歐翅翔， 汪樟鋒， 劉鋒睿， 王孟君， 陳柏辰

（1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410083；2. 昆山六豐機(jī)械有限公司研發(fā)中心，江蘇 蘇州215300)

鋁合金輪轂因?yàn)槠滟|(zhì)量輕、性能好和舒適性好等優(yōu)點(diǎn)，成為近年來(lái)應(yīng)用最廣泛的輪轂類型[1]，尤其是近年來(lái)隨著對(duì)節(jié)能減排和汽車輕量化的要求越來(lái)越高， 占鑄造鋁合金使用量80%、 具有減重節(jié)能特性的A356鋁合金的開(kāi)發(fā)與應(yīng)用得到了普遍的關(guān)注[2]。 Pan Fan 等[3]利用流體動(dòng)力學(xué)軟件FLUENT 對(duì)低壓鑄造A356 鋁合金輪轂宏觀偏析進(jìn)行預(yù)測(cè)， 預(yù)測(cè)結(jié)果與光學(xué)分析定性一致。M.Ghods 等[4]提出了Al-7Si 合金共晶面積分?jǐn)?shù)與溶質(zhì)含量之間的關(guān)系式，確定了定向凝固條件下鑄錠橫截面的共晶成分分布。Darlapudi A 等[5]研究了三元合金元素對(duì)Al-Si 共晶組織和Si 形貌的影響， 發(fā)現(xiàn)共晶硅的形貌與共晶晶粒的形核密度有關(guān)，增加共晶形核密度促進(jìn)共晶晶粒纖維狀向片狀轉(zhuǎn)變。

然而在A356 鋁合金輪轂的低壓鑄造生產(chǎn)中，輪輻部位經(jīng)常出現(xiàn)Si 偏析現(xiàn)象， 不僅對(duì)產(chǎn)品的外觀產(chǎn)生不良影響，而且還會(huì)削弱力學(xué)性能，同時(shí)由于Si 和Fe 在鋁中形成的二元、三元化合物和游離Si 等有很大的熱脆性，在應(yīng)力作用下極易產(chǎn)生裂紋，對(duì)產(chǎn)品安全性有很大影響[6]。 并且溶質(zhì)偏析對(duì)凝固過(guò)程中疏松縮孔缺陷形成也會(huì)產(chǎn)生影響[7]。因此，對(duì)A356 鋁合金輪轂Si 偏析現(xiàn)象進(jìn)行研究就顯得尤為重要。

相關(guān)研究發(fā)現(xiàn)， 影響Si 偏析的因素主要分為四大類：①原始爐料的遺傳性[8]；②熔體攪拌方式及程度[9-10]；③鑄造冷卻工藝[11]；④變質(zhì)及細(xì)化工藝[12-14]。 文中主要考慮的是鑄造冷卻工藝方面，通過(guò)對(duì)A356 鋁合金輪轂不同部位進(jìn)行組織分析， 并測(cè)量相應(yīng)部位的力學(xué)性能（UTS、YS、EL），建立Si 偏析現(xiàn)象的表征方法，研究Si 偏析與SDAS 值對(duì)鑄件力學(xué)性能的綜合影響。以期對(duì)低壓鑄造輪轂的順序凝固控制起指導(dǎo)作用。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用的材料為A356.2 鋁合金， 該合金屬于亞共晶鑄造鋁合金， 其固/液相線溫度分別為613 ℃和542 ℃。 經(jīng)除氣除渣和變質(zhì)處理后，由轉(zhuǎn)湯包運(yùn)轉(zhuǎn)至低壓鑄造機(jī)進(jìn)行澆注。 鋁液成分如表1 所列。

表1 A356.2 合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of A356.2 alloy單位： 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%

選擇經(jīng)T6 熱處理（固溶540 ℃×300 min，時(shí)效150 ℃×180 min） 后輪轂產(chǎn)品的輪輻與胎環(huán)部分，從輪輻中間位置進(jìn)行剖切，對(duì)其同一水平截面的不同部位進(jìn)行取樣，取樣位置如圖1 所示。 試樣的位置名稱及編號(hào)依次為1#上輪緣、2#下輪緣、3#輪輻尾部、4#輪輻R 角、5#輪輻尖部，一共5 個(gè)位置。

取樣前對(duì)輪輻外觀面進(jìn)行了拋光處理， 發(fā)現(xiàn)3#輪輻尾部、4#輪輻R 角表面均有灰斑外觀缺陷，其中R 角處最為嚴(yán)重。 取樣后對(duì)樣品進(jìn)行金相分析，采用電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測(cè)試， 并借助SIRION200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)試樣微觀組織進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 樣品橫截面金相分析

樣品的100×金相照片如圖2 所示，圖2（a）箭頭所指白色區(qū)域?yàn)槌跎?Al，深色區(qū)域?yàn)楣簿ЫM織。通過(guò)對(duì)比輪轂各部位的金相照片，發(fā)現(xiàn)不同部位的共晶組織形貌和晶粒大小均存在差異，樣品3#、4#對(duì)應(yīng)的金相照片圖2（c）、圖2（d）中出現(xiàn)大片的共晶組織聚集，共晶組織呈現(xiàn)不規(guī)則的多角狀，且共晶組織內(nèi)部存在板條狀和針狀的共晶Si 相。1#、2#、5#樣品對(duì)應(yīng)的金相照片圖2（a）、圖2（d）、圖2（e）中初生的α-Al 相呈典型的發(fā)達(dá)樹枝狀形態(tài)，共晶硅細(xì)小彌散的分布在枝晶間，共晶組織聚集現(xiàn)象不明顯。

2.2 Si 偏析的表征

使用具有定量金相分析能力的光學(xué)顯微鏡結(jié)合Image pro plus 6.0 圖像處理軟件， 測(cè)量并計(jì)算樣品共晶區(qū)域面積占整體區(qū)域百分比、 共晶區(qū)域中Si 顆粒平均面積和長(zhǎng)徑比、二次枝晶臂距（SDAS），以期對(duì)輪轂Si 偏析現(xiàn)象進(jìn)行表征， 相關(guān)數(shù)據(jù)測(cè)量方法如圖3 所示。

共晶區(qū)域面積百分比由式（1）得出：

式中，fE為共晶區(qū)域面積百分比；Si為共晶區(qū)域的面積；S 為測(cè)量區(qū)域的總面積；u 為測(cè)量區(qū)域的個(gè)數(shù)。

依據(jù)參考文獻(xiàn)[15]，采用截線法測(cè)量二次枝晶臂間距，公式如下：

式中，d 為二次枝晶臂間距；li為線段的總長(zhǎng)度；pi為線段穿過(guò)的二次枝晶臂個(gè)數(shù)；k 為測(cè)量線段的個(gè)數(shù)，線段兩端位于二次枝晶臂的中軸線上，如圖3（a）所示。

依據(jù)參考文獻(xiàn)[16]，共晶區(qū)域中Si 顆粒長(zhǎng)徑比和Si 顆粒平均面積如下：

式中，R 為長(zhǎng)徑比；Am為平均面積；m 為一個(gè)樣品中的視場(chǎng)數(shù)；n 為一個(gè)視場(chǎng)中的Si 顆粒數(shù)；Ll為長(zhǎng)軸長(zhǎng)度；Ls為短軸長(zhǎng)度。 為減少測(cè)量誤差，在圖3（b）中將Si 顆粒近似為橢圓， 區(qū)域內(nèi)直徑小于1 μm 的Si 顆粒不進(jìn)行計(jì)數(shù)。

圖4 所示為共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積、Si顆粒長(zhǎng)徑比和二次枝晶臂間距的分析結(jié)果?？梢杂^察到，4#樣品的共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積和Si 顆粒長(zhǎng)徑比分別為34.83%、11.33 μm2和2.46， 均高于其他樣品， 同時(shí)在鑄件輪輻R 角處共晶組織更為聚集，并且Si 顆粒更大、更接近于長(zhǎng)條狀和針狀，表明共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積和Si 顆粒長(zhǎng)徑比越大，Si 偏析程度越高，采用文中所述方法獲得的共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積、Si 顆粒長(zhǎng)徑比可以很好地表征Si 偏析程度。

從圖4 中的數(shù)據(jù)還可以發(fā)現(xiàn)，共晶區(qū)域面積百分比與SDAS 值有一定的聯(lián)系，共晶區(qū)域面積百分比隨著SDAS 值的增大而增大， 其中4#樣品SDAS 值達(dá)到了56.89 μm。 二次枝晶臂在接近枝晶尖端的部位形成，最初呈現(xiàn)正弦波的形式[17]。 由于一次主干尖端向其徑向排出溶質(zhì)，導(dǎo)致晶間處溶質(zhì)的富集，尖端生長(zhǎng)速率加快，形成胞狀組織。 如果生長(zhǎng)條件滿足樹枝狀的形成條件，胞狀就會(huì)迅速轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲?，呈現(xiàn)出垂直于一次主干的二次枝晶臂。 依據(jù)Feurer 和Wunderlin[18]的理論，冷卻速率越慢，局部凝固時(shí)間越長(zhǎng)，等軸生長(zhǎng)后的二次間距越大，α-Al 相越粗大。 二次枝晶臂間距越大，Si 在枝晶間富集的空間越大，導(dǎo)致液相間聚集的硅濃度升高，形成晶間偏析，初生Si呈板條狀或或粗大針狀，并且分布不均勻。

2.3 樣品橫截面SEM 及EDS 分析

輪轂不同部位的SEM 照片如圖5 所示， 從圖5中發(fā)現(xiàn)不同樣品Si 顆粒的大小和形狀均不相同，樣品3#、4#對(duì)應(yīng)的掃描照片圖5（c）、圖5（d）中出現(xiàn)較大塊狀和板條狀的Si 相， 并且同時(shí)存在細(xì)小聚集Si 相，且分布不均勻。樣品1#、2#對(duì)應(yīng)的金相照片圖5（a）、圖5（b）中Si 相呈細(xì)小彌散狀分布，樣品5#對(duì)應(yīng)的金相照片e 中出現(xiàn)了短桿狀Si 相，且分布比較聚集。

采用EDS 能譜分析方法對(duì)輪轂不同部位樣品進(jìn)行半定量分析， 檢測(cè)結(jié)果如圖5 中白色線框標(biāo)注所示。 圖5（d）中白色長(zhǎng)條狀組織Fe 元素含量較高，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到了12.68 %， 可以確定此處為富鐵相。樣品3#、4#共晶區(qū)域Si 元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，結(jié)合金相分析，可判斷在輪輻尾部和輪輻R 角處Al-Si 共晶相析出較多。

A356 鋁合金在凝固過(guò)程中，一部分Si 保留在過(guò)飽和固溶體中，一部分與Mg 元素形成沉淀相Mg2Si，剩余的Si 在凝固后期擴(kuò)散到枝晶間， 發(fā)生共晶反應(yīng)形成Al-Si 共晶相[19]。 共晶合金的凝固通常產(chǎn)生兩相顯微組織，它們的形貌是由結(jié)晶前沿的固液界面動(dòng)力學(xué)決定的[20]。對(duì)于金屬-非金屬型共晶，可能由于非金屬生長(zhǎng)的動(dòng)態(tài)過(guò)冷度較大， 會(huì)造成較大的溶質(zhì)聚集。對(duì)于A356 鋁合金，隨著凝固的進(jìn)行，固液界面向前推移，Si 向枝晶間聚集，并通過(guò)枝晶間通道擴(kuò)散到液

注：元素含量均為質(zhì)量分?jǐn)?shù)相區(qū)， 最終導(dǎo)致后凝固部位的Si 含量高于先凝固部位。Seniw M E et al[21]研究發(fā)現(xiàn)，在接近最后熔融金屬凝固的位置，Al-Si 共晶的體積分?jǐn)?shù)增加， 這與文中實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。

2.4 樣品拉伸性能測(cè)試

通過(guò)對(duì)輪轂不同部位樣品進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，分析SDAS 值與偏析程度對(duì)鑄件力學(xué)性能的影響。試樣的取樣位置與金相實(shí)驗(yàn)取樣位置一致，每個(gè)位置取3 個(gè)試樣，采用非標(biāo)準(zhǔn)試樣，其尺寸如圖6 所示，試樣厚度為2 mm。 采用的拉伸機(jī)拉伸速率設(shè)定為0.5 mm/min。 拉伸測(cè)試結(jié)果如圖7 所示，數(shù)據(jù)取3 個(gè)試樣的平均值。

由圖7 可知，輪轂下輪緣和上輪緣區(qū)域的綜合力學(xué)性能優(yōu)于輪輻區(qū)域。 1#上輪緣部分的平均抗拉強(qiáng)度、 屈服強(qiáng)度和延伸率分別為266.01、176.00 MPa、14.29%，4#輪輻R 角部分的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為229.02、152.67 MPa、5.34%，相對(duì)于上輪緣部分分別下降了13.91%、13.26%、62.63%。 結(jié)合前述OM、SEM 分析結(jié)果，可確定鑄件的Si 偏析對(duì)鑄件力學(xué)性能有一定影響，Si 偏析程度越大，力學(xué)性能有下降的趨勢(shì)， 特別是對(duì)于鑄件延伸率影響最大。同時(shí)合金的二次枝晶臂間距（SDAS）對(duì)鑄件拉伸性能有重要影響[22]，5#樣品的共晶區(qū)域面積相對(duì)于其他樣品較小， 若只考慮Si 偏析程度， 其拉伸性能應(yīng)該最好， 但是其SDAS 值相對(duì)于1#、2#和3#樣品較大，相應(yīng)的出現(xiàn)了拉伸性能稍低的現(xiàn)象。所以在分析鑄件拉伸性能時(shí)，SDAS 應(yīng)與Si 偏析程度綜合考慮。

鋁合金輪轂在低壓鑄造生產(chǎn)時(shí)，為防止縮孔和縮松，獲得組織致密且無(wú)縮孔的鑄件，需要保證鑄件的順序凝固。 通常凝固的順序?yàn)椋荷陷喚墶キh(huán)→下輪緣→輪輻→安裝面→中心孔[23]。 但是在實(shí)際生產(chǎn)中，由于冷卻工藝和模具結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)問(wèn)題，輪轂的順序凝固難以保證。通過(guò)觀察輪轂結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)輪輻尾部和輪輻R 角均為輪轂的厚大部位，容易形成熱節(jié)，此部位不僅會(huì)因?yàn)檠a(bǔ)縮問(wèn)題而產(chǎn)生縮孔縮松缺陷，而且會(huì)產(chǎn)生Si 偏析問(wèn)題， 同時(shí)由于輪輻尾部和輪輻R 角冷卻速率慢，會(huì)產(chǎn)生晶粒粗大現(xiàn)象，最終降低輪轂的力學(xué)性能。

鋁輪轂低壓鑄造時(shí)，由于鑄件較大，加之各處壁厚不同，鑄造時(shí)若各部位冷卻速率不同，易導(dǎo)致Si 偏析現(xiàn)象的出現(xiàn)，影響其力學(xué)性能的均勻性。 在工廠的生產(chǎn)條件下，改善Si 偏析的途徑主要有：①增強(qiáng)偏析部位的冷卻，最直接有效的方法就是增加冷卻風(fēng)管的風(fēng)速和提前冷卻通道的開(kāi)啟時(shí)間，也可以通過(guò)增設(shè)冷鑲塊增加偏析部位的冷卻速率，增大過(guò)冷度可減小臨界晶核半徑和形核功，從而可以減小合金組織中初生α-Al 相和Si 相的尺寸，使Si 相沒(méi)有富集長(zhǎng)大的空間條件，減少Si 偏析的出現(xiàn)；②適當(dāng)降低澆鑄溫度與澆鑄速度，澆鑄溫度太高，澆鑄速度太快，均會(huì)延緩鑄件冷卻，從而使偏析加劇；③熔體的電磁攪拌，在電磁振蕩作用下，溶質(zhì)分配系數(shù)增大，結(jié)晶區(qū)間變小，溫度場(chǎng)和濃度場(chǎng)趨于均勻， 微觀組織非枝晶化程度提高，可抑制溶質(zhì)元素的宏觀偏析。

3 結(jié) 論

1）通過(guò)金相分析，發(fā)現(xiàn)輪輻尾部、輪輻R 角存在大片的共晶組織聚集， 共晶組織呈現(xiàn)不規(guī)則的多角狀， 且共晶組織內(nèi)部分布有板條狀和針狀的共晶Si 相。

2）采用文中所述方法獲得的共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積、Si 顆粒長(zhǎng)徑比可以很好的表征Si 偏析程度。共晶面積分?jǐn)?shù)、Si 顆粒平均面積和Si 顆粒長(zhǎng)徑比越大，Si 偏析程度越高。

3）通過(guò)SEM、EDS 分析，發(fā)現(xiàn)輪輻尾部和輪輻R 角處Al-Si 共晶相析出較多，并形成Si 團(tuán)簇。 為減輕甚至消除輪輻尾部及R 角等厚大部位的Si 偏析現(xiàn)象，可從模具冷卻工藝和模具結(jié)構(gòu)優(yōu)化方面進(jìn)行考慮。

4）通過(guò)拉伸性能測(cè)試分析，發(fā)現(xiàn)上、下輪緣的綜合力學(xué)性能優(yōu)于輪輻區(qū)域。 上輪緣抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為266.01、176.00 MPa、14.29%，R角抗拉強(qiáng)度、 屈服強(qiáng)度和延伸率分別為229.02、152.67 MPa、5.34%， 相對(duì)于上輪緣部分分別下降了13.91%、13.26%、62.63%。在分析鑄件拉伸性能時(shí)，應(yīng)綜合考慮SDAS 與Si 偏析的影響。 文中提出的解決方案可以對(duì)鑄造輪轂的Si 偏析改善提供指導(dǎo)作用。