差压铸造铝合金长臂件的力学性能研究

赵洁等发表于2022/1/20 10:01:12 差压铸造铝合金长臂件金相组织断口形貌

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原标题：差压铸造铝合金长臂件力学性能不稳定的原因分析

摘要：针对差压铸造铝合金长臂件存在力学性能不稳定的问题，通过金相组织和拉伸试样断口形貌观察，对其产生原因进行了分析。结果表明，铝合金长臂件用A356合金经过精炼、变质和细化处理，铸件的金相组织正常，晶粒细化，气孔和氧化夹杂很少，对力学性能不稳定的影响不大；铝合金长臂件最外端的厚度较大部位，因铸型温度控制不当，该部位的铝合金液在无补缩压力下凝固和结晶时出现疏松缺陷，是其力学性能不稳定的主要原因。

A356合金不但具有良好的铸造性能，如流动性和气密性好、收缩率和热裂倾向小，而且合金中形成的Mg2Si相属于可热处理强化相，经过变质处理和热处理后可使合金具有良好的力学性能、物理性能、耐蚀性能和机加工性能，得到广泛应用。差压铸造具有低压铸造和压力下结晶两种工艺的特点，可使铸件的抗拉强度提高10%以上、伸长率提高25%以上，是薄壁复杂铝合金铸件的优选成形工艺。随着国内外汽车工业的蓬勃发展，采用A356合金和差压铸造工艺生产铝合金部件用于取代钢部件，已经成为实现汽车轻量化的技术途径之一。

本课题针对采用差压铸造的A356合金长臂件力学性能不稳定（抗拉强度的统计值范围为290~330 MPa、断后伸长率的统计值范围为3.5%~13.0%）的问题，依据A356铝合金铸件的力学性能除与铸造工艺、热处理工艺有关外，还与气孔、氧化杂物、疏松及缩孔等缺陷有关，并取决于这些缺陷的性质、分布、数量及其大小的观点，借助金相组织和拉伸试样断口形貌观察等手段，分析了采用经过精炼、变质和细化处理的A356合金和差压铸造工艺制造的铝合金长臂件是否存在气孔、氧化杂物、疏松及缩孔等缺陷及对其力学性能的影响，从而确定铝合金长臂件力学性能不稳定的主要原因。

1、试验条件

1.1 铝合金长臂件的制备

铝合金长臂件材质为A356合金。A356合金采用火焰反射炉熔炼和电阻坩埚炉保温。采用氩气精炼处理，处理温度为730±10℃、时间为25 min；采用Al-10Sr中间合金变质处理，处理温度为730±10 ℃，Sr加入量为0.02%~0.025%；采用Al-5Ti-1B中间合金细化处理，处理温度为730±10℃，Ti加入量为0.13%~0.16%。

采用金属铸型和增压法差压铸造。差压铸造的浇注温度为730±10 ℃、系统压力为0.15 MPa、结晶压力为0.2 MPa。

表1:铝合金长臂件的热处理规范。

1.2 试样的制备及显微组织观察

断口试样从铝合金长臂件最外端的厚壁较大部位截取。制备φ6mm圆棒拉伸试样进行拉伸试验后，选取力学性能较高的拉伸试样断口（试样3）和较低的拉伸试样断口（试样4）。试样3的抗拉强度为324 MPa、伸长率为13.0%，试样4的抗拉强度为298 MPa、伸长率为3.5%。

金相组织观察用试样1从试样3的相邻部位截取，试样2从试样4的相邻部位截取。采用砂纸由粗到细磨至光亮后进行抛光，采用0.5%氢氟酸水溶液浸蚀，用酒精清洗吹干后，在ZEISS型金相显微镜下观察其显微组织及可能存在的气孔、氧化杂物、疏松及缩孔等缺陷。

在Quanta250FEG型热场扫描电镜下观察断口试样3、试样4断口的形貌。

2、试验结果与分析

2.1 金相组织观察

图1:试样1的金相组织

图2:试样2的金相组织

对力学性能差异较大的两个断口附近取得的试样1、试样2分别进行金相组织观察，见图1和图2。结果发现，两个试样金相组织中均未见气孔和氧化夹杂缺陷，且都呈现A356合金的典型显微形貌，组织均匀、晶粒细化，但试样2存在疏松缺陷。

铝合金长臂件金相组织中未见气孔和氧化夹杂缺陷。首先是良好的精炼处理效果。铝合金熔炼过程中虽然由于空气/Al液界面的O2、H2O与Al液发生化学反应（3O2＋4Al＝2Al2O3、3H2O＋2Al＝Al2O3＋6H）产生气体和氧化夹杂，但精炼过程中吹入氩气后，在铝合金液内部产生了大量的细小氩气气泡。根据分压差定律，由于氩气气泡内H2的起始分压低于铝合金液中H2的分压，氩气气泡与铝合金液的接触面上存在压力差，溶于铝合金液中的H2向氩气气泡内扩散，直到氩气气泡内H2的分压和铝合金液中H2的分压相等时才停止。另外，铝合金液中的氧化夹杂受到搅动时相互碰撞、聚集和长大，达到一定尺寸后可能会与上浮的氩气气泡碰撞而被吸附到气泡表面。氩气气泡上浮到铝合金液表面后破裂，气泡内的H2逸入大气中，氧化夹杂漂浮在铝合金液表面，以炉渣的形式被撇除；其次，差压铸造过程中铝合金液通过插入到保温炉底部的升液管进入铸型内腔，由于铸型内腔有一定的反压力，保温炉底部的优质铝合金液可以相对平稳地流入铸型，极大地避免了产生涡流和紊流，防止产生二次吸气和氧化夹杂。但铝合金长臂件的熔炼及铸造工艺无法有效避免疏松缺陷的产生，在力学性能较差部位，观察到尺寸范围在10～50μm的疏松缺陷，见图2b。

铝合金长臂件的显微组织为呈树枝状分布的α固溶体，共晶Si呈细小点状和椭圆形分布于枝晶间，是A356合金的典型组织。这主要来源于加入Al-10Sr中间合金的良好变质处理效果。加入到铝合金液中的Sr吸附在共晶Si的生长台阶上，达到一定浓度后将阻碍共晶Si沿原来的台阶生长，改变了Si原子的堆积次序，导致了大量孪晶产生。同时，Sr又提高Al的化学位，使共晶Si的生长速度低于α固溶体的生长速度，α固溶体成为领先相，共晶Si的生长受到限制，最终形成粒状组织。

加入Al-5Ti-1B中间合金熔化后，会生成（Al，Ti）B2，它本身不稳定，会逐渐变为TiB2。根据超形核理论，由于Al与TiB2晶体之间存在活性梯度，Ti将通过扩散在颗粒表面富集，导致TiB2/液体界面上的浓度增加。在A356合金中，Si也可以偏聚到TiB2颗粒表面，这样在TiB2颗粒表面形成三元铝化物（Al1-xSi）3。A356合金中Si的存在使包晶成分点向更低的Ti量位移，因而三元化合物在较低的Ti浓度时在TiB2/Al液体界面是稳定的。TiB2颗粒的存在是获得有效细化的基本条件[11]。加之，TiB2尺寸很小，数量较多，并且弥散分布，其晶体结构和晶格常数与铝相近，成为生核基底。添加B形成的TiB2质点是六方结构（晶格常数α＝0.303 nm，c＝0.323 nm），硼化物的{0001}面有利于{111}面铝（面心立方结构、晶格常数α＝0.404nm）高效形核。铝合金液中的TiAl3、TiB2、AlB2均可成为铝合金的形核基底，从而细化晶粒。TiAl3、TiB2、AlB2的质点越小，曲率越大，形核能越低，越易于形核。

2.2 断口形貌观察

图3和图4是试样3和试样4的断口形貌。可以看出，试样3断口的韧窝大而深，并存在少量经过较大塑性变形产生的二次拉伸裂纹，属于韧性断裂；试样4断口的韧窝小而浅，并存在少量的解理面（图4），属于准解理特征的脆性断裂。试样3、试样4拉伸试样的断口形貌分析结果与力学性能的检测结果相符。

但是，试样3、试样4拉伸试样的断口均存在气孔缺陷，见图5。试样4的断口还存在氧化夹杂缺陷（见图6），从图7能谱分析结果来看，氧化夹杂中Al、O、Si、C的质量分数分别为57.91%、6.68%、19.85%、12.10%，由此判定，氧化夹杂为Al2O和SiC的混合物。由于试样4气孔和氧化夹杂的数量很少，在拉伸试样断口上仅发现一处氧化夹杂，所以在附近区域取得的试样1金相组织的观察区域内未发现气孔和氧化夹杂缺陷。

图8和图9为试样3、试样4宏观断口形貌及微观断口形貌。可以看出，试样3疏松缺陷的数量较少（见图8a），最大尺寸为0.116 mm（见图9a）；试样4疏松缺陷的数量较多（见图8b），最大尺寸为0.793mm（见图9b）。铝合金长臂件存在疏松缺陷，其原因在于：差压铸造铝合金长臂件采用底注式浇注系统，要求铝合金液在差压铸造过程中由外到内、自上而下顺序凝固。由于试样3和试样4的取样部位均在远离浇口的长臂最外端的壁厚较大部位，当铸型温度控制不当时，经由壁厚较小部位向壁厚较大部位输送的铝合金液在壁厚较小部位首先凝固后，导致壁厚较大部位的铝合金液在无补缩压力下凝固和结晶，出现疏松缺陷。疏松缺陷是壁厚较大部位力学性能不稳定的主要原因。