周金鎖，季英萍，紀宏波

（寧波工程學院 機械工程學院，浙江 寧波 315336）

0 引言

能耗、排放和環(huán)保等三大問題是汽車行業(yè)人們廣泛關注的問題。鋁合金是汽車輕量化首選材料[1-3]，而具有優(yōu)良的耐磨性和加工性能的過共晶Al-Si合金被廣泛的應用于汽車零部件生產(chǎn)[4-10]，壓力鑄造是其重要的成型方法[11-12]。撥叉是汽車變速機構中的主要零部件，齒輪在高速旋轉過程中，該零件不可避免地受到磨損和拉力等的影響。如果其磨損嚴重或強度不夠，就會導致齒輪掛不到位而掉檔，這就要求該產(chǎn)品需要有良好的拉伸性能和較高的硬度。撥叉在工作過程中最容易磨損的地方是撥口和齒輪環(huán)槽接觸的部位，然而這些工作位置結構不同，且距離鑄件澆口距離不同，不可避免的存在組織和性能差異，從而影響撥叉的整體性能。

B390鋁合金是一種過共晶鋁硅合金，它具有密度小、比強度高、熱膨脹系數(shù)小、熱穩(wěn)定性好、耐磨耐蝕及高溫性能好等優(yōu)點，被廣泛的應用于汽車發(fā)動機、壓縮機活塞、汽缸體和斜盤等零件[6]。因此，本文以B390鋁合金壓鑄撥叉為研究對象，對撥口、叉口等重要工作部位的組織、硬度、拉伸性能和斷口形貌進行了綜合研究，并分析了拉伸斷裂機理，研究成果將對生產(chǎn)該類合金壓鑄件具有重要理論指導意義。

1 試驗材料及研究方法

實驗所用鋁合金為B390，其化學成分如表1所示。壓鑄工藝所用設備為臥式壓鑄鑄造機，澆注溫度為660～670℃，模具溫度為170～185℃，低速和高速壓射速度分別為0.17 m/s和3 m/s。

表1 B390鋁合金的化學成分

組織和性能測試試樣取自鋁合金壓鑄撥叉不同的4個位置，具體取樣位置分別如圖1中S1、S2、S3和S4所示。該4處位置其所處鑄件壁厚（t）不同，分別記為S1（t=5.2 mm），S2（t=6.3 mm），S3（t=7.2 mm）和S4（t=8.1 mm），且與鑄件澆口的距離依次增大。其中S1和S2位于叉口處，S3位于撥口處，S4靠近齒輪環(huán)槽接觸的部位。

圖1 取樣位置

根據(jù)GB/T 4340.2—1999《金屬維氏硬度試驗方法》，采用顯微硬度計（FM800）對壓鑄撥叉4個位置不同試樣的顯微硬度進行測量。測試時，載荷為0.5 kg，加載時間為15 s。每個試樣至少測試10次，去除最高和最低值，取其平均值。

由于受撥叉形狀的限制，拉伸試樣采用非標板狀試樣，其形狀和尺寸如圖2所示。拉伸實驗在INSTRON2386試驗機上進行，拉伸速率為0.01 mm/s，且每個位置至少選取3個試樣進行拉伸測試。采用FEI QUANTA 650型掃描電子顯微鏡對拉伸試樣的斷口形貌進行觀察，并結合能譜分析對相的成分進行研究，進而分析試樣的拉伸斷裂機理。

圖2 拉伸試樣

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉不同位置的顯微組織如圖3所示。從圖中可以看出，鋁合金B(yǎng)390壓鑄態(tài)撥叉不同位置的顯微組織均由多邊形塊狀初生Si相（灰色相）、α-Al（白色相）+共晶Si（黑色相）體組成，這是由于鋁合金溶液在凝固過程中初生Si相首先自液相中析出，然后發(fā)生二元共晶反應，即該合金在壓鑄過程中發(fā)生L→α-Al+Si反應[13]。然而對比發(fā)現(xiàn)，撥叉各部位的組織形貌存在明顯差異。如圖3(a)所示，鑄件壁厚最小的叉口位置S1組織中初晶Si相數(shù)量相對較少，尺寸大約為20μm左右，且共晶Si相成細小粒狀結構。鑄件壁厚增大的S2試樣中初晶Si相變化不大，但部分共晶Si相卻發(fā)生了由粒狀向針條狀的轉變，如圖3(b)所示。如圖3(c)所示，鑄件厚度為7.2 mm處撥口位置S3的初晶Si相變多，且平均尺寸增大為60μm左右，α-Al+Si共晶體粗化更加顯著。對比圖3(d)發(fā)現(xiàn)，鑄件厚度最大位置處的S4，組織粗化更為顯著，但初晶Si相分布相對均勻。這與壓鑄過程中，撥叉不同位置的鋁合金經(jīng)歷的冷卻速度和充型速度有關。結合圖1鑄件結構發(fā)現(xiàn)，叉口S1處合金位于模具尖端，充型能力好且冷卻速度最快。而在相同的壓鑄條件下，叉口S2處鑄件厚度變大，冷卻速度相對變慢，凝固時間相對延長，過冷度變小，形核數(shù)量相對減少，而臨界晶核半徑相應變大，因此共晶組織發(fā)生粗化現(xiàn)象。S3和S4處較前兩處厚度更大，金屬液的冷卻速度較S1和S2變慢，Si相生長時間延長。因此，該兩處位置的合金在凝固后形成了尺寸相對較大的初晶Si相和長條狀共晶Si相，組織較S1和S2位置粗大。

圖3 鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉不同位置的顯微組織：(a)S1位置；(b)S2位置；(c)S3位置；(d)S4位置

2.2 力學性能

鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉不同位置試樣的拉伸性能如表2所示。從表中可以看出，壓鑄撥叉各部位的抗拉強度不高，介于170 MPa和190 MPa之間，且塑性較差，伸長率僅1%左右。各部位拉伸性能存在一定程度的差異，即叉口S1位置抗拉強度為190 MPa，而撥口S3位置抗拉強度最差，僅為170.5 MPa，降低了10.5%。這主要是因為Si含量相當?shù)倪^共晶鋁硅合金的力學性能主要受初晶Si相的影響。已知，合金強度值與組織中第二相晶粒的關系式[14]如下：

表2 鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉不同位置的力學性能

式中：σ為合金強度；φV和d分別為第二相體積分數(shù)和平均直徑。由式(1)可以推斷，對同一高硅鋁合金材料而言，它的抗拉強度σ與Si相體積分數(shù)、Si相尺寸均成反比。因此，在本實驗中，含有尺寸較大、數(shù)量較多初生Si相的S3位置試樣其拉伸強度最低。另外，與位置1伸長率1.08%相比，位置3的拉伸率降低到0.72%，降低了33%，這與后者組織粗大，且初生Si和共晶Si數(shù)量較多有關。顯微硬度測試結果發(fā)現(xiàn)，撥口處S3試樣的顯微硬度較叉口S1和叉口S2有明顯增加，高達180 HV，增長了12.5%。由此可見，尺寸變大和數(shù)量增加的初生Si相致使壓鑄撥叉?zhèn)€別位置拉伸性能下降，但硬度增加。

2.3 斷口形貌

采用掃描電鏡對鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉S1、S2、S3、S4 4個位置的拉伸試樣的斷口進行觀察，結果發(fā)現(xiàn)，它們的斷口表面特征相似。因此，本文中只列出叉口S1處的拉伸試樣的斷口表面，如圖4所示。從圖4(a)中可以看出，該試樣拉伸斷口的中心和邊緣存在明顯差異，斷口中心可見大量黑色相。對圖4(b)箭頭所示的黑色相以及基體組織進行微區(qū)能譜元素分析，峰型圖如圖5所示。結合圖5(b)和表3可知該黑色相主要成分為Si元素，因此，可以推斷該相為初生Si相。OKAYASU M等[15]發(fā)現(xiàn)初生Si相偏析會導致過共晶Al-Si合金鑄件的力學性能變差。這主要是由于共晶Al-Si合金中的初生Si相是脆性相，在受到外力載荷作用時，裂紋容易在該相與基體界面處萌生并擴展，從而降低其力學性能[16]。另外，從圖4(c)中還可以看到撥叉拉伸斷口表面存在明顯的孔洞缺陷，這是典型的鑄造疏松。這是由于在凝固后期，枝晶間液態(tài)金屬的傳遞壓力變小，金屬的流動速度變慢，液態(tài)金屬補縮困難產(chǎn)生[17]。試樣在受拉時，具有孔洞處的承載面積減小，應力集中發(fā)生，裂紋更容易在這些缺陷處萌生和擴展，從而進一步降低了壓鑄件的拉伸力學性能。拉伸斷口表面除了少量韌窩外，還出現(xiàn)了大量的解理面，如圖4(d)所示。這說明該壓鑄件在拉伸應力作用下呈現(xiàn)韌性斷裂和脆性斷裂的混合模式，但主要以脆性斷裂為主，所以該試樣抗拉強度較低，塑性較小。

表3 鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉能譜分析各元素質量分數(shù)

圖4 鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉拉伸斷口形貌:(a)宏觀形貌；(b)硅相；(c)疏松和孔洞；(d)韌窩和解理

圖5 鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉拉伸斷口形貌黑色相和基體的能譜分析:

3 結論

本文以B390鋁合金壓鑄成型撥叉為研究對象，對其叉口和撥口等重要工作部位的微觀組織、顯微硬度以及拉伸性能等進行了綜合研究，結論如下：

(1)鋁合金B(yǎng)390壓鑄撥叉的顯微組織由初生Si相和α-Al+Si共晶體組成。與叉口處組織相比，撥口處初生Si相尺寸變大，數(shù)量增多，共晶Si出現(xiàn)由粒狀向針狀和條狀的轉變。

(2)與叉口相比，鋁合金B(yǎng)390的壓鑄撥叉撥口的拉伸強度和伸長率分別降低了10.5%和33%，而顯微硬度升高了12.5%，這與后者組織粗大，且初生Si和共晶Si數(shù)量較多有關。

(3)鋁合金B(yǎng)390壓鑄件在在拉伸過程中表現(xiàn)為韌性斷裂和脆性斷裂的混合模式，但主要以脆性斷裂為主。