原標(biāo)題：局部噴丸處理對(duì)低壓鑄造A356鋁合金轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件組織與性能的影響

摘要：對(duì)A365鑄造鋁合金轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件引入局部表面噴丸強(qiáng)化工藝，測(cè)試并分析表層殘余應(yīng)力分布情況及加熱溫度對(duì)其影響、表層顯微硬度并觀察噴丸截面金相組織。結(jié)果表明，通過噴丸處理可使表層組織中的共晶Si細(xì)化并顯著提高鋁合金表層硬度。噴丸時(shí)間為0~30 min時(shí)，隨噴丸時(shí)間延長(zhǎng)鋁合金表層硬度逐漸增大，噴丸時(shí)間為30 min時(shí)表層硬度（HV）約為230，與材料心部相比提高了約1.35倍。由于噴丸效果在超過100 ℃時(shí)會(huì)消失，因此噴丸處理后的鑄件工作溫度建議不超過100 ℃。

噴丸處理是將高速?gòu)椡枇鲊娚涞搅慵砻妫沽慵韺影l(fā)生塑性變形，從而形成具有較高殘余壓應(yīng)力的強(qiáng)化層，當(dāng)零件承受載荷時(shí)由于壓應(yīng)力的存在可以抵消一部分應(yīng)力，從而提高零件的疲勞強(qiáng)度。其被廣泛應(yīng)用于提高長(zhǎng)期服役于高應(yīng)力工況下金屬零件，如飛機(jī)引擎壓縮機(jī)葉片、機(jī)身結(jié)構(gòu)件、汽車傳動(dòng)系統(tǒng)零件等的抗疲勞屬性。A356鋁合金材料具有強(qiáng)度高、密度小的特點(diǎn)，能夠有效地減輕汽車自重，是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化發(fā)展的重要材料，被廣泛應(yīng)用于汽車制造業(yè)。

疲勞斷裂是A356材料制作零件的主要失效形式之一。有許多學(xué)者在關(guān)于噴丸強(qiáng)化對(duì)材料疲勞性能的影響等方面做了大量的研究。ZHAN K等研究了噴丸對(duì)材料表面特性的影響，證實(shí)噴丸處理能夠明顯改善材料的顯微組織及殘余應(yīng)力，提高材料的疲勞強(qiáng)度。CHO K T等對(duì)噴丸處理鋁合金表面的硬化機(jī)理進(jìn)行了試驗(yàn)研究，表明噴丸處理能顯著提高鋁合金表面硬度。RODOPOULOS C A等研究了噴丸工藝對(duì)鋁合金高、低周疲勞壽命及裂紋擴(kuò)展速率的影響，并使疲勞性能達(dá)到最優(yōu)。榮祖蘭等研究了噴丸處理對(duì)試樣表面粗糙度與應(yīng)力分布情況，評(píng)估了試件在低循環(huán)應(yīng)力下高周疲勞壽命的增益效果，并得出對(duì)高強(qiáng)鋁合金試件進(jìn)行表面噴丸強(qiáng)化處理可以引入表層高應(yīng)力峰值、大深度的殘余壓應(yīng)力，這對(duì)改善構(gòu)件疲勞壽命非常有利。陳超等對(duì)經(jīng)過高能噴丸處理后的7A52鋁合金表面進(jìn)行了納米化機(jī)理分析，結(jié)果表明，7A52鋁合金表面納米級(jí)晶粒的形成機(jī)理主要是由于晶粒變形使晶內(nèi)逐漸形成高濃度位錯(cuò)，位錯(cuò)的纏繞、塞積對(duì)基體晶粒進(jìn)行了初步分割細(xì)化，在往復(fù)載荷的作用下最終在表面形成了等軸的隨機(jī)取向分布的納米級(jí)晶粒。本課題擬對(duì)A356鋁合金轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件進(jìn)行局部噴丸強(qiáng)化，探討不同噴丸時(shí)間和零件使用溫度對(duì)鑄件金相組織和力學(xué)性能的影響，分析表層殘余應(yīng)力分布情況、顯微硬度以及觀察噴丸截面金相組織，掌握A356鋁合金鑄件在組織和力學(xué)性能上的變化規(guī)律，為噴丸工藝在提升鋁合金鑄件疲勞性能方面的合理應(yīng)用提供參考。

1、試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)采用A356鋁合金轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件（見圖1），通過光譜分析得到其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）分別為7.0%的Si，0.35%的Mg，0.02%的Fe，0.053%的Ti，0.28%的Mn，余為Al。該鑄件成形工藝采用低壓鑄造，熱處理工藝采用T6處理。試樣表層殘余應(yīng)力測(cè)量位置見圖1。

圖1:轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件殘余應(yīng)力測(cè)量點(diǎn)具體位置

1.2 試驗(yàn)方法及過程

對(duì)A356鑄造鋁合金轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件的兩條加強(qiáng)筋（分別稱為“長(zhǎng)筋”和“短筋”）在生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)進(jìn)行表面噴丸處理，根據(jù)現(xiàn)場(chǎng)經(jīng)驗(yàn)，取噴丸時(shí)間30 min為實(shí)際應(yīng)用參數(shù)，使用X-350A型X射線應(yīng)力測(cè)定儀測(cè)定試樣噴丸前后表層殘余應(yīng)力的變化情況。測(cè)試精度為±10 MPa，CrKα靶，衍射晶面為（222）。為減少試驗(yàn)誤差，試樣在噴丸前后測(cè)量應(yīng)力狀態(tài)時(shí)放置位置應(yīng)完全相同。

使用X-350A型X射線應(yīng)力測(cè)定儀分別對(duì)兩個(gè)已進(jìn)行噴丸強(qiáng)化的相同轉(zhuǎn)向節(jié)進(jìn)行表面應(yīng)力測(cè)定，測(cè)定完成后將鑄件1在150 ℃下保溫1 h，鑄件2在100 ℃下保溫1 h，加熱處理之后進(jìn)行空冷。待鑄件冷卻后再次對(duì)鑄件表面進(jìn)行殘余應(yīng)力測(cè)定（測(cè)定位置與初始測(cè)量位置相同）。測(cè)量完成后比較兩種狀態(tài)下試樣表面殘余應(yīng)力的變化情況。
應(yīng)力測(cè)量完畢后將轉(zhuǎn)向節(jié)鑄件中的兩條加強(qiáng)筋單獨(dú)截取出來并切割成獨(dú)立的試樣以便于顯微硬度測(cè)試，使用設(shè)備為維氏顯微硬度計(jì)，對(duì)進(jìn)行噴丸處理前后的鋁合金表面及沿深度方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)量，每個(gè)位置測(cè)量3次取其平均值，試驗(yàn)載荷為150 g，加載時(shí)間為15 s。

為了解噴丸時(shí)間對(duì)組織和性能的影響，分別取噴丸時(shí)間為0、5、10、15、20 min試樣的縱切面用砂紙依次進(jìn)行打磨，將試樣磨至最小粒度后進(jìn)行拋光處理，待縱切面拋光至鏡面般光滑后使用酒精溶液和5%的HF試劑進(jìn)行浸蝕，處理完成后用NikonMA100型金相顯微鏡觀察從表面隨深度變化的組織分布及變化情況，對(duì)表面及沿深度方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)量，并且觀察試樣縱切面的顯微硬度從表層隨深度的變化情況。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 噴丸處理對(duì)A356鋁合金表層殘余應(yīng)力的影響

表1為噴丸處理前后鑄件加強(qiáng)筋表面的殘余應(yīng)力。由表1可見，在噴丸處理之前試樣表面處于應(yīng)力正負(fù)交錯(cuò)狀態(tài)，即拉應(yīng)力和壓應(yīng)力交錯(cuò)狀態(tài)，有拉應(yīng)力存在處可能成為潛在裂紋源，容易引起材料表面裂紋的形成，不利于材料的疲勞性能。與此形成鮮明對(duì)比的是，經(jīng)過噴丸處理在試樣表面形成了較大的殘余壓應(yīng)力，由噴丸引入的殘余壓應(yīng)力通過削弱外加交變正應(yīng)力中最大值，使材料實(shí)際承受的平均應(yīng)力值下降，從而達(dá)到提高疲勞性能的效果[9]。另外殘余壓應(yīng)力的增大還能夠增強(qiáng)材料剛度，提高材料的表面強(qiáng)度，也有助于延長(zhǎng)其疲勞壽命。

表1:鑄件加強(qiáng)筋表面殘余應(yīng)力

2.2 環(huán)境模擬加熱溫度對(duì)A356鑄造鋁合金噴丸層殘余應(yīng)力的影響

兩種鑄件的應(yīng)力測(cè)定情況匯總于見表2。由此可見，由于在進(jìn)行加熱之前對(duì)試樣表面進(jìn)行了噴丸處理，長(zhǎng)、短筋表層普遍存在壓應(yīng)力狀態(tài)，而經(jīng)過加熱之后噴丸處理所帶來的壓應(yīng)力狀態(tài)明顯消退，這是由于溫度升高使試樣表層應(yīng)力狀態(tài)恢復(fù)為原始的拉應(yīng)力狀態(tài)或拉壓應(yīng)力交替存在狀態(tài)，拉應(yīng)力的存在會(huì)降低表層試樣的強(qiáng)度和塑性，故這將不利于試樣的疲勞性能。為此噴丸后鑄件推薦在室溫或長(zhǎng)時(shí)間受熱溫度不高（建議低于100 ℃）的環(huán)境下使用較為合適，這樣有利于保持鑄件局部的噴丸強(qiáng)化效果。

表2:不同鑄件加熱處理前后應(yīng)力殘余應(yīng)力值

2.3 噴丸處理對(duì)A356鋁合金表層截面組織及硬度的影響

表3為噴丸前后試樣表層的顯微硬度。可以看出，材料表面的顯微硬度在噴丸后有顯著提高，這是因?yàn)樵嚇颖韺咏?jīng)高能噴丸處理后形成了具有一定厚度的塑性變形層，并且在此變形層厚度范圍內(nèi)試樣由表層隨深度增加其晶粒尺寸呈現(xiàn)由小到大梯度分布的趨勢(shì)，最表層晶粒預(yù)計(jì)將顯著細(xì)化，這主要是因?yàn)殡S著距表面距離的增加，塑性變形更加強(qiáng)烈，位錯(cuò)纏繞、塞積逐漸形成規(guī)則的位錯(cuò)胞。隨著沖擊作用的不斷增強(qiáng)，以上過程在鋁合金表層變形區(qū)域反復(fù)進(jìn)行，使得晶粒不斷細(xì)化，從而使表面硬度能夠得到明顯改善。同時(shí)由于合金表層的塑性形變，致使表層晶粒產(chǎn)生滑移，增加了亞晶粒內(nèi)位錯(cuò)密度（即表層晶粒的形狀和位置發(fā)生了變化），也有利于表面硬度的提高。這有助于材料服役性能的改善，將體現(xiàn)為工件的疲勞強(qiáng)度、抗沖擊磨損及抗應(yīng)力腐蝕等性能的提高。

表3:噴丸前后試樣顯微硬度（HV）

隨后對(duì)噴丸處理的鑄件加強(qiáng)筋處取樣斷面進(jìn)行顯微硬度測(cè)量，結(jié)果見圖2。結(jié)果表明，隨著從材料表層到心部硬度有逐漸下降的趨勢(shì)，推測(cè)這是由于噴丸處理而形成的強(qiáng)化層具有一定厚度（約幾十微米數(shù)量級(jí)），且隨著距表面距離的增加，噴丸強(qiáng)化效果逐漸減弱，直至消失。

圖2:材料表層隨深度方向的顯微硬度變化

圖3和圖4分別為噴丸處理前后兩種試樣表層的金相組織。通過對(duì)兩種試樣金相組織觀察可以發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)處理的合金中靠近表層區(qū)域共晶Si形狀不太規(guī)則，而經(jīng)過噴丸處理后由于噴丸粒子對(duì)鑄件表面的高速撞擊使材料表層發(fā)生一定程度的塑性變形，而處于表層組織中的共晶Si組織也同樣因?yàn)閲娡枇Ｗ拥淖矒舭l(fā)生變形，在外力的作用下由原來的不規(guī)則形狀逐漸變?yōu)榻咏驙睿梢妵娡杼幚砜筛纳畦T件加強(qiáng)筋表層微觀組織。經(jīng)過噴丸處理后材料表層組織的形貌發(fā)生變化，由最初的較圓滑邊界變?yōu)槲⒂^凹凸不平邊界。與噴丸前試樣相比，噴丸后試樣接近表層部分組織變得較為均勻，這是因?yàn)榻?jīng)過噴丸處理使試樣表層晶粒發(fā)生變形，表層變得較為均勻緊實(shí)，而經(jīng)過噴丸處理增加了表層組織的均勻性，原來組織中存在輕微共晶Si晶粒團(tuán)聚的現(xiàn)象，通過噴丸處理使組織中團(tuán)聚的部分得以碎化并使其細(xì)化，從而使更多的共晶組織均勻分布。且噴丸處理之后有更多的共晶Si均勻分布于表面，從表層沿深度變化共晶Si分布均勻性逐漸減弱，可見噴丸作用僅限于表層；另外可以發(fā)現(xiàn)噴丸前試樣組織中有輕微共晶Si聚集的現(xiàn)象，但經(jīng)過噴丸處理之后共晶Si顆粒發(fā)生均勻化，且共晶Si顆粒更加細(xì)小。

圖3:噴丸處理前合金表層的金相組織

圖4:噴丸處理后合金表層的金相組織

2.4 噴丸時(shí)間的影響

不同噴丸時(shí)間下試樣表層至心部顯微硬度見圖5。可以看出，隨著測(cè)試位置距噴丸表層距離的增加，試樣硬度總體呈下降趨勢(shì)，且隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，使材料表層發(fā)生更加嚴(yán)重的塑性變形，使得材料噴丸層的硬度逐漸上升。但有研究指出，并不是噴丸時(shí)間越長(zhǎng)越好，由于噴丸處理會(huì)導(dǎo)致材料表面粗糙度提高，因此在噴丸工藝參數(shù)相同的條件下，噴丸試件過長(zhǎng)會(huì)導(dǎo)致表層塑性變形嚴(yán)重，使材料表面產(chǎn)生裂紋，影響材料的服役性能與疲勞壽命。由試驗(yàn)數(shù)據(jù)可知在0~30 min內(nèi)隨噴丸時(shí)間的增加材料表層硬度逐漸增加，在噴丸時(shí)間為30 min時(shí)可使表層硬度提高1.35倍，但考慮到工業(yè)生產(chǎn)需要及能源消耗問題，將噴丸時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)硬度增幅不明顯，這樣反而增加了能源與時(shí)間的損耗，降低生產(chǎn)效率，因此該零件在實(shí)際生產(chǎn)中建議噴丸時(shí)間取30 min左右。

圖5:不同試樣表層至心部顯微硬度變化情況

圖6和圖7分別為不同噴丸時(shí)間試樣的表層及心部的金相組織。可以看出，經(jīng)過噴丸處理后表層組織的共晶Si明顯減小，并隨著噴丸時(shí)間的增加，細(xì)化效果更加明顯，表層組織變得更加均勻，共晶Si晶粒變得更加細(xì)小均勻。噴丸處理能有效的細(xì)化組織，使共晶Si相分布均勻。由于噴丸時(shí)高速粒子對(duì)表層的撞擊作用會(huì)碎化粗大的共晶Si相，細(xì)化組織。

對(duì)單一試樣由于噴丸處理使組織表層發(fā)生塑性變形，共晶Si分布更加均勻，且隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)金相表層組織的均勻性增加；對(duì)于噴丸時(shí)間不同的試樣，隨著噴丸時(shí)間的延長(zhǎng)，表層的晶粒變得愈加細(xì)小，具有比心部更小且均勻的組織。

圖6:不同噴丸時(shí)間試樣金相組織（低倍）

圖7:不同噴丸時(shí)間試樣金相組織（高倍）

3、結(jié) 論

（1）通過局部噴丸處理可以改善A356鑄造鋁合金鑄件表面的組織和力學(xué)性能。

（2）A356鑄造鋁合金經(jīng)過表面噴丸處理之后，會(huì)在表層形成殘余壓應(yīng)力，形成具有一定厚度的塑性變形層，該變形層的形成能夠提高表層的硬度和塑性，改善疲勞性能；另外通過局部噴丸還可以明顯地細(xì)化表層組織中的共晶Si晶粒，使其形貌由粗塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小蠕蟲狀或顆粒狀組織，使合金表層組織更加均勻細(xì)小。

（3）通過噴丸處理在表層形成的壓應(yīng)力層在經(jīng)過加熱之后原來的殘余壓應(yīng)力會(huì)消失，恢復(fù)至拉壓應(yīng)力交替存在的狀態(tài)。因此噴丸后鑄件推薦在受熱溫度較低的環(huán)境下使用較為合適（建議零件長(zhǎng)時(shí)間使用溫度小于100 ℃），這樣有利于保持鑄件局部的噴丸強(qiáng)化效果。

（4）通過噴丸處理形成的塑性變形層具有一定厚度，且從表層至心部強(qiáng)化效果逐漸弱化。隨著噴丸時(shí)間的增加，合金表層硬度呈現(xiàn)逐漸上升的趨勢(shì)，但到后期繼續(xù)延長(zhǎng)噴丸時(shí)間，硬度增加趨勢(shì)不明顯，反而會(huì)對(duì)材料表面產(chǎn)生損傷，增大表層應(yīng)力集中傾向。

文章作者

高文杰 楊弋濤
上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第10期