長臂件力學(xué)性能不穩(wěn)定的主要原因。

1、試驗(yàn)條件

1.1 鋁合金長臂件的制備

鋁合金長臂件材質(zhì)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(zhì)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(xì)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(tǒng)壓力為0.15 MPa、結(jié)晶壓力為0.2 MPa。

表1:鋁合金長臂件的熱處理規(guī)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(jìn)行拉伸試驗(yàn)后，選取力學(xué)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(qiáng)度為324 MPa、伸長率為13.0%，試樣4的抗拉強(qiáng)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(xì)磨至光亮后進(jìn)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(yàn)結(jié)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(xué)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(jìn)行金相組織觀察，見圖1和圖2。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，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(xiàn)A356合金的典型顯微形貌，組織均勻、晶粒細(xì)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(fā)生化學(xué)反應(yīng)（3O2＋4Al＝2Al2O3、3H2O＋2Al＝Al2O3＋6H）產(chǎn)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(nèi)部產(chǎn)生了大量的細(xì)小氬氣氣泡。根據(jù)分壓差定律，由于氬氣氣泡內(nèi)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(nèi)擴(kuò)散，直到氬氣氣泡內(nèi)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(dá)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(nèi)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(jìn)入鑄型內(nèi)腔，由于鑄型內(nèi)腔有一定的反壓力，保溫爐底部的優(yōu)質(zhì)鋁合金液可以相對平穩(wěn)地流入鑄型，極大地避免了產(chǎn)生渦流和紊流，防止產(chǎn)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(chǎn)生，在力學(xué)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(xì)小點(diǎn)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(zhì)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(dá)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(dǎo)致了大量孿晶產(chǎn)生。同時，Sr又提高Al的化學(xué)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(lǐng)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(wěn)定，會逐漸變?yōu)門iB2。根據(jù)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(kuò)散在顆粒表面富集，導(dǎo)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(diǎn)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(wěn)定的。TiB2顆粒的存在是獲得有效細(xì)化的基本條件[11]。加之，TiB2尺寸很小，數(shù)量較多，并且彌散分布，其晶體結(jié)構(gòu)和晶格常數(shù)與鋁相近，成為生核基底。添加B形成的TiB2質(zhì)點(diǎn)是六方結(jié)構(gòu)（晶格常數(shù)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(jié)構(gòu)、晶格常數(shù)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(xì)化晶粒。TiAl3、TiB2、AlB2的質(zhì)點(diǎn)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(jīng)過較大塑性變形產(chǎn)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(zhǔn)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(jié)果與力學(xué)性能的檢測結(jié)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(jié)果來看，氧化夾雜中Al、O、Si、C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(shù)量很少，在拉伸試樣斷口上僅發(fā)現(xiàn)一處氧化夾雜，所以在附近區(qū)域取得的試樣1金相組織的觀察區(qū)域內(nèi)未發(fā)現(xiàn)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(shù)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(shù)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(tǒng)，要求鋁合金液在差壓鑄造過程中由外到內(nèi)、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(yuǎn)離澆口的長臂最外端的壁厚較大部位，當(dāng)鑄型溫度控制不當(dāng)時，經(jīng)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(dǎo)致壁厚較大部位的鋁合金液在無補(bǔ)縮壓力下凝固和結(jié)晶，出現(xiàn)疏松缺陷。疏松缺陷是壁厚較大部位力學(xué)性能不穩(wěn)定的主要原因。

圖3:試樣3的斷口形貌（a. 大而深的韌窩；b. 二次拉伸裂紋）

圖4:試樣4的斷口形貌（a. 小而淺的韌窩；b. 解理面）

圖5:存在氣孔缺陷的斷口形貌（a. 試樣3存在氣孔缺陷；b. 試樣4存在少量氣孔及氧化夾雜缺陷）

圖6:試樣4存在氧化夾雜缺陷的斷口形貌

圖7:試樣4中氧化夾雜的能譜分析結(jié)果

圖8:疏松缺陷的宏觀斷口形貌（a. 試樣3；b. 試樣4）

圖9:疏松缺陷的微觀斷口形貌（a. 試樣3；b. 試樣4）

3、結(jié)論

（1）鋁合金長臂件用A356合金經(jīng)過精煉、變質(zhì)和細(xì)化處理，鑄件的金相組織正常，晶粒細(xì)化，氣孔和氧化夾雜很少，對力學(xué)性能不穩(wěn)定的影響不大。

（2）當(dāng)鑄型溫度控制不當(dāng)，經(jīng)由壁厚較小部位向壁厚較大部位輸送的鋁合金液在厚壁較小部位首先凝固后，厚度較大部位的鋁合金液在無補(bǔ)縮壓力下凝固和結(jié)晶時出現(xiàn)的疏松缺陷，是鋁合金長臂件最外端的壁厚較大部位力學(xué)性能不穩(wěn)定的主要原因。

作者：

趙潔 朱宇瑾 陳耘 張立君
中國兵器科學(xué)研究院寧波分院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第07期