原标题：压铸SiC/6061复合材料表皮层、孔洞的形成机理及其对力学性能的影响

摘要：进行了SiC/6061复合材料真空辅助压铸试验，研究了表皮层和不同壁厚试样内部孔洞的形成机理，并探讨了其对试样力学性能的影响。结果表明，不同壁厚试样均存在厚度约为0.5 mm的表皮层，2 mm壁厚试样以分散的气孔为主，壁厚增大为4 mm后，孔洞转变为以气缩孔为主，并形成了大尺寸缩孔，孔洞集中于试样轴线心部区域。拉伸过程中，大尺寸缩孔易诱发试样脆性断裂，而处于表皮层中的颗粒易引起表皮层脆性破坏，导致试样力学性能下降。

颗粒增强铝基复合材料（PAMCs）自产生以来，主要应用于航天与军事领域，而在民用领域的应用报道很少，除价格因素外，主要是由于所添加的增强颗粒具有高强度、高硬度的特性，导致PAMCs的后续切削加工难度大，生产成本高。压铸技术具有生产效率高，产品质量好及后续加工少的特点，广泛应用于铝及镁合金铸件的大批量生产。采用搅拌铸造法批量制备PAMCs熔体，并利用压铸技术实现其近净成形，可减少后续切削加工以降低成本，对于PAMCs的推广与应用具有十分重要的意义。

压铸工艺较为复杂，导致压铸组织与普通铸造组织差异较大。压铸充型过程中，金属熔体由压室进入型腔后，与型壁接触发生激冷，形成由细晶组成的表皮层（亦称激冷层）。通常认为表皮层具有细晶材料的特性，可提高铸件的力学性能，但也有研究指出其对铸件性能的影响较小。关于表皮层的形成，研究表明其主要受充型过程中熔体与型壁的碰撞方式及铸件的凝固顺序的影响，直接碰撞时表皮层不易产生，而间接碰撞、回流及优先凝固的边缘区域易形成表皮层。此外，压铸过程中熔体在高压下高速充填型腔，容易发生卷气并形成孔洞缺陷。大量研究表明，孔洞缺陷减少了材料的有效承载面积，且大尺寸孔洞容易诱发铸件断裂失效导致力学性能下降，而采用真空辅助压铸技术可有效减少孔洞缺陷，提高铸件的伸长率和抗拉强度。

与基体铝合金相比，PAMCs的密度、粘度及传热系数均有较大变化，因此压铸工艺对PAMCs铸件组织与性能的影响必将存在差异。但是，目前关于PAMCs压铸成形的研究报道较少，针对压铸PAMCs表皮层、孔洞缺陷及其对力学性能影响的研究未见报道。因此，本课题开展了PAMCs真空辅助压铸试验，研究压铸SiC/6061复合材料表皮层、孔洞缺陷的形成机理，并探讨表皮层及孔洞缺陷对铸件力学性能的影响。

1、试验材料与方法

选择平均粒径为50 μm的SiC颗粒作为增强相，选择商用6061铝合金作为基体材料，其具体化学成分见表1。利用研制的压铸前PAMCs搅拌制备装置见图1a，采用半固态搅拌铸造法制备SiC/6061复合材料熔体，详细步骤见参考文献，制备出SiC含量为10%（体积分数）的SiC/6061复合材料熔体65 kg。

表1:试验用6061铝合金的化学成分

SiC/6061复合材料压铸浇注温度设定为720 ℃，模具温度设定为190 ℃，其他工艺参数见参考文献，并利用真空辅助工艺防止卷气缺陷。采用TOYO BD-360V4-T冷室压铸机进行压铸试验，试验得到的SiC/6061复合材料压铸件见图1b。从铸件上取壁厚为2、4、6、8 mm和宽度均为6 mm的拉伸试样，利用阿基米德排水法对试样的孔隙率进行检测，采用SHIMADZU AG-X 100KN岛津拉伸试验机，测试温度为室温，拉伸速率为2 mm/min。每组壁厚测试5根拉伸试样然后计算出平均值，用以评价该工艺条件下的拉伸性能。利用YXLON Precision S X-CT对铸件进行了三维X射线断层扫描分析，并利用VGStudio MAX 3.0软件对结果数据进行处理以获取孔洞的三维形貌。采用FEI Quanta 200环境扫描电镜(SEM)观察增强颗粒的分布形态及拉伸断口形貌。

（a）PAMCs搅拌制备装置     （b）SiC/6061复合材料压铸件
图1:SiC/6061复合材料压铸实验

2、试验结果与讨论

2.1 表皮层的形成及对增强颗粒分布的影响

图2为压铸SiC/6061复合材料不同壁厚试样的微观组织。可以看出，不同壁厚试样心部均存在少量的SiC颗粒团聚现象，试样外层组织中存在较厚的表皮层，且表皮层内部颗粒较为稀少，见标记处。这与文献的研究结果相似，其研究发现AlSi-B4C压铸件外层颗粒体积分数低内部体积分数高。此外，由图2c和图2d可以看出，铸件心部存在缺陷带，但缺陷带的宽度较窄，且等效半径较小。

图2:压铸SiC/6061复合材料不同壁厚试样的微观组织

图3为表皮层的金相组织及其对增强颗粒分布的影响机理。由图3a可知,表皮层中仅存在少量SiC颗粒，其厚度较大约为0.5 mm。但是，发现在相同工艺条件下，SiC/A356复合材料铸件不存在表皮层。由此可见，表皮层的形成与基体合金的类型紧密相关。分析发现6061的液相线温度为653℃，而A356的液相线温度为617 ℃，两者相差36 ℃。因此，在相同的模具温度及浇注温度条件下，6061熔体更容易获得较大的过冷度，在型壁处形成大量晶核，同时由于试样冷却速度较大，形成的晶核来不及长大，导致试样表面形成了激冷晶组织即表皮层。表皮层的形成对SiC颗粒的分布存在重要影响，表皮层中SiC颗粒较为稀少。这是由于表皮层的形成能够将靠近型壁的颗粒推向试样内部，造成增强颗粒向铸件内部运动，图3b为表皮层对颗粒分布的作用机理图。此外，表皮层对压铸件的耐压耐腐性能、气密性、机加工及力学性能有着重要影响。

（a）表皮层组织   （b）作用机理图
图3:表皮层组织及其对SiC颗粒分布的作用机理图

2.2 心部孔洞特征及其形成机理研究

图5为不同壁厚SiC/6061复合材料压铸试样孔洞的X-CT检测结果，图6为孔洞的数目与平均球度。结合图5和图6，可以看出试样中的孔洞包括气孔、气缩孔和缩孔3种类型的孔洞。其中2 mm壁厚试样中的孔洞分布范围较大，远离内浇口端出现了大尺寸的缩孔，孔洞的数目为1 178，平均球度为0.51，表明试样中的孔洞以气孔为主。4 mm壁厚试样中的孔洞分布主要集中于试样轴心部，且在远离内浇口端出现较大尺寸的缩孔，孔洞的数目为864，平均球度为0.49，表明试样中的孔洞以气缩孔为主。6  mm试样中大尺寸的缩孔数量明显增加，且出现少量的长条状缩孔，8 mm试样中长条状缩孔数量明显增加，且这些长条状缩孔与充型方向均存在一定的夹角，孔洞数目由1 684个急剧增大至2 324个。对于孔洞数目与分布的变化，研究表明，增压压力对气孔压缩作用明显，能够显著减少气孔数量。但是，由于本研究中试样壁厚为2 mm时，试样凝固时间较短，导致大量气孔来不及被压缩。壁厚增大为4 mm后，延长了增压压力的作用时间，绝大多数气孔被压缩从而导致孔洞数量明显下降。但同时，由于颗粒对增压压力的传递存在一定的阻碍作用及熔体固相率的增大，导致增压压力的有效作用降低而形成大量缩孔。因此，随着试样壁厚的增大，孔洞数目先减小后增大，并逐渐向试样轴线心部区域集中。

图5:不同壁厚SiC/6061复合材料压铸试样孔洞的3D形貌与分布特征

图6:不同壁厚SiC/6061复合材料孔洞数目与平均球度值

对于长条状的孔洞，壁厚为6 mm和8 mm时，试样心部可观察到大尺寸的长条状的缩孔，这是由于6061合金结晶温度范围较宽，为528~653 ℃，且在640 ℃以下将获得较大的固相率（> 54%），见图7a，导致大壁厚铸件心部区域趋于糊状凝固方式。研究表明，增压压力作用产生的切应力，能够促使半固态晶粒发生相对运动产生间隙，并最终形成缺陷带。本研究中增压压力所产生的切应力，会促使心部区域残余液相在半固态晶粒间向充型方向流动，受α-Al和SiC颗粒阻碍作用流动方向发生偏转，部分残余液相形成了长条状的小熔池，最后由于补缩困难，凝固收缩后便形成了长条状缩孔，形成机理见图7b。

(a)固相率与温度关系曲线   (b)条状缩孔形成机理示意图
图7:6061基体合金固相率与温度关系曲线、条状缩孔形成机理

2.3 表皮层及孔洞对力学性能的影响

图8为压铸SiC/6061复合材料力学性能与孔隙率及大尺寸孔洞数目的关系。等效超过100 μm的孔洞对压铸件的拉伸性能影响最大，因此利用X-CT分析结果，统计出等效超过100 μm孔洞的数目进行研究。从图8中可以看出壁厚为4 mm时抗拉强度取得最大值228 MPa，壁厚为8 mm时伸长率取得最大值为6.5 %；壁厚为2 mm时，抗拉强度及伸长率分别为196 MPa和4.5%。与文献相比，本研究试样的孔隙率远高于铝合金真空压铸水平（约0.4%），这可能是由于相比基体铝合金，复合材料粘度较大，而传热系数有所降低的缘故；与文献[23]采用挤压铸造法制备的SiC/6061复合材料相比，抗拉强度值的范围比较接近，但本研究中的伸长率明显的提高。另外，从图8中可以看出，SiC/6061复合材料抗拉强度、孔隙率及大尺寸孔洞数目的变化规律正相反，即随着孔隙率及大尺寸孔洞数目增大，抗拉强度下降。而伸长率的变化趋势不明显，这是由于壁厚为2 mm时，截面面积较小，在心部大尺寸孔洞的影响下更容易过早发生脆断；而随着壁厚增大，孔洞对截面面积的减小作用相对下降，因而伸长率有所提高并呈现出波动性。

图9为不同壁厚压铸SiC/6061复合材料试样的拉伸断口形貌。从图9a~图9d断口整体形貌可以看出,试样拉伸断口较为平坦，表明试样断裂方式趋于脆性断裂。从图9e~图9h可以看出，不同壁厚试样断口心部存在较明显的孔洞（见图中标记处），心部大尺寸孔洞诱发试样脆性断裂，而分散的孔洞促进了裂纹的扩展。不难发现，上述断口形貌特征印证了图8中抗拉强度与孔隙率及大尺寸孔洞数目关系所呈现出的规律。

此外，从图9a~图9d还可以看出表皮层断裂面较平坦，其中在6 mm和8 mm壁厚试样中尤为明显，表皮层断裂面较宽阔而平坦。相关研究表明表皮层与试样内部基体组织相比，其硬度较高，具有较大的脆性。在本研究中，由于表皮层中存在少量的SiC颗粒(见图2)，破坏了细晶组织的连续性，且这些微米级颗粒尺寸与细晶晶粒尺寸相差较大，受力过程中容易导致应力集中。因此，其效果类似于夹渣物，导致表皮层脆性破坏，并由此显著降低试样截面有效作用面积。综上所述，为提高PAMCs的力学性能，应尽可能的减少表皮层的厚度，防止表皮层引起的脆性断裂。

图8:压铸SiC/6061复合材料的拉伸性能与孔隙率及大尺寸孔洞数目的关系

图9:不同壁厚压铸SiC/6061复合材料试样的拉伸断口形貌

3、结论

（1）对于SiC/6061复合材料，由于基体铝合金6061的液相线温度较高，其压铸试样容易形成较厚的表皮层（约0.5 mm）；表皮层的形成过程中能够将SiC颗粒向内部推挤，导致表皮层中颗粒稀少。

（2）壁厚对压铸SiC/6061复合材料中孔洞的类型、数目及分布均有重要影响，壁厚为2 mm时试样凝固时间较短，大量气孔未能被增压压力压缩而分布于整个铸件；壁厚增大为4 mm时，增压压力作用时间延长，绝大多数气孔被压缩，孔洞类型转变为以气缩孔为主且缩孔数目明显增大，并集中于试样轴线心部区域；壁厚增大为6 mm后，试样心部区域倾向于糊状凝固，在增压压力的影响下形成了一定数目的条状缩孔数。

（3）试样心部大尺寸孔洞容易成为断裂源，而分散的孔洞促进了裂纹的扩展，导致压铸SiC/6061复合材料试样脆断力学性能偏低，抗拉强度的变化与孔隙率及大尺寸孔洞数目关系呈相反的规律。

（4）处于表皮层中的少量颗粒破坏了细晶组织的连续性，且受力过程中容易产生应力集中，导致表皮层脆性破坏，亦降低了试样的拉伸性能。综上所述，为提高压铸SiC/6061复合材料的力学性能，应优化压铸工艺、选择适当的铝合金基体，以降低孔隙率及大尺寸孔洞数目，控制表皮层的厚度。

作者：
胡启耀 肖鹏
南昌航空大学航空制造工程学院

郭文波 赵海东
华南理工大学国家金属材料近净成形工程技术研究中心

本文来自：《特种铸造及有色合金》杂志2021年第41卷第04期