鑄造a356-6鋁合金板不同位置處的拉伸性能

1力學性能的研究由于其良好的鑄造性能、良好的耐腐蝕性、高的重量比和低的鑄造成本，鋁合金被廣泛應用于汽車和航空工業[1.4]。其中，al-si7-mg（3a56）鋁合金通常用于制備汽車氣缸蓋和車輛滑動框架的結構。鑄造鋁合金構件的主要問題是存在孔隙、氧化物和非金屬夾雜物等缺陷,這些缺陷強烈影響構件的服役性能。鑄造A356鋁合金的力學性能取決于構件中相的特性及其分布,缺陷的性質、數量和尺寸。盡管鑄造A356鋁合金的力學性能及其疲勞性能得到了廣泛的研究[4～9],但仍然有一些問題有待于進一步研究予以澄清,比如,鑄造鋁合金在拉伸過程中裂紋的萌生及其擴展的定量分析有待進一步的建立。在疲勞載荷加載中,短裂紋擴展行為取決于應力狀態和組織結構特征,比如,硅粒子和α-Al形態、分布及其大小,缺陷的性質、分布、數量及其大小。因此,充分研究鑄造鋁合金的拉伸性能及其微觀組織特征是定量分析和描述短裂紋擴展的前提,為定量模擬和建立疲勞短裂紋行為提供基本的信息,也為鑄造A356鋁合金的工程應用奠定基礎。沒有經過Sr改性和熱等靜壓處理的鑄造A356合金,其具有優異的加工性能和制備成本低等特點,但關于其拉伸性能,疲勞特征及其機制研究較少。因此,研究該類合金的力學性能及其疲勞機制在工業生產上具有重要的意義。本試驗主要研究鑄造A356(Al-Si7-Mg)的拉伸性能和分析拉伸斷口及其斷口縱剖面的微觀組織特征。2測試2.1澆注溫度設計試驗用鑄造A356鋁合金板通過細砂澆注成型,澆注溫度為700℃;鑄造前,在680℃對熔化金屬液脫氣30min,并按T6熱處理工藝對合金板進行熱處理,其合金板的化學成分如表1所示。2.2拉伸試驗及斷口形貌觀察按照圖1的取樣方位將鑄造A356-T6鋁合金板制成拉伸毛坯,并按照GB/T228-2002標準將其加工成拉伸試樣。在室溫條件下進行拉伸試驗,加載速率為0.008s-1,利用引伸計測定拉伸試樣的屈服強度、斷裂強度、延伸率。利用JEM-6400掃描電子顯微鏡來觀察拉伸試樣的斷口形貌。將拉伸斷口用環氧樹脂保護,并利用線切割將斷口沿拉伸軸向方向縱剖,將剖面先在不同粗細的金相砂紙上磨制,然后用2.5μm的金相液進行拋光,采用0.5%氫氟酸水溶液進行組織腐蝕,最后置于MeF3型光學顯微鏡下觀察斷口縱剖面的組織形貌。3試驗結果與討論3.1拉伸屈服強度和斷裂強度的測量結果在室溫條件下對鑄造A356-T6鋁合金進行拉伸試驗,所測得的試驗結果列于表2中。拉伸強度及其延伸率隨鑄造位置的變化趨勢如圖2所示,在繪制圖2時,將同一水平面上的兩根試樣的拉伸值進行平均,并以澆道口所在的平面為零平面繪制拉伸性能隨高度變化趨勢。從表2中可以得出鑄造A356-T6鋁合金的平均屈服強度、斷裂強度、延伸率和斷面收縮率分別為216.64MPa,224MPa,1.086%和0.194%,經計算,相應值的標準差(StandardDeviation)分別為3.584MPa,10.884MPa,0.146%,0.043%,相應的平均值標準誤差(StandardErroroftheMean)分別為1.267MPa,3.628MPa,0.049%,0.014%,因此測得的平均值是可信的。鑄造A356-T6鋁合金的屈服強度和斷裂強度分別為文獻相應值的1.0和0.9,為文獻相應值的1.17和0.86,因此該合金的拉伸屈服強度較好,但斷裂強度較低。該合金斷裂強度低主要與其延伸率較低相關,而延伸率受鑄造合金內部缺陷的控制,文獻指出鑄造缺陷強烈的影響其斷裂延伸率。鑄造條件(包括鑄造溫度、澆注溫度梯度、澆注速度和鑄造壓力)的變化,將影響合金的凝固速率,進而影響鑄造合金的微觀結構。因此,即使相同合金成分和相同工藝制備的鑄造合金,其拉伸性能值也具有差異性。而對于熱處理工藝,雖然都采用T6熱處理,但是其固溶和時效溫度及時間并不相同。延長固溶時間,有利于合金元素充分溶入基體中,這樣合金的延伸性就能提高。從圖2中可以看出鑄造A356-T6鋁合金的拉伸屈服強度隨離澆道口平面距離的增加而減小,而斷裂強度則是先減小然后再增大。但鑄造A356-T6鋁合金的延伸率隨高度變化并不很明顯。這些拉伸性能的變化與鑄造過程中液態金屬的凝固方位和速率有關,一般來說離模壁和澆道口較近的金屬液首先凝固,而液態金屬的中心部位和離冒氣口較近的液體最后凝固,這樣在最后凝固的金屬中存在較多的渣滓、氧化膜和鑄造縮孔,因此這些位置處的金屬性能相對較低。而且Al–Si共晶體量和微觀空隙的密度沿著凝固路徑而增大,因此位于臨近鑄造合金體表面和遠離出氣端的試樣表現出較高的拉伸性能。同時在鑄造過程中由于凝固造成的氣孔、縮孔和澆注過程形成的渣滓和氧化膜等缺陷在凝固金屬中分布的隨機性,所以導致了拉伸性能隨鑄造高度變化的波動性,對于5#拉伸試樣,其斷裂強度和延伸率都遠低于其它拉伸試樣,主要在于其內部分布著更多的鑄造缺陷。3.2拉伸試樣的斷口分析鑄造A356-T6鋁合金板中的1#拉伸試樣的斷口形貌如圖3所示,其斷裂為準解理斷裂,也可以從掃描照片上看出韌窩形貌,如圖3a所示。在拉伸斷口表面存在鑄造留下的孔洞,如圖3a和圖3b中箭頭所指,孔洞尺寸大者達到幾百微米,小者只有幾個微米大。在斷口的表面可明顯的觀察到二次裂紋和鑄造縮孔,分別如圖3c箭頭所指和圖3d所示。在斷口表面可以看到合金內部存在與基體組織不同的相,如圖3c所示。圖3c中A處的點掃描表明該處含有C,O,Al和Si元素,其原子分數分別為42.94%,1.54%,54.78%和0.74%,在圖3c中B位置處的面能譜分析表明該位置處不含C元素,O,Al和Si元素的原子分數分別為7.23%,58.76%,34.01%。這些C和O元素是從澆注過程帶入的渣滓、氧化膜而形成的。其它拉伸試樣的斷口形貌與1#相似,都表現為準解理斷裂,在斷口表面都能觀察到韌窩,同時在斷口表面都分布著雜質、孔洞、鑄造縮孔和氧化膜等缺陷。5#與1#拉伸試樣的斷口形貌的唯一區別在于5#斷口表面有更多的位置分布鑄造縮孔,而且在斷口表面發現了開裂的粒子,如圖4a箭頭所示。在圖4a中C處的面掃描,該處含有C,O,Mg,Al,Si和Fe元素,其原子分數分別為13.47%,10.61%,1.02%,53.86%,20.71%和0.33%。結合拉伸斷裂強度,可以看出5#試樣的強度遠低于其它拉伸試樣,斷裂強度和斷面收縮率分別為1#試樣的83.65%和0.412。同時試驗過程中沒有測試出5#拉伸試樣的屈服強度,即表明試樣的斷裂強度低于其屈服強度值,這主要在于粒子的開裂和更多鑄造縮孔的影響導致了其力學性能的惡化。因為截面上縮孔的增多降低了承受外載荷的有效面積,所以試樣在較小的載荷下就可以發生斷裂。關于鑄造縮孔與鑄造合金的力學性能的定量關系到目前都沒有得到很好的解決,鑄造縮孔在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡下的形貌并不一樣。而且相同的鑄造縮孔在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡下的尺寸并不一致,Boileau等指出通過SEM在斷裂表面所測定的縮隙尺寸通常為光學顯微鏡下測定值的2倍～5倍,光學顯微鏡常低估縮孔的尺寸,因此,在定量分析孔洞尺寸與力學性能關系時,需要對通過金相測定的孔洞尺寸進行修正。參照文獻,圖5描述了光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡在測定縮孔尺寸上差別的原因。3.3構造型鋁合金的斷口觀察與分析將拉伸斷口縱剖,并制成金相試樣,其斷口縱剖面光學顯微鏡形貌如圖6所示。從圖中可以觀察到有很多硅粒子分布在斷口邊緣處。在縱剖面上可明顯看到裂紋是沿著簇狀共晶硅粒子擴展的,如圖6a中A箭頭所指和圖6b高倍光學顯微鏡形貌所示。在枝晶胞周圍共晶區域中可以明顯觀察到具有較多的裂紋,如圖6a和圖6c方框所示,而在胞內未發現裂紋,所以裂紋是沿著枝晶胞進行擴展,其導致試樣失效的方式為穿晶斷裂。在斷口邊緣可觀察到斷裂的共晶硅粒子,如圖6a和圖6b中白色箭頭所指。在離斷口面稍近位置處可以觀察到鑄造縮孔,如圖6d方框所示。從圖6c可以看出裂紋在共晶硅粒子簇狀多處形成,如圖中箭頭所指,并沿著共晶硅與基體結合面進行擴展,由于共晶硅粒子雜亂無章的分布在基體上,因此當裂紋擴展遇到與裂紋前進方向相異的共晶硅粒子時,將截斷共晶硅粒子,使硅粒子發生斷裂。Wang等指出對于未改性的A356鑄造鋁合金,當合金具有大尺度枝晶胞時,斷裂模式為穿晶斷裂。因為在大尺度DAS材料中,枝晶胞界上分布著密集的Si粒子,因此提供了裂紋容易擴展的通道,導致沿胞(即穿晶)方式斷裂。關于有限元分析硅粒子形態及其聚集狀態對拉伸性能的影響和對裂紋萌生及擴展作用將在另文中給予報道。從斷口縱剖面形貌可以得出,鑄造A356-T6鋁合金在拉伸過程中,裂紋萌生于共晶硅粒子與基體結合處,并沿枝晶胞之間的共晶區域進行擴展,當裂紋遇到與前進方位不一致的共晶硅粒子時,裂紋將截斷共晶硅粒子。在外力作用下,多處萌生的裂紋,發生長大,并連接到一起,形成較長的裂紋,最后導致試樣發生失效,拉伸斷裂的模式為沿胞方式的穿晶斷裂。4拉伸斷裂缺陷1)鑄造A356-T6鋁合金的平均屈服強度、斷裂強度、延伸率和斷面收縮率分別為216.64MPa,224MPa,1.086%和0.194%,合金的拉伸屈服強度隨離澆道口平面距離的增加而減小,而