A356 鋁合金輪轂Si 偏析現象及力學性能

歐翅翔， 汪樟鋒， 劉鋒睿， 王孟君， 陳柏辰

（1. 中南大學材料科學與工程學院，長沙410083；2. 昆山六豐機械有限公司研發中心，江蘇 蘇州215300)

鋁合金輪轂因為其質量輕、性能好和舒適性好等優點，成為近年來應用最廣泛的輪轂類型[1]，尤其是近年來隨著對節能減排和汽車輕量化的要求越來越高， 占鑄造鋁合金使用量80%、 具有減重節能特性的A356鋁合金的開發與應用得到了普遍的關注[2]。 Pan Fan 等[3]利用流體動力學軟件FLUENT 對低壓鑄造A356 鋁合金輪轂宏觀偏析進行預測， 預測結果與光學分析定性一致。M.Ghods 等[4]提出了Al-7Si 合金共晶面積分數與溶質含量之間的關系式，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Al-Si 共晶組織和Si 形貌的影響， 發現共晶硅的形貌與共晶晶粒的形核密度有關，增加共晶形核密度促進共晶晶粒纖維狀向片狀轉變。

然而在A356 鋁合金輪轂的低壓鑄造生產中，輪輻部位經常出現Si 偏析現象， 不僅對產品的外觀產生不良影響，而且還會削弱力學性能，同時由于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，在應力作用下極易產生裂紋，對產品安全性有很大影響[6]。 并且溶質偏析對凝固過程中疏松縮孔缺陷形成也會產生影響[7]。因此，對A356 鋁合金輪轂Si 偏析現象進行研究就顯得尤為重要。

相關研究發現， 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變質及細化工藝[12-14]。 文中主要考慮的是鑄造冷卻工藝方面，通過對A356 鋁合金輪轂不同部位進行組織分析， 并測量相應部位的力學性能（UTS、YS、EL），建立Si 偏析現象的表征方法，研究Si 偏析與SDAS 值對鑄件力學性能的綜合影響。以期對低壓鑄造輪轂的順序凝固控制起指導作用。

1 實驗材料與方法

試驗采用的材料為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 ℃。 經除氣除渣和變質處理后，由轉湯包運轉至低壓鑄造機進行澆注。 鋁液成分如表1 所列。

表1 A356.2 合金的化學成分Table 1 Chemical composition of A356.2 alloy單位： 質量分數，%

選擇經T6 熱處理（固溶540 ℃×300 min，時效150 ℃×180 min） 后輪轂產品的輪輻與胎環部分，從輪輻中間位置進行剖切，對其同一水平截面的不同部位進行取樣，取樣位置如圖1 所示。 試樣的位置名稱及編號依次為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 個位置。

取樣前對輪輻外觀面進行了拋光處理， 發現3#輪輻尾部、4#輪輻R 角表面均有灰斑外觀缺陷，其中R 角處最為嚴重。 取樣后對樣品進行金相分析，采用電子萬能試驗機進行拉伸測試， 并借助SIRION200場發射掃描電鏡對試樣微觀組織進行分析。

2 試驗結果及討論

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）箭頭所指白色區域為初生α-Al，深色區域為共晶組織。通過對比輪轂各部位的金相照片，發現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#對應的金相照片圖2（c）、圖2（d）中出現大片的共晶組織聚集，共晶組織呈現不規則的多角狀，且共晶組織內部存在板條狀和針狀的共晶Si 相。1#、2#、5#樣品對應的金相照片圖2（a）、圖2（d）、圖2（e）中初生的α-Al 相呈典型的發達樹枝狀形態，共晶硅細小彌散的分布在枝晶間，共晶組織聚集現象不明顯。

2.2 Si 偏析的表征

使用具有定量金相分析能力的光學顯微鏡結合Image pro plus 6.0 圖像處理軟件， 測量并計算樣品共晶區域面積占整體區域百分比、 共晶區域中Si 顆粒平均面積和長徑比、二次枝晶臂距（SDAS），以期對輪轂Si 偏析現象進行表征， 相關數據測量方法如圖3 所示。

共晶區域面積百分比由式（1）得出：

式中，fE為共晶區域面積百分比；Si為共晶區域的面積；S 為測量區域的總面積；u 為測量區域的個數。

依據參考文獻[15]，采用截線法測量二次枝晶臂間距，公式如下：

式中，d 為二次枝晶臂間距；li為線段的總長度；pi為線段穿過的二次枝晶臂個數；k 為測量線段的個數，線段兩端位于二次枝晶臂的中軸線上，如圖3（a）所示。

依據參考文獻[16]，共晶區域中Si 顆粒長徑比和Si 顆粒平均面積如下：

式中，R 為長徑比；Am為平均面積；m 為一個樣品中的視場數；n 為一個視場中的Si 顆粒數；Ll為長軸長度；Ls為短軸長度。 為減少測量誤差，在圖3（b）中將Si 顆粒近似為橢圓， 區域內直徑小于1 μm 的Si 顆粒不進行計數。

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

從圖4 中的數據還可以發現，共晶區域面積百分比與SDAS 值有一定的聯系，共晶區域面積百分比隨著SDAS 值的增大而增大， 其中4#樣品SDAS 值達到了56.89 μm。 二次枝晶臂在接近枝晶尖端的部位形成，最初呈現正弦波的形式[17]。 由于一次主干尖端向其徑向排出溶質，導致晶間處溶質的富集，尖端生長速率加快，形成胞狀組織。 如果生長條件滿足樹枝狀的形成條件，胞狀就會迅速轉變為樹枝狀，呈現出垂直于一次主干的二次枝晶臂。 依據Feurer 和Wunderlin[18]的理論，冷卻速率越慢，局部凝固時間越長，等軸生長后的二次間距越大，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中發現不同樣品Si 顆粒的大小和形狀均不相同，樣品3#、4#對應的掃描照片圖5（c）、圖5（d）中出現較大塊狀和板條狀的Si 相， 并且同時存在細小聚集Si 相，且分布不均勻。樣品1#、2#對應的金相照片圖5（a）、圖5（b）中Si 相呈細小彌散狀分布，樣品5#對應的金相照片e 中出現了短桿狀Si 相，且分布比較聚集。

采用EDS 能譜分析方法對輪轂不同部位樣品進行半定量分析， 檢測結果如圖5 中白色線框標注所示。 圖5（d）中白色長條狀組織Fe 元素含量較高，其質量分數達到了12.68 %， 可以確定此處為富鐵相。樣品3#、4#共晶區域Si 元素的質量分數較高，結合金相分析，可判斷在輪輻尾部和輪輻R 角處Al-Si 共晶相析出較多。

A356 鋁合金在凝固過程中，一部分Si 保留在過飽和固溶體中，一部分與Mg 元素形成沉淀相Mg2Si，剩余的Si 在凝固后期擴散到枝晶間， 發生共晶反應形成Al-Si 共晶相[19]。 共晶合金的凝固通常產生兩相顯微組織，它們的形貌是由結晶前沿的固液界面動力學決定的[20]。對于金屬-非金屬型共晶，可能由于非金屬生長的動態過冷度較大， 會造成較大的溶質聚集。對于A356 鋁合金，隨著凝固的進行，固液界面向前推移，Si 向枝晶間聚集，并通過枝晶間通道擴散到液

注：元素含量均為質量分數相區， 最終導致后凝固部位的Si 含量高于先凝固部位。Seniw M E et al[21]研究發現，在接近最后熔融金屬凝固的位置，Al-Si 共晶的體積分數增加， 這與文中實驗結果一致。

2.4 樣品拉伸性能測試

通過對輪轂不同部位樣品進行室溫拉伸測試，分析SDAS 值與偏析程度對鑄件力學性能的影響。試樣的取樣位置與金相實驗取樣位置一致，每個位置取3 個試樣，采用非標準試樣，其尺寸如圖6 所示，試樣厚度為2 mm。 采用的拉伸機拉伸速率設定為0.5 mm/min。 拉伸測試結果如圖7 所示，數據取3 個試樣的平均值。

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

鋁合金輪轂在低壓鑄造生產時，為防止縮孔和縮松，獲得組織致密且無縮孔的鑄件，需要保證鑄件的順序凝固。 通常凝固的順序為：上輪緣→胎環→下輪緣→輪輻→安裝面→中心孔[23]。 但是在實際生產中，由于冷卻工藝和模具結構設計問題，輪轂的順序凝固難以保證。通過觀察輪轂結構，發現輪輻尾部和輪輻R 角均為輪轂的厚大部位，容易形成熱節，此部位不僅會因為補縮問題而產生縮孔縮松缺陷，而且會產生Si 偏析問題， 同時由于輪輻尾部和輪輻R 角冷卻速率慢，會產生晶粒粗大現象，最終降低輪轂的力學性能。

鋁輪轂低壓鑄造時，由于鑄件較大，加之各處壁厚不同，鑄造時若各部位冷卻速率不同，易導致Si 偏析現象的出現，影響其力學性能的均勻性。 在工廠的生產條件下，改善Si 偏析的途徑主要有：①增強偏析部位的冷卻，最直接有效的方法就是增加冷卻風管的風速和提前冷卻通道的開啟時間，也可以通過增設冷鑲塊增加偏析部位的冷卻速率，增大過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 相沒有富集長大的空間條件，減少Si 偏析的出現；②適當降低澆鑄溫度與澆鑄速度，澆鑄溫度太高，澆鑄速度太快，均會延緩鑄件冷卻，從而使偏析加??；③熔體的電磁攪拌，在電磁振蕩作用下，溶質分配系數增大，結晶區間變小，溫度場和濃度場趨于均勻， 微觀組織非枝晶化程度提高，可抑制溶質元素的宏觀偏析。

3 結 論

1）通過金相分析，發現輪輻尾部、輪輻R 角存在大片的共晶組織聚集， 共晶組織呈現不規則的多角狀， 且共晶組織內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數、Si 顆粒平均面積、Si 顆粒長徑比可以很好的表征Si 偏析程度。共晶面積分數、Si 顆粒平均面積和Si 顆粒長徑比越大，Si 偏析程度越高。

3）通過SEM、EDS 分析，發現輪輻尾部和輪輻R 角處Al-Si 共晶相析出較多，并形成Si 團簇。 為減輕甚至消除輪輻尾部及R 角等厚大部位的Si 偏析現象，可從模具冷卻工藝和模具結構優化方面進行考慮。

4）通過拉伸性能測試分析，發現上、下輪緣的綜合力學性能優于輪輻區域。 上輪緣抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為266.01、176.00 MPa、14.29%，R角抗拉強度、 屈服強度和延伸率分別為229.02、152.67 MPa、5.34%， 相對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，應綜合考慮SDAS 與Si 偏析的影響。 文中提出的解決方案可以對鑄造輪轂的Si 偏析改善提供指導作用。