欧翅翔， 汪樟锋， 刘锋睿， 王孟君， 陈柏辰

（1. 中南大学材料科学与工程学院，长沙410083；2. 昆山六丰机械有限公司研发中心，江苏 苏州215300)

铝合金轮毂因为其质量轻、性能好和舒适性好等优点，成为近年来应用最广泛的轮毂类型[1]，尤其是近年来随着对节能减排和汽车轻量化的要求越来越高， 占铸造铝合金使用量80%、 具有减重节能特性的A356铝合金的开发与应用得到了普遍的关注[2]。 Pan Fan 等[3]利用流体动力学软件FLUENT 对低压铸造A356 铝合金轮毂宏观偏析进行预测， 预测结果与光学分析定性一致。M.Ghods 等[4]提出了Al-7Si 合金共晶面积分数与溶质含量之间的关系式，确定了定向凝固条件下铸锭横截面的共晶成分分布。Darlapudi A 等[5]研究了三元合金元素对Al-Si 共晶组织和Si 形貌的影响， 发现共晶硅的形貌与共晶晶粒的形核密度有关，增加共晶形核密度促进共晶晶粒纤维状向片状转变。

然而在A356 铝合金轮毂的低压铸造生产中，轮辐部位经常出现Si 偏析现象， 不仅对产品的外观产生不良影响，而且还会削弱力学性能，同时由于Si 和Fe 在铝中形成的二元、三元化合物和游离Si 等有很大的热脆性，在应力作用下极易产生裂纹，对产品安全性有很大影响[6]。 并且溶质偏析对凝固过程中疏松缩孔缺陷形成也会产生影响[7]。因此，对A356 铝合金轮毂Si 偏析现象进行研究就显得尤为重要。

相关研究发现， 影响Si 偏析的因素主要分为四大类：①原始炉料的遗传性[8]；②熔体搅拌方式及程度[9-10]；③铸造冷却工艺[11]；④变质及细化工艺[12-14]。 文中主要考虑的是铸造冷却工艺方面，通过对A356 铝合金轮毂不同部位进行组织分析， 并测量相应部位的力学性能（UTS、YS、EL），建立Si 偏析现象的表征方法，研究Si 偏析与SDAS 值对铸件力学性能的综合影响。以期对低压铸造轮毂的顺序凝固控制起指导作用。

1 实验材料与方法

试验采用的材料为A356.2 铝合金， 该合金属于亚共晶铸造铝合金， 其固/液相线温度分别为613 ℃和542 ℃。 经除气除渣和变质处理后，由转汤包运转至低压铸造机进行浇注。 铝液成分如表1 所列。

表1 A356.2 合金的化学成分Table 1 Chemical composition of A356.2 alloy单位： 质量分数，%

选择经T6 热处理（固溶540 ℃×300 min，时效150 ℃×180 min） 后轮毂产品的轮辐与胎环部分，从轮辐中间位置进行剖切，对其同一水平截面的不同部位进行取样，取样位置如图1 所示。 试样的位置名称及编号依次为1#上轮缘、2#下轮缘、3#轮辐尾部、4#轮辐R 角、5#轮辐尖部，一共5 个位置。

取样前对轮辐外观面进行了抛光处理， 发现3#轮辐尾部、4#轮辐R 角表面均有灰斑外观缺陷，其中R 角处最为严重。 取样后对样品进行金相分析，采用电子万能试验机进行拉伸测试， 并借助SIRION200场发射扫描电镜对试样微观组织进行分析。

2 试验结果及讨论

2.1 样品横截面金相分析

样品的100×金相照片如图2 所示，图2（a）箭头所指白色区域为初生α-Al，深色区域为共晶组织。通过对比轮毂各部位的金相照片，发现不同部位的共晶组织形貌和晶粒大小均存在差异，样品3#、4#对应的金相照片图2（c）、图2（d）中出现大片的共晶组织聚集，共晶组织呈现不规则的多角状，且共晶组织内部存在板条状和针状的共晶Si 相。1#、2#、5#样品对应的金相照片图2（a）、图2（d）、图2（e）中初生的α-Al 相呈典型的发达树枝状形态，共晶硅细小弥散的分布在枝晶间，共晶组织聚集现象不明显。

2.2 Si 偏析的表征

使用具有定量金相分析能力的光学显微镜结合Image pro plus 6.0 图像处理软件， 测量并计算样品共晶区域面积占整体区域百分比、 共晶区域中Si 颗粒平均面积和长径比、二次枝晶臂距（SDAS），以期对轮毂Si 偏析现象进行表征， 相关数据测量方法如图3 所示。

共晶区域面积百分比由式（1）得出：

式中，fE为共晶区域面积百分比；Si为共晶区域的面积；S 为测量区域的总面积；u 为测量区域的个数。

依据参考文献[15]，采用截线法测量二次枝晶臂间距，公式如下：

式中，d 为二次枝晶臂间距；li为线段的总长度；pi为线段穿过的二次枝晶臂个数；k 为测量线段的个数，线段两端位于二次枝晶臂的中轴线上，如图3（a）所示。

依据参考文献[16]，共晶区域中Si 颗粒长径比和Si 颗粒平均面积如下：

式中，R 为长径比；Am为平均面积；m 为一个样品中的视场数；n 为一个视场中的Si 颗粒数；Ll为长轴长度；Ls为短轴长度。 为减少测量误差，在图3（b）中将Si 颗粒近似为椭圆， 区域内直径小于1 μm 的Si 颗粒不进行计数。

图4 所示为共晶面积分数、Si 颗粒平均面积、Si颗粒长径比和二次枝晶臂间距的分析结果。可以观察到，4#样品的共晶面积分数、Si 颗粒平均面积和Si 颗粒长径比分别为34.83%、11.33 μm2和2.46， 均高于其他样品， 同时在铸件轮辐R 角处共晶组织更为聚集，并且Si 颗粒更大、更接近于长条状和针状，表明共晶面积分数、Si 颗粒平均面积和Si 颗粒长径比越大，Si 偏析程度越高，采用文中所述方法获得的共晶面积分数、Si 颗粒平均面积、Si 颗粒长径比可以很好地表征Si 偏析程度。

从图4 中的数据还可以发现，共晶区域面积百分比与SDAS 值有一定的联系，共晶区域面积百分比随着SDAS 值的增大而增大， 其中4#样品SDAS 值达到了56.89 μm。 二次枝晶臂在接近枝晶尖端的部位形成，最初呈现正弦波的形式[17]。 由于一次主干尖端向其径向排出溶质，导致晶间处溶质的富集，尖端生长速率加快，形成胞状组织。 如果生长条件满足树枝状的形成条件，胞状就会迅速转变为树枝状，呈现出垂直于一次主干的二次枝晶臂。 依据Feurer 和Wunderlin[18]的理论，冷却速率越慢，局部凝固时间越长，等轴生长后的二次间距越大，α-Al 相越粗大。 二次枝晶臂间距越大，Si 在枝晶间富集的空间越大，导致液相间聚集的硅浓度升高，形成晶间偏析，初生Si呈板条状或或粗大针状，并且分布不均匀。

2.3 样品横截面SEM 及EDS 分析

轮毂不同部位的SEM 照片如图5 所示， 从图5中发现不同样品Si 颗粒的大小和形状均不相同，样品3#、4#对应的扫描照片图5（c）、图5（d）中出现较大块状和板条状的Si 相， 并且同时存在细小聚集Si 相，且分布不均匀。样品1#、2#对应的金相照片图5（a）、图5（b）中Si 相呈细小弥散状分布，样品5#对应的金相照片e 中出现了短杆状Si 相，且分布比较聚集。

采用EDS 能谱分析方法对轮毂不同部位样品进行半定量分析， 检测结果如图5 中白色线框标注所示。 图5（d）中白色长条状组织Fe 元素含量较高，其质量分数达到了12.68 %， 可以确定此处为富铁相。样品3#、4#共晶区域Si 元素的质量分数较高，结合金相分析，可判断在轮辐尾部和轮辐R 角处Al-Si 共晶相析出较多。

A356 铝合金在凝固过程中，一部分Si 保留在过饱和固溶体中，一部分与Mg 元素形成沉淀相Mg2Si，剩余的Si 在凝固后期扩散到枝晶间， 发生共晶反应形成Al-Si 共晶相[19]。 共晶合金的凝固通常产生两相显微组织，它们的形貌是由结晶前沿的固液界面动力学决定的[20]。对于金属-非金属型共晶，可能由于非金属生长的动态过冷度较大， 会造成较大的溶质聚集。对于A356 铝合金，随着凝固的进行，固液界面向前推移，Si 向枝晶间聚集，并通过枝晶间通道扩散到液

注：元素含量均为质量分数相区， 最终导致后凝固部位的Si 含量高于先凝固部位。Seniw M E et al[21]研究发现，在接近最后熔融金属凝固的位置，Al-Si 共晶的体积分数增加， 这与文中实验结果一致。

2.4 样品拉伸性能测试

通过对轮毂不同部位样品进行室温拉伸测试，分析SDAS 值与偏析程度对铸件力学性能的影响。试样的取样位置与金相实验取样位置一致，每个位置取3 个试样，采用非标准试样，其尺寸如图6 所示，试样厚度为2 mm。 采用的拉伸机拉伸速率设定为0.5 mm/min。 拉伸测试结果如图7 所示，数据取3 个试样的平均值。

由图7 可知，轮毂下轮缘和上轮缘区域的综合力学性能优于轮辐区域。 1#上轮缘部分的平均抗拉强度、 屈服强度和延伸率分别为266.01、176.00 MPa、14.29%，4#轮辐R 角部分的平均抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为229.02、152.67 MPa、5.34%，相对于上轮缘部分分别下降了13.91%、13.26%、62.63%。 结合前述OM、SEM 分析结果，可确定铸件的Si 偏析对铸件力学性能有一定影响，Si 偏析程度越大，力学性能有下降的趋势， 特别是对于铸件延伸率影响最大。同时合金的二次枝晶臂间距（SDAS）对铸件拉伸性能有重要影响[22]，5#样品的共晶区域面积相对于其他样品较小， 若只考虑Si 偏析程度， 其拉伸性能应该最好， 但是其SDAS 值相对于1#、2#和3#样品较大，相应的出现了拉伸性能稍低的现象。所以在分析铸件拉伸性能时，SDAS 应与Si 偏析程度综合考虑。

铝合金轮毂在低压铸造生产时，为防止缩孔和缩松，获得组织致密且无缩孔的铸件，需要保证铸件的顺序凝固。 通常凝固的顺序为：上轮缘→胎环→下轮缘→轮辐→安装面→中心孔[23]。 但是在实际生产中，由于冷却工艺和模具结构设计问题，轮毂的顺序凝固难以保证。通过观察轮毂结构，发现轮辐尾部和轮辐R 角均为轮毂的厚大部位，容易形成热节，此部位不仅会因为补缩问题而产生缩孔缩松缺陷，而且会产生Si 偏析问题， 同时由于轮辐尾部和轮辐R 角冷却速率慢，会产生晶粒粗大现象，最终降低轮毂的力学性能。

铝轮毂低压铸造时，由于铸件较大，加之各处壁厚不同，铸造时若各部位冷却速率不同，易导致Si 偏析现象的出现，影响其力学性能的均匀性。 在工厂的生产条件下，改善Si 偏析的途径主要有：①增强偏析部位的冷却，最直接有效的方法就是增加冷却风管的风速和提前冷却通道的开启时间，也可以通过增设冷镶块增加偏析部位的冷却速率，增大过冷度可减小临界晶核半径和形核功，从而可以减小合金组织中初生α-Al 相和Si 相的尺寸，使Si 相没有富集长大的空间条件，减少Si 偏析的出现；②适当降低浇铸温度与浇铸速度，浇铸温度太高，浇铸速度太快，均会延缓铸件冷却，从而使偏析加剧；③熔体的电磁搅拌，在电磁振荡作用下，溶质分配系数增大，结晶区间变小，温度场和浓度场趋于均匀， 微观组织非枝晶化程度提高，可抑制溶质元素的宏观偏析。

3 结 论

1）通过金相分析，发现轮辐尾部、轮辐R 角存在大片的共晶组织聚集， 共晶组织呈现不规则的多角状， 且共晶组织内部分布有板条状和针状的共晶Si 相。

2）采用文中所述方法获得的共晶面积分数、Si 颗粒平均面积、Si 颗粒长径比可以很好的表征Si 偏析程度。共晶面积分数、Si 颗粒平均面积和Si 颗粒长径比越大，Si 偏析程度越高。

3）通过SEM、EDS 分析，发现轮辐尾部和轮辐R 角处Al-Si 共晶相析出较多，并形成Si 团簇。 为减轻甚至消除轮辐尾部及R 角等厚大部位的Si 偏析现象，可从模具冷却工艺和模具结构优化方面进行考虑。

4）通过拉伸性能测试分析，发现上、下轮缘的综合力学性能优于轮辐区域。 上轮缘抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为266.01、176.00 MPa、14.29%，R角抗拉强度、 屈服强度和延伸率分别为229.02、152.67 MPa、5.34%， 相对于上轮缘部分分别下降了13.91%、13.26%、62.63%。在分析铸件拉伸性能时，应综合考虑SDAS 与Si 偏析的影响。 文中提出的解决方案可以对铸造轮毂的Si 偏析改善提供指导作用。