ZL201A鋁合金低壓鑄造輪輻斷口失效分析研究

許東光，趙 巍，馬春華

（1.南陽師范學院，河南南陽 473061；2.南陽市弘源機電科技有限公司，河南南陽 473061）

ZL201A鋁合金輪轂具有良好的力學性能、物理性能，并具有輕量化、生產過程節能等特點，因此鋁合金輪輻在國內外各檔轎車以及輕型汽車中獲得了廣泛的應用[1,2]。目前鋁合金輪轂的制造方法主要有低壓鑄造和鍛造法。低壓鑄造的鋁合金輪輻，成品率高，成本較低，綜合性能相對較好[3,4]。低壓鑄造鋁合金輪輻產生缺陷的影響因素很多，用陶瓷材料制成的澆口套替代傳統的金屬澆口套，可提高產品的成品率[5,6]；鋁合金材料化學成分在很大程度上決定了它的力學性能和一些物理性能[7,8]；組織內部諸如縮孔、縮松、氣孔和夾雜物等缺陷，鑄造鋁合金包含的缺陷對鑄件的力學性能影響較大[9]。

本文利用鑄件本體材料成分分析、力學性能分析、X射線探傷、金相檢驗、斷口微觀形貌觀察等手段對ZL201A鋁合金低壓鑄造輪輻進行了斷口失效分析研究。

1 試驗內容及方法

表1 鋁合金鑄錠的化學成分 ωB/%

1.1 試驗材料

本試驗材料為來自生產線的低壓鑄造ZL201A鋁合金輪輻，輪輻的原材料鋁液化學成分如表1所示。

1.2 工藝流程

輪輻的低壓鑄造工藝流程包括合模、升液階段 0～11kPa×4s、充型階段 11～31kPa×31s、升壓階段 31～85kPa×8s、保壓階段 85kPa×147s、卸壓及冷卻階段 850kPa×50s、開模7個主要流程。

1.3 熱處理工藝

輪輻熱處理工藝執行GB/T1173-1995，熱處理狀態：T5，鑄件平放料框，避免上下擠壓，防止變形。固溶處理時裝爐溫度在300℃以下。固溶處理為：535±5℃，保溫 9小時，繼續升溫至 545±5℃，保溫9小時。到時間后迅速入水，入水時間在15秒以內，入水溫度不低于60℃。時效溫度為：165±5℃，時效時間為：9個小時，空冷。

1.4 成分和力學性能分析

在圖1斷口附近及其他部位切取了三塊試塊，做光譜分析。同時委托第三方進行了化學成份、力學性能檢測。在圖2斷口附近及其它部位切取了三段，分別加工成試棒做力學性能分析。

1.5 斷口微觀形貌觀察

在斷口部位進行X射線探傷。將斷口部位切開后，對斷口進行宏觀形貌觀察，可以看出，整個斷口表面干凈，無腐蝕產物，斷口呈亮銀灰色，且從斷口上明顯可以看到有敲擊的痕跡，詳見斷口剖切圖。對鑄件斷口附近材料進行了金相組織檢驗，用掃描電鏡對斷口微觀形貌進行觀察。

2 試驗結果及討論

2.1 光譜分析

分析結果符合GB/T1173-1995要求，未發現成份超標，詳見表2。

表2 成分報告 ωB/%

2.2 力學性能檢測

圖1 光譜分析試塊切取部位圖

圖2 力學性能試塊切取部位圖

表3 力學性能報告

在斷口附近及其它部位切取了三段，分別加工成試棒做力學性能分析。檢測技術依據：GB/T1173-1995（本體試驗標準）。分析結果全部符合GB/T1173-1995本體試棒要求，詳見表3。

2.3 X射線探傷

在斷口部位進行X射線探傷，未發現鑄造缺陷，產品內部無氣孔、夾渣、縮松等現象。詳見圖3的X射線探傷照片。

圖3 X射線探傷照片

2.4 斷口宏觀分析

將斷口部位切開后，對斷口進行宏觀形貌觀察，可以看出，整個斷口表面干凈，無腐蝕產物，斷口呈亮銀灰色，且從斷口上明顯可以看到有敲擊的痕跡，詳見圖4。

2.5 熱處理曲線

詳見圖5固溶處理曲線圖和圖6時效處理曲線圖。

圖4 斷口剖切圖

2.6 斷口金相組織檢驗及斷口微觀形貌觀察

對鑄件斷口附近材料進行了金相組織檢驗，用掃描電鏡對斷口微觀形貌進行觀察。2.6.1 斷口金相組織檢驗

（1）鑄造組織中的β相（Al2Cu）已完全溶入α基體中，晶界上少量的黑色組織為不溶解的T相(Al2CuMn2)，晶內大量的細小質點為固溶處理加熱時析出的二次T相（Al2CuMn2)，通過金相圖片分析該組織細小均勻、性能較好。

（2）金相圖片中未發現有復溶球和三角形的晶界溶體，說明鑄件未發生過熱、過燒現象，鑄件熱處理狀態正常。

圖5 固溶處理曲線圖

圖6 時效處理曲線圖

圖7 200X金相組織圖片

圖8 500X金相組織圖片

（3）鑄件內部組織未發現有疏松、渣孔、針孔、氣孔等缺陷。

（4）金相組織見圖7和圖8。

2.6.2 斷口微觀形貌觀察

經掃描電鏡對斷口微觀形貌進行觀察，斷口上存在大量的拉長韌窩，而在拉長韌窩周圍存在著少量的等軸韌窩。該韌窩形貌表明該鑄件材料具有一定的塑性。

3 失效分析

通過對鑄件本體材料成分分析、力學性能分析、X射線探傷、金相檢驗，顯示鑄件內部組織無疏松、氣孔、夾渣等缺陷，熱處理工藝合理，滿足了鑄件力學性能要求，斷口形貌顯示，裂紋產生于工件陽極氧化之后。斷口韌窩的形成是由于高的塑性應變造成基體形成孔洞，同時在斷口上形成小的纖維裂紋，由于材料具有高的塑性應變，在斷口根部出現大量細微孔洞，這種微觀細小裂紋在應力作用下，產生位錯滑移，形成位錯積塞 ，使得二次 T（Al12CuMn2）相或少量雜質（AlFeMnSi）相開裂，同時，在位錯堆積而產生的應力作用下，微裂紋穿過二次T相晶粒邊界，在外加正應力超過局部解理斷裂應力時，裂紋將截斷晶粒穿過晶體，擴展后導致解理斷裂。

圖9 不同倍數下的斷口形貌

4 結論

對產生裂紋的輪輻進行失效分析，結合采用鑄件本體材料成分分析、力學性能分析、X射線探傷、顯微分析、斷口掃描等手段，對裂紋產生及擴展的原因及機理進行了論述，結論如下：

（1）斷口形貌顯示裂紋產生于工件陽極氧化之后。

（2）零件內部組織中分布于晶界的T相和雜質相，相對于基體組織韌性較差，是金屬材料內部組織的微觀薄弱部位，受外力重擊時，該處首先萌生細小裂紋并迅速擴展。

（3）當外應力超過材料最小截面的破壞強度時，在最小截面處形成宏觀裂紋。