铝合金压铸拨叉组织和力学性能研究

周金锁，季英萍，纪宏波

（宁波工程学院 机械工程学院，浙江 宁波 315336）

0 引言

能耗、排放和环保等三大问题是汽车行业人们广泛关注的问题。铝合金是汽车轻量化首选材料[1-3]，而具有优良的耐磨性和加工性能的过共晶Al-Si合金被广泛的应用于汽车零部件生产[4-10]，压力铸造是其重要的成型方法[11-12]。拨叉是汽车变速机构中的主要零部件，齿轮在高速旋转过程中，该零件不可避免地受到磨损和拉力等的影响。如果其磨损严重或强度不够，就会导致齿轮挂不到位而掉档，这就要求该产品需要有良好的拉伸性能和较高的硬度。拨叉在工作过程中最容易磨损的地方是拨口和齿轮环槽接触的部位，然而这些工作位置结构不同，且距离铸件浇口距离不同，不可避免的存在组织和性能差异，从而影响拨叉的整体性能。

B390铝合金是一种过共晶铝硅合金，它具有密度小、比强度高、热膨胀系数小、热稳定性好、耐磨耐蚀及高温性能好等优点，被广泛的应用于汽车发动机、压缩机活塞、汽缸体和斜盘等零件[6]。因此，本文以B390铝合金压铸拨叉为研究对象，对拨口、叉口等重要工作部位的组织、硬度、拉伸性能和断口形貌进行了综合研究，并分析了拉伸断裂机理，研究成果将对生产该类合金压铸件具有重要理论指导意义。

1 试验材料及研究方法

实验所用铝合金为B390，其化学成分如表1所示。压铸工艺所用设备为卧式压铸铸造机，浇注温度为660～670℃，模具温度为170～185℃，低速和高速压射速度分别为0.17 m/s和3 m/s。

表1 B390铝合金的化学成分

组织和性能测试试样取自铝合金压铸拨叉不同的4个位置，具体取样位置分别如图1中S1、S2、S3和S4所示。该4处位置其所处铸件壁厚（t）不同，分别记为S1（t=5.2 mm），S2（t=6.3 mm），S3（t=7.2 mm）和S4（t=8.1 mm），且与铸件浇口的距离依次增大。其中S1和S2位于叉口处，S3位于拨口处，S4靠近齿轮环槽接触的部位。

图1 取样位置

根据GB/T 4340.2—1999《金属维氏硬度试验方法》，采用显微硬度计（FM800）对压铸拨叉4个位置不同试样的显微硬度进行测量。测试时，载荷为0.5 kg，加载时间为15 s。每个试样至少测试10次，去除最高和最低值，取其平均值。

由于受拨叉形状的限制，拉伸试样采用非标板状试样，其形状和尺寸如图2所示。拉伸实验在INSTRON2386试验机上进行，拉伸速率为0.01 mm/s，且每个位置至少选取3个试样进行拉伸测试。采用FEI QUANTA 650型扫描电子显微镜对拉伸试样的断口形貌进行观察，并结合能谱分析对相的成分进行研究，进而分析试样的拉伸断裂机理。

图2 拉伸试样

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

铝合金B390压铸拨叉不同位置的显微组织如图3所示。从图中可以看出，铝合金B390压铸态拨叉不同位置的显微组织均由多边形块状初生Si相（灰色相）、α-Al（白色相）+共晶Si（黑色相）体组成，这是由于铝合金溶液在凝固过程中初生Si相首先自液相中析出，然后发生二元共晶反应，即该合金在压铸过程中发生L→α-Al+Si反应[13]。然而对比发现，拨叉各部位的组织形貌存在明显差异。如图3(a)所示，铸件壁厚最小的叉口位置S1组织中初晶Si相数量相对较少，尺寸大约为20μm左右，且共晶Si相成细小粒状结构。铸件壁厚增大的S2试样中初晶Si相变化不大，但部分共晶Si相却发生了由粒状向针条状的转变，如图3(b)所示。如图3(c)所示，铸件厚度为7.2 mm处拨口位置S3的初晶Si相变多，且平均尺寸增大为60μm左右，α-Al+Si共晶体粗化更加显著。对比图3(d)发现，铸件厚度最大位置处的S4，组织粗化更为显著，但初晶Si相分布相对均匀。这与压铸过程中，拨叉不同位置的铝合金经历的冷却速度和充型速度有关。结合图1铸件结构发现，叉口S1处合金位于模具尖端，充型能力好且冷却速度最快。而在相同的压铸条件下，叉口S2处铸件厚度变大，冷却速度相对变慢，凝固时间相对延长，过冷度变小，形核数量相对减少，而临界晶核半径相应变大，因此共晶组织发生粗化现象。S3和S4处较前两处厚度更大，金属液的冷却速度较S1和S2变慢，Si相生长时间延长。因此，该两处位置的合金在凝固后形成了尺寸相对较大的初晶Si相和长条状共晶Si相，组织较S1和S2位置粗大。

图3 铝合金B390压铸拨叉不同位置的显微组织：(a)S1位置；(b)S2位置；(c)S3位置；(d)S4位置

2.2 力学性能

铝合金B390压铸拨叉不同位置试样的拉伸性能如表2所示。从表中可以看出，压铸拨叉各部位的抗拉强度不高，介于170 MPa和190 MPa之间，且塑性较差，伸长率仅1%左右。各部位拉伸性能存在一定程度的差异，即叉口S1位置抗拉强度为190 MPa，而拨口S3位置抗拉强度最差，仅为170.5 MPa，降低了10.5%。这主要是因为Si含量相当的过共晶铝硅合金的力学性能主要受初晶Si相的影响。已知，合金强度值与组织中第二相晶粒的关系式[14]如下：

表2 铝合金B390压铸拨叉不同位置的力学性能

式中：σ为合金强度；φV和d分别为第二相体积分数和平均直径。由式(1)可以推断，对同一高硅铝合金材料而言，它的抗拉强度σ与Si相体积分数、Si相尺寸均成反比。因此，在本实验中，含有尺寸较大、数量较多初生Si相的S3位置试样其拉伸强度最低。另外，与位置1伸长率1.08%相比，位置3的拉伸率降低到0.72%，降低了33%，这与后者组织粗大，且初生Si和共晶Si数量较多有关。显微硬度测试结果发现，拨口处S3试样的显微硬度较叉口S1和叉口S2有明显增加，高达180 HV，增长了12.5%。由此可见，尺寸变大和数量增加的初生Si相致使压铸拨叉个别位置拉伸性能下降，但硬度增加。

2.3 断口形貌

采用扫描电镜对铝合金B390压铸拨叉S1、S2、S3、S4 4个位置的拉伸试样的断口进行观察，结果发现，它们的断口表面特征相似。因此，本文中只列出叉口S1处的拉伸试样的断口表面，如图4所示。从图4(a)中可以看出，该试样拉伸断口的中心和边缘存在明显差异，断口中心可见大量黑色相。对图4(b)箭头所示的黑色相以及基体组织进行微区能谱元素分析，峰型图如图5所示。结合图5(b)和表3可知该黑色相主要成分为Si元素，因此，可以推断该相为初生Si相。OKAYASU M等[15]发现初生Si相偏析会导致过共晶Al-Si合金铸件的力学性能变差。这主要是由于共晶Al-Si合金中的初生Si相是脆性相，在受到外力载荷作用时，裂纹容易在该相与基体界面处萌生并扩展，从而降低其力学性能[16]。另外，从图4(c)中还可以看到拨叉拉伸断口表面存在明显的孔洞缺陷，这是典型的铸造疏松。这是由于在凝固后期，枝晶间液态金属的传递压力变小，金属的流动速度变慢，液态金属补缩困难产生[17]。试样在受拉时，具有孔洞处的承载面积减小，应力集中发生，裂纹更容易在这些缺陷处萌生和扩展，从而进一步降低了压铸件的拉伸力学性能。拉伸断口表面除了少量韧窝外，还出现了大量的解理面，如图4(d)所示。这说明该压铸件在拉伸应力作用下呈现韧性断裂和脆性断裂的混合模式，但主要以脆性断裂为主，所以该试样抗拉强度较低，塑性较小。

表3 铝合金B390压铸拨叉能谱分析各元素质量分数

图4 铝合金B390压铸拨叉拉伸断口形貌:(a)宏观形貌；(b)硅相；(c)疏松和孔洞；(d)韧窝和解理

图5 铝合金B390压铸拨叉拉伸断口形貌黑色相和基体的能谱分析:

3 结论

本文以B390铝合金压铸成型拨叉为研究对象，对其叉口和拨口等重要工作部位的微观组织、显微硬度以及拉伸性能等进行了综合研究，结论如下：

(1)铝合金B390压铸拨叉的显微组织由初生Si相和α-Al+Si共晶体组成。与叉口处组织相比，拨口处初生Si相尺寸变大，数量增多，共晶Si出现由粒状向针状和条状的转变。

(2)与叉口相比，铝合金B390的压铸拨叉拨口的拉伸强度和伸长率分别降低了10.5%和33%，而显微硬度升高了12.5%，这与后者组织粗大，且初生Si和共晶Si数量较多有关。

(3)铝合金B390压铸件在在拉伸过程中表现为韧性断裂和脆性断裂的混合模式，但主要以脆性断裂为主。