原標題：鑄造方式對A356鋁合金組織、熱導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響

摘要：以商用A356鋁合金為研究對象，研究鑄造方式（金屬型鑄造、液態(tài)擠壓鑄造、半固態(tài)擠壓鑄造）對其組織、熱導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，液態(tài)和半固態(tài)擠壓鑄造顯著減少鑄造缺陷，提高合金致密性。其中，液態(tài)擠壓鑄造制件相較于金屬型鑄造晶粒明顯細化，共晶Si相從粗大的板條狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L桿狀，合金抗拉強度由179.930 MPa提高到209.446 MPa，伸長率從3.19%提高到6.93%，硬度（HB）由55提高到64，熱導(dǎo)率由150.064 W/(m?K)升高到153.072 W/(m?K)；經(jīng)半固態(tài)擠壓鑄造后，初生α-Al晶粒分布均勻，形狀圓整。共晶Si相尺寸減小，邊界圓鈍，偏析消除。合金抗拉強度為223.514 MPa，伸長率達到13.68%，硬度（HB）達到71，熱導(dǎo)率提高到160.220 W/(m?K)。

鑄造鋁合金由于具有優(yōu)異的鑄造性能，良好的耐蝕性能，比強度高，生產(chǎn)成本低而廣泛應(yīng)用于汽車制造和航空工業(yè)等領(lǐng)域。A356鋁合金是常用的鑄造Al-Si合金，因其流動性好、氣密性好、收縮率小和熱烈傾向小通常用來制造汽車發(fā)動機缸蓋、滑塊構(gòu)件及輪轂等具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鑄件。隨著汽車行業(yè)的發(fā)展，其應(yīng)用范圍的擴大對零件的力學(xué)性能、散熱能力等提出了更高的要求。金屬型鑄造A356合金的抗拉強度約為180 MPa，伸長率約5.0%，室溫下熱導(dǎo)率約為150.7 W/(m?K)。影響鑄造鋁合金力學(xué)性能的主要因素包括合金中相的種類、尺寸及形貌，鑄造缺陷的性質(zhì)、數(shù)量和分布。擠壓鑄造過程中由于壓力的作用，對晶粒具有細化作用，并使得組織致密度提高，從而提高鑄件的力學(xué)性能。液態(tài)擠壓鑄件抗拉強度可達208.975 MPa、伸長率可達8.58%。另外，隨著鑄造壓力的提高，合金熱導(dǎo)率顯著增大。但液態(tài)擠壓鑄造由于金屬液充型速度較快，難免裹挾氣體后造成鑄造缺陷。制備半固態(tài)漿料后進行擠壓鑄造，提高漿料粘度，能最大限度的消除鑄造缺陷。朱亮采用半固態(tài)擠壓鑄造制備A356鋁合金墩粗試樣，由于顯微組織中α-Al的球化以及共晶Si的細化，力學(xué)性能得到提升，較連續(xù)鑄造的抗拉強度提升了7.8%，伸長率提高了350%。

本課題分別采用金屬型鑄造（Permanent Mould Casting，PMC）、液態(tài)擠壓鑄造（Liquid Squeeze Casting，LSC）和半固態(tài)擠壓鑄造（Semi-solid Squeeze Casting，SSC）3種鑄造方式制備A356合金試樣，觀察其顯微組織及共晶Si相形貌，并對其熱導(dǎo)率和力學(xué)性能進行測試分析，以拓展A356鋁合金的應(yīng)用領(lǐng)域。

1、試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料采用商用A356鋁合金，其成分見表1。

表1:A356鋁合金化學(xué)成分表

1.2 試驗方法及設(shè)備

試驗分別采用PMC、LSC和SSC等3種不同的鑄造方式。其中，PMC使用SG-7.5-10井式坩堝電阻爐將商用A356鋁合金重新熔化，當(dāng)溫度升至720 ℃后，加入質(zhì)量分數(shù)為1%的26進行精煉（除氣、除渣）后靜置，再澆入250 ℃預(yù)熱的模具中得到鑄件。擠壓鑄造選用600T臥式擠壓鑄造機，壓射力為784 kN，比壓為101 MPa，保壓15 s。鋁合金液在精煉扒渣靜置后澆入預(yù)熱250 ℃的擠壓鑄造機料筒中，再將合金漿料頂入預(yù)熱250 ℃的模具中擠壓。而SSC則是將熔煉好的A356鋁合金熔液澆入滾筒式半固態(tài)制漿料機內(nèi)制漿后（出口溫度590 ℃），再注入擠壓機料筒中擠壓成形。成形件尺寸為160 mm×170 mm×8 mm。

不同鑄造方式試樣經(jīng)粗磨、細磨將表面磨平并拋光后，采用0.5%的HF溶液腐蝕20 s。在金相顯微鏡（4XG-MS）下觀察3種鑄件的顯微組織。采用掃描電鏡（QUANTAFG-450）觀察共晶Si相和拉伸斷口。使用X射線衍射儀（D/max-2400）進行物相分析，2θ為20°~90°，并利用Jade5.0軟件分析晶格常數(shù)。采用LFA457激光法導(dǎo)熱分析儀測量熱擴散系數(shù)，測試溫度為25 ℃，試樣尺寸為φ12.7 mm×
                λ=α•ρ•c               (1)

式中，α為熱擴散系數(shù)，m㎡ /s； ρ為密度，g/cm³；J/(g?K)。

使用線切割機割拉伸試樣（見圖1），利用WDW-100D型電子萬能材料試驗機對其進進行拉伸測試，并記錄試樣的抗拉強度及伸長率。采用HB-3000B型布氏硬度計進行合金硬度的測試。

圖1:拉伸試樣示意圖

2、試驗結(jié)果

2.1 對顯微組織的影響

圖2為PMC、LSC、SSC 3種鑄造方式所得試樣的顯微組織。合金組織主要為初生α-Al及共晶Si相。從圖2a中看出，α-Al相呈較為粗大的樹枝晶，取向無明顯規(guī)律，且由于α-Al相晶粒尺寸粗大，分布雜亂，其晶界處析出的共晶Si相也存在明顯的偏析集聚現(xiàn)象。從圖2b看出，α-Al相較PMC明顯細小，呈薔薇狀或等軸晶。組織更加致密，排布更加均勻。但晶間析出相的偏析現(xiàn)象未能消除。從圖2c看出，由于初生α-Al相是經(jīng)過半固態(tài)制得，凝固時從薔薇狀逐漸演化成形狀較為圓整的類球狀，氣孔、縮孔等鑄造缺陷和微觀偏析現(xiàn)象明顯減少，晶粒最為圓整，組織最為均勻。

圖2:不同鑄造方式制備A356鋁合金試樣的顯微組織

用Image-pro Plus 6.0軟件對基體晶粒尺寸統(tǒng)計分析結(jié)果見圖3。PMC過程凝固過冷度小，α-Al晶粒為粗大的樹枝晶，平均晶粒尺寸為137.807 μm。擠壓鑄造過程大大改善鑄型與鑄件間的熱交換條件，且在擠壓作用下，合金熔點相較于傳統(tǒng)鑄造時的升高，增大了合金熔體凝固時的初始過冷度。LSC過程中合金的凝固潛熱較快釋放，阻礙合金熔體中原子的擴散，抑制初生α-Al相的長大，使晶粒尺寸細小，平均晶粒尺寸驟降至43.512 μm。過冷度作為凝固的驅(qū)動力，其增加使臨界形核半徑減小，形核率上升，使晶粒數(shù)量增多。半固態(tài)制漿時，熔體在滾筒的攪拌作用下產(chǎn)生對流，使晶粒之間產(chǎn)生碰撞，抑制粗大樹枝晶的生成，將枝晶臂打斷，形成許多細小的晶粒。隨著溫度的降低，這些細小的晶粒無明顯取向的均勻長大，α-Al相整體形貌比較圓整，平均晶粒尺寸為64.824 μm。

圖3:不同鑄造方式制備A356鋁合金α-Al晶粒尺寸

Al-Si共晶通常被認為是不規(guī)則共晶，其生長方式為小平面生長，用掃描電鏡對共晶Si相進行進一步觀察，見圖4。圖4a是PMC試樣的共晶Si相電鏡照片，由于α-Al基體不規(guī)律、不均勻的排布使得析出在其晶界上的共晶Si也明顯的偏析和集聚的問題。共晶Si相呈現(xiàn)出的是尺寸較大的針狀或板片狀，分布在基體晶界處，嚴重地割裂基體。LSC試樣的共晶Si晶粒得到了較大程度的細化轉(zhuǎn)變?yōu)樾∑瑺詈烷L桿狀（圖4b），但偏析現(xiàn)象依然存在。轉(zhuǎn)變漿料狀態(tài)為半固態(tài)后，見圖4c，SSC試樣的共晶Si相的尺寸明顯減小，邊緣明顯圓鈍，整體形狀彎曲，呈現(xiàn)出蠕蟲狀的形貌，說明SSC過程中對共晶Si相產(chǎn)生了一定程度的球化。

圖4:不同成形方式制備A356鋁合金的共晶Si相形貌

A356鋁合金屬于亞共晶Al-Si合金在凝固時，首先析出初生α-Al相，Si相在共晶時析出，分布在α-Al基體晶粒的晶界處，因此共晶Si相的形貌一定程度上受到基體晶粒的影響，共晶反應(yīng)的結(jié)束也標志著凝固過程的結(jié)束。統(tǒng)計并計算共晶Si相等積圓直徑，長徑比和形狀因子見圖5。PMC試樣中共晶Si相尺寸分布較為分散，僅存在極少量直徑為2~3 μm的小尺寸晶粒，平均直徑為4.40 μm，最大達8.32 μm；長徑比為7.92，形狀因子為0.34。LSC試樣由于擠壓力對晶粒的細化作用，共晶Si相尺寸分布較PMC也有所集中，尺寸顯著減小，平均等積圓直徑下降到2.05 μm，最大直徑降為4.11 μm；長徑比為6.48，形狀因子為0.398。SSC澆注溫度較低而充型后冷卻速度較快，使共晶Si尺寸進一步減小，形貌發(fā)生變化，多數(shù)晶粒半徑小于2 μm，平均直徑降至1.61 μm，最大半徑僅為3.5 μm；長徑比下降至3.64，形狀因子上升到0.472。

圖6為不同鑄造方式鑄件的X射線衍射圖譜。可以看出，成形方式并不會改變合金的相組成，3種方式鑄造的試樣組織中主要相組成均為α-Al和Si相，同時存在強化相（Mg2Si）和富Fe相（Al2Fe3Si4）。由于擠壓力的存在加快了凝固速率，可能使少量基體中的Fe和Mg原子固溶在基體內(nèi)形成固溶體，來不及擴散析出并相互結(jié)合形成第二相（Mg2Si）和富Fe相（Al2Fe3Si4）。

圖5:不同鑄造方式制備A356鋁合金共晶Si的尺寸分布及形狀變化

圖6:不同鑄造方式制備A356鋁合金的XRD圖譜

2.2 對熱導(dǎo)率的影響

圖7為不同鑄造方式鑄件的導(dǎo)熱性能檢測結(jié)果。可以看出，鑄造方式對合金熱導(dǎo)率與熱擴散系數(shù)具有明顯的影響。PMC試樣的熱導(dǎo)率最低，LSC試樣的熱導(dǎo)率比PMC提高了2.0%，SSC試樣的熱導(dǎo)率最高，較PMC試樣提高了6.7%。具體數(shù)值見表2。

圖7:不同鑄造方式制備A356鋁合金的導(dǎo)熱性能

表2:不同鑄造方式制備A356合金中共晶Si相形貌和合金導(dǎo)熱性能

2.3 對力學(xué)性能的影響

圖8為不同鑄造方式試樣的硬度、抗拉強度及伸長率，PMC試樣的抗拉強度為179.930 MPa，伸長率為3.19%硬度（HB）為55，LSC試樣的抗拉強度為209.446 MPa，伸長率為6.93%，硬度（HB）升高到64；而SSC的試樣抗拉強度提高至223.514 MPa，伸長率為13.68%，硬度（HB）提高至71。

圖8:不同鑄造方式制備A356鋁合金力學(xué)性能

3、分析與討論

3.1 導(dǎo)熱性能

鋁合金導(dǎo)熱的物理過程主要依靠自由電子的遷移實現(xiàn)，由一定的溫度梯度作為驅(qū)動力，電子在延溫度梯度下降的方向定向移動的過程中通過不斷碰撞將所攜帶的能量由高溫區(qū)域傳遞到低溫區(qū)域完成導(dǎo)熱。由Wiedemann-Franz定律表示如下：
                               （2）

即非低溫條件下，金屬材料的熱導(dǎo)率(λ)與它的電導(dǎo)率(σ)之比約為常數(shù)。故從導(dǎo)電性入手，探究合金的導(dǎo)熱機理。

電子在兩次碰撞間運動的平均距離稱為平均自由程。由Bloch定理推論，鋁合金中電子的平均自由程受到晶體結(jié)構(gòu)完整程度的限制。溫度梯度一定時，鋁合金的晶體結(jié)構(gòu)越完整，平均自由程越長，導(dǎo)電能力就越強。由Matthiessen定律合金電阻具體構(gòu)成為：
ρ=ρT＋ρR            （3）

式中，ρT為合金的基礎(chǔ)電阻，僅與溫度有關(guān)，ρR為雜質(zhì)電阻，其構(gòu)成為：
ρR=ρp+ρss +ρd+ρgb           （4）

式中 和分別為析出相、固溶度、位錯和晶界對合金原子和引起的電阻。

_{對電子運動的影響程度主要取決于位移、晶界、合金元素固溶和晶間析出相等缺陷的數(shù)量和結(jié)構(gòu)。位錯密度和晶界面積越大，散射電子的越多，合金的熱導(dǎo)率越低；合金中的元素固溶度越高，引起基體的晶格畸變就越嚴重，破壞鋁基體中原子的有序程度和原有周期性電場的分布，產(chǎn)生缺陷和應(yīng)力場；晶間析出相的數(shù)量越多，尺寸越大，對電子的散射作用越強，電子平均自由程減小，導(dǎo)致合金導(dǎo)熱性能的下降。}

_{室溫下，低密度空位和位錯對電阻率的影響甚小，且在僅改變鑄造方式而未進行塑性變形及退火的情況下，不同試樣之間的位錯密度并無明顯差異，故可忽略其對熱導(dǎo)率的影響。冷卻速率的變化會一定程度上改變Al基體晶粒尺寸和晶界的總面積，LI B等也指出晶粒尺寸的變化對熱導(dǎo)率的影響微乎其微，熱導(dǎo)率并未隨晶粒的顯著細化而明顯下降。}

_{對Al-Si合金而言中，Si和Al形成置換固溶體，但Si在Al中固溶度很小，最大飽和固溶度僅為1.65%，而室溫下僅為0.05%，其余的Si會以單質(zhì)形式與Al一起形成Al-Si共晶組織。A356鋁合金中Si質(zhì)量分數(shù)約為7.06%，僅有極少量固溶在Al基體內(nèi)，而更多的是以Al-Si共晶形式析出。Si原子半徑（0.134 nm）與Al（0.143 nm）十分接近，Si原子固溶引起的Al基體晶格畸變很小，因此基體中固溶的Si對Al的熱導(dǎo)率影響不大，而主要是晶界處析出的共晶Si帶來的影響。李斌等也認為當(dāng)Si質(zhì)量分數(shù)為7.0%~12.8%時，Al基體的晶格畸變程度很小，且隨Si含量的變化不明顯。}

_{晶間析出相對基體的割裂是導(dǎo)致A356鋁合金熱導(dǎo)率較純Al下降的主要原因。依照3種鑄造方式試樣共晶Si相的SEM照片繪制其對電子遷移的阻礙作用示意圖見圖9。PMC試樣中共晶Si相尺寸粗大的板條狀，集聚分布，電子難以通過或繞過共晶Si晶粒完成能量的輸運。在機械擠壓力的作用下，合金致密度提高，原子間距縮短，基體連接性增強，自由電子自由程增大，對合金熱導(dǎo)率起到了提升作用。LSC在細化α-Al基體晶粒時難免增大了晶界面積，但同時也完成了對共晶Si晶粒顯著的細化作用，使其變?yōu)殚L桿狀，面積大幅縮小，拓寬了電子輸運的通路，整體上表現(xiàn)為能量輸運效率的提高即熱導(dǎo)率的上升；SSC試樣晶間共晶Si相得到了一定的破碎和球化，邊緣變得圓鈍，整體變?yōu)槿湎x狀。鈍化的共晶相邊緣能降低散射作用發(fā)生的概率，其機制主要包括減小散射面積、改散射碰撞為切過和增加電子在基體中的自由程并改變散射方向幾種途徑，見圖10。可見共晶Si相的球化將很大程度上減弱其對自由電子遷移的阻礙作用，改善A356鋁合金的導(dǎo)熱性能。}

_{圖9:自由電子在共晶Si相上散射原理示意圖}

_{圖10:晶粒邊界形狀對電子散射的影響}

_{3.2 力學(xué)性能}

_{擠壓鑄造的試樣力學(xué)性能普遍高于金屬型鑄造，是由于在機械壓力的作用下晶粒得到明顯細化，根據(jù)Hall-Petch公式，制件強度隨晶粒尺寸的減小而提高，即完成細晶強化。同時，晶界增多且其間分布的共晶Si和少量的強化相Mg2Si對α-Al基體中的位錯也具有釘扎作用。此外，鑄造缺陷極大地影響著合金的斷裂伸長率，而擠壓鑄造的外加壓力能減少鑄件內(nèi)部的鑄造缺陷使得鑄件組織致密度提高，宏觀表現(xiàn)為試樣強度的提高。}

_{面心立方結(jié)構(gòu)的α-Al基體，在受到與滑移面垂直方向的載荷時會開動滑移系，發(fā)生滑移而非解理，基本上不存在解理斷裂。進一步拍攝并觀察不同鑄造方式鑄件的斷口形貌電鏡照片，圖11為PMC、LSC、SSC試樣的拉伸斷口形貌。從圖11a中看出，共晶Si在晶界處形貌為狹長的片狀，易產(chǎn)生裂紋并沿著晶界擴展，但晶粒取向雜亂，尺寸粗大，裂紋的延展在晶界處受阻，隨著應(yīng)力的累積被撕裂，并留下明顯的撕裂棱、層次清晰的小平面和河流狀紋樣。其斷裂方式為介于脆性斷裂和韌性斷裂之間的過渡模式，為偏向脆性斷裂的準解理斷裂。從圖11b看出，拉伸斷口中的撕裂棱變窄，密集分布著小而深的韌窩，斷口整體無明顯層次，未見解離臺階或小平面，因此判斷其斷裂形式偏向韌性斷裂。從圖11c看出，韌窩尺寸稍大、分布均勻、形狀圓整，符合等軸韌窩的特征；同時斷口上存在較少的撕裂棱，試樣整體表現(xiàn)為韌性斷裂。研究發(fā)現(xiàn)，試樣的伸長率受到枝晶尺寸和共晶Si相的長徑比控制，結(jié)合前文，擠壓鑄造的試樣伸長率較金屬型鑄造有所改善。且SSC試樣共晶Si相細化，減少了脆性相裂紋源，韌窩尺寸大表明試樣中的微孔發(fā)生集聚，裂紋的擴展路徑增長，宏觀上表現(xiàn)為伸長率的大幅上升。}

_{圖11:不同鑄造方式鑄件的拉伸斷口形貌}

_{4、結(jié)論}

_{（1）鑄造方式顯著影響A356鋁合金的組織形貌。金屬型鑄造試樣的α-Al晶粒呈粗大的樹枝晶，平均尺寸為137.807 μm，共晶Si相以板條和層片狀存在，平均直徑為4.04 μm；經(jīng)液態(tài)擠壓鑄造試樣中晶粒明顯細化，呈最為細小的胞狀晶，平均尺寸僅43.512 μm，共晶Si相變?yōu)槔w細的長桿狀，平均直徑下降到2.05 μm；半固態(tài)擠壓鑄造得到的晶粒平均尺寸為64.824 μm，較液態(tài)擠壓鑄造稍有長大，但形狀更為圓整，共晶Si相平均直徑下降到1.61 μm，變?yōu)槌叽缂毿。螤顝澢吘増A鈍的蠕蟲狀。}

_{（2）空位及位錯、晶界、元素固溶等均會引起合金熱導(dǎo)率較純金屬偏低，但A356鋁合金熱導(dǎo)率對共晶Si相形貌最敏感。隨著共晶Si相尺寸和長徑比的減小以及圓度的增加，熱導(dǎo)率及熱擴散系數(shù)呈上升趨勢。金屬型鑄件熱導(dǎo)率為150.064 W/(m?K)，液態(tài)擠壓鑄件熱導(dǎo)率提升至了2.0%，而半固態(tài)擠壓鑄件α-Al晶粒較大，形狀圓整，共晶Si尺寸細小，邊界鈍化，降低其對自由電子的散射概率，熱導(dǎo)率達到160.220 W/(m?K)，較金屬型鑄造提升了6.7%。}

_{（3）通過擠壓鑄造，能減少A356鋁合金內(nèi)部鑄造缺陷，提升其力學(xué)性能。金屬型鑄件的抗拉強度為179.930 MPa，伸長率為3.19%，硬度（HB）為55，液態(tài)擠壓鑄件抗拉強度達到209.446 MPa，伸長率6.93%，硬度（HB）升高到64；半固態(tài)擠壓鑄件抗拉強度達到223.514 MPa，伸長率13.68%，硬度（HB）提高到71，較金屬型鑄件有明顯提升。}

<sub>文章作者

曹楊婧 李元東 羅曉梅 畢廣利 宋趙熙

李想 樊博陽
蘭州理工大學(xué)省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室

李元東 畢廣利
蘭州理工大學(xué)省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室；
蘭州理工大學(xué)有色金屬合金及加工教育部重點實驗室

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第11期</sub>