详细对比！不同铸造方式下高性能A356铝合金组织与性能差异

导读

以商用A356铝合金为研究对象，研究铸造方式（金属型铸造、液态挤压铸造、半固态挤压铸造）对其组织、热导率和力学性能的影响。结果表明，液态和半固态挤压铸造显著减少铸造缺陷，提高合金致密性。其中，液态挤压铸造制件相较于金属型铸造晶粒明显细化，共晶Si相从粗大的板条状转变为长杆状，合金抗拉强度由179.930MPa提高到209.446MPa，伸长率从3.19%提高到6.93%，硬度（HB）由55提高到64，热导率由150.064W/(m∙K)升高到153.072W/(m∙K)；经半固态挤压铸造后，初生α-Al晶粒分布均匀，形状圆整。共晶Si相尺寸减小，边界圆钝，偏析消除。合金抗拉强度为223.514MPa，伸长率达到13.68%，硬度（HB）达到71，热导率提高到160.220W/(m∙K)。

铸造铝合金由于具有优异的铸造性能，良好的耐蚀性能，比强度高，生产成本低而广泛应用于汽车制造和航空工业等领域。A356铝合金是常用的铸造Al-Si合金，因其流动性好、气密性好、收缩率小和热烈倾向小通常用来制造汽车发动机缸盖、滑块构件及轮毂等具有复杂结构的铸件。随着汽车行业的发展，其应用范围的扩大对零件的力学性能、散热能力等提出了更高的要求。

试验材料采用商用A356铝合金，其成分见表1。试验分别采用金属型铸造（PMC）、液态挤压铸造（LSC）和半固态挤压铸造（SSC）等3种不同的铸造方式。其中，PMC使用井式坩埚电阻炉将商用A356铝合金重新熔化，当温度升至720℃后，加入质量分数为1%的C2Cl6进行精炼（除气、除渣）后静置，再浇入250℃预热的模具中得到铸件。挤压铸造选用600T卧式挤压铸造机，压射力为784kN，比压为101MPa，保压15s。铝合金液在精炼扒渣静置后浇入预热250℃的挤压铸造机料筒中，再将合金浆料顶入预热250℃的模具中挤压。而SSC则是将熔炼好的A356铝合金熔液浇入滚筒式半固态制浆料机内制浆后（出口温度590℃），再注入挤压机料筒中挤压成形。成形件尺寸为160mm×170mm×8mm。

使用线切割机割拉伸试样（见图1），利用WDW-100D型电子万能材料试验机对其进进行拉伸测试，并记录试样的抗拉强度及伸长率。采用HB-3000B型布氏硬度计进行合金硬度的测试。

图1拉伸试样示意图

1显微组织

图2为PMC、LSC、SSC3种铸造方式所得试样的显微组织。合金组织主要为初生α-Al及共晶Si相。从图2a中看出，α-Al相呈较为粗大的树枝晶，取向无明显规律，且由于α-Al相晶粒尺寸粗大，分布杂乱，其晶界处析出的共晶Si相也存在明显的偏析集聚现象。从图2b看出，α-Al相较PMC明显细小，呈蔷薇状或等轴晶。组织更加致密，排布更加均匀。但晶间析出相的偏析现象未能消除。从图2c看出，由于初生α-Al相是经过半固态制得，凝固时从蔷薇状逐渐演化成形状较为圆整的类球状，气孔、缩孔等铸造缺陷和微观偏析现象明显减少，晶粒最为圆整，组织最为均匀。

（a）PMC

（b）LSC

（c）SSC

图2不同铸造方式制备A356铝合金试样的显微组织

用软件对基体晶粒尺寸统计分析结果见图3。PMC过程凝固过冷度小，α-Al晶粒为粗大的树枝晶，平均晶粒尺寸为137.807μm。挤压铸造过程大大改善铸型与铸件间的热交换条件，且在挤压作用下，合金熔点相较于传统铸造时的升高，增大了合金熔体凝固时的初始过冷度。LSC过程中合金的凝固潜热较快释放，阻碍合金熔体中原子的扩散，抑制初生α-Al相的长大，使晶粒尺寸细小，平均晶粒尺寸骤降至43.512μm。过冷度作为凝固的驱动力，其增加使临界形核半径减小，形核率上升，使晶粒数量增多。半固态制浆时，熔体在滚筒的搅拌作用下产生对流，使晶粒之间产生碰撞，抑制粗大树枝晶的生成，将枝晶臂打断，形成许多细小的晶粒。随着温度的降低，这些细小的晶粒无明显取向的均匀长大，α-Al相整体形貌比较圆整，平均晶粒尺寸为64.824μm。

图3不同铸造方式制备A356铝合金α-Al晶粒尺寸

Al-Si共晶通常被认为是不规则共晶，其生长方式为小平面生长，用扫描电镜对共晶Si相进行进一步观察，见图4。图4a是PMC试样的共晶Si相电镜照片，由于α-Al基体不规律、不均匀的排布使得析出在其晶界上的共晶Si也明显的偏析和集聚的问题。共晶Si相呈现出的是尺寸较大的针状或板片状，分布在基体晶界处，严重地割裂基体。LSC试样的共晶Si晶粒得到了较大程度的细化转变为小片状和长杆状（图4b），但偏析现象依然存在。转变浆料状态为半固态后，见图4c，SSC试样的共晶Si相的尺寸明显减小，边缘明显圆钝，整体形状弯曲，呈现出蠕虫状的形貌，说明SSC过程中对共晶Si相产生了一定程度的球化。

（a）PMC

（b）LSC

（c）SSC

图4不同成形方式制备A356铝合金的共晶Si相形貌

A356铝合金属于亚共晶Al-Si合金在凝固时，首先析出初生α-Al相，Si相在共晶时析出，分布在α-Al基体晶粒的晶界处，因此共晶Si相的形貌一定程度上受到基体晶粒的影响，共晶反应的结束也标志着凝固过程的结束。统计并计算共晶Si相等积圆直径，长径比和形状因子见图5。PMC试样中共晶Si相尺寸分布较为分散，仅存在极少量直径为2~3μm的小尺寸晶粒，平均直径为4.40μm，最大达8.32μm；长径比为7.92，形状因子为0.34。LSC试样由于挤压力对晶粒的细化作用，共晶Si相尺寸分布较PMC也有所集中，尺寸显著减小，平均等积圆直径下降到2.05μm，最大直径降为4.11μm；长径比为6.48，形状因子为0.398。SSC浇注温度较低而充型后冷却速度较快，使共晶Si尺寸进一步减小，形貌发生变化，多数晶粒半径小于2μm，平均直径降至1.61μm，最大半径仅为3.5μm；长径比下降至3.64，形状因子上升到0.472。

图6为不同铸造方式铸件的X射线衍射图谱。可以看出，成形方式并不会改变合金的相组成，3种方式铸造的试样组织中主要相组成均为α-Al和Si相，同时存在强化相（Mg2Si）和富Fe相（Al2Fe3Si4）。由于挤压力的存在加快了凝固速率，可能使少量基体中的Fe和Mg原子固溶在基体内形成固溶体，来不及扩散析出并相互结合形成第二相（Mg2Si）和富Fe相（Al2Fe3Si4）。

（a）共晶Si相尺寸分布

（b）共晶Si相圆度及长径比

图5不同铸造方式制备A356铝合金共晶Si的尺寸分布及形状变化

图6不同铸造方式制备A356铝合金的XRD图谱

2热导率

图7为不同铸造方式铸件的导热性能检测结果。可以看出，铸造方式对合金热导率与热扩散系数具有明显的影响。PMC试样的热导率最低，LSC试样的热导率比PMC提高了2.0%，SSC试样的热导率最高，较PMC试样提高了6.7%。具体数值见表2。

图7不同铸造方式制备A356铝合金的导热性能

3对力学性能的影响

图8为不同铸造方式试样的硬度、抗拉强度及伸长率，PMC试样的抗拉强度为179.930MPa，伸长率为3.19%硬度（HB）为55，LSC试样的抗拉强度为209.446MPa，伸长率为6.93%，硬度（HB）升高到64；而SSC的试样抗拉强度提高至223.514MPa，伸长率为13.68%，硬度（HB）提高至71。

图8不同铸造方式制备A356铝合金力学性能

4分析与讨论

4.1导热性能

铝合金导热的物理过程主要依靠自由电子的迁移实现，由一定的温度梯度作为驱动力，电子在延温度梯度下降的方向定向移动的过程中通过不断碰撞将所携带的能量由高温区域传递到低温区域完成导热。非低温条件下，金属材料的热导率与它的电导率之比约为常数。故从导电性入手，探究合金的导热机理。

电子在两次碰撞间运动的平均距离称为平均自由程。由Bloch定理推论，铝合金中电子的平均自由程受到晶体结构完整程度的限制。温度梯度一定时，铝合金的晶体结构越完整，平均自由程越长，导电能力就越强。

对电子运动的影响程度主要取决于位移、晶界、合金元素固溶和晶间析出相等缺陷的数量和结构。位错密度和晶界面积越大，散射电子的越多，合金的热导率越低；合金中的元素固溶度越高，引起基体的晶格畸变就越严重，破坏铝基体中原子的有序程度和原有周期性电场的分布，产生缺陷和应力场；晶间析出相的数量越多，尺寸越大，对电子的散射作用越强，电子平均自由程减小，导致合金导热性能的下降。

室温下，低密度空位和位错对电阻率的影响甚小，且在仅改变铸造方式而未进行塑性变形及退火的情况下，不同试样之间的位错密度并无明显差异，故可忽略其对热导率的影响。冷却速率的变化会一定程度上改变Al基体晶粒尺寸和晶界的总面积，LIB等也指出晶粒尺寸的变化对热导率的影响微乎其微，热导率并未随晶粒的显著细化而明显下降。

对Al-Si合金而言中，Si和Al形成置换固溶体，但Si在Al中固溶度很小，最大饱和固溶度仅为1.65%，而室温下仅为0.05%，其余的Si会以单质形式与Al一起形成Al-Si共晶组织。A356铝合金中Si质量分数约为7.06%，仅有极少量固溶在Al基体内，而更多的是以Al-Si共晶形式析出。Si原子半径（0.134nm）与Al（0.143nm）十分接近，Si原子固溶引起的Al基体晶格畸变很小，因此基体中固溶的Si对Al的热导率影响不大，而主要是晶界处析出的共晶Si带来的影响。李斌等也认为当Si质量分数为7.0%~12.8%时，Al基体的晶格畸变程度很小，且随Si含量的变化不明显。

晶间析出相对基体的割裂是导致A356铝合金热导率较纯Al下降的主要原因。依照3种铸造方式试样共晶Si相的SEM照片绘制其对电子迁移的阻碍作用示意图见图9。PMC试样中共晶Si相尺寸粗大的板条状，集聚分布，电子难以通过或绕过共晶Si晶粒完成能量的输运。在机械挤压力的作用下，合金致密度提高，原子间距缩短，基体连接性增强，自由电子自由程增大，对合金热导率起到了提升作用。LSC在细化α-Al基体晶粒时难免增大了晶界面积，但同时也完成了对共晶Si晶粒显著的细化作用，使其变为长杆状，面积大幅缩小，拓宽了电子输运的通路，整体上表现为能量输运效率的提高即热导率的上升；SSC试样晶间共晶Si相得到了一定的破碎和球化，边缘变得圆钝，整体变为蠕虫状。钝化的共晶相边缘能降低散射作用发生的概率，其机制主要包括减小散射面积、改散射碰撞为切过和增加电子在基体中的自由程并改变散射方向几种途径，见图10。可见共晶Si相的球化将很大程度上减弱其对自由电子迁移的阻碍作用，改善A356铝合金的导热性能。

（a）PMC

（b）LSC

（c）SSC

图9自由电子在共晶Si相上散射原理示意图

图10晶粒边界形状对电子散射的影响

4.2力学性能

挤压铸造的试样力学性能普遍高于金属型铸造，是由于在机械压力的作用下晶粒得到明显细化，根据Hall-Petch公式，制件强度随晶粒尺寸的减小而提高，即完成细晶强化。同时，晶界增多且其间分布的共晶Si和少量的强化相Mg2Si对α-Al基体中的位错也具有钉扎作用。此外，铸造缺陷极大地影响着合金的断裂伸长率，而挤压铸造的外加压力能减少铸件内部的铸造缺陷使得铸件组织致密度提高，宏观表现为试样强度的提高。

面心立方结构的α-Al基体，在受到与滑移面垂直方向的载荷时会开动滑移系，发生滑移而非解理，基本上不存在解理断裂。进一步拍摄并观察不同铸造方式铸件的断口形貌电镜照片，图11为PMC、LSC、SSC试样的拉伸断口形貌。从图11a中看出，共晶Si在晶界处形貌为狭长的片状，易产生裂纹并沿着晶界扩展，但晶粒取向杂乱，尺寸粗大，裂纹的延展在晶界处受阻，随着应力的累积被撕裂，并留下明显的撕裂棱、层次清晰的小平面和河流状纹样。其断裂方式为介于脆性断裂和韧性断裂之间的过渡模式，为偏向脆性断裂的准解理断裂。从图11b看出，拉伸断口中的撕裂棱变窄，密集分布着小而深的韧窝，断口整体无明显层次，未见解离台阶或小平面，因此判断其断裂形式偏向韧性断裂。从图11c看出，韧窝尺寸稍大、分布均匀、形状圆整，符合等轴韧窝的特征；同时断口上存在较少的撕裂棱，试样整体表现为韧性断裂。研究发现，试样的伸长率受到枝晶尺寸和共晶Si相的长径比控制，结合前文，挤压铸造的试样伸长率较金属型铸造有所改善。且SSC试样共晶Si相细化，减少了脆性相裂纹源，韧窝尺寸大表明试样中的微孔发生集聚，裂纹的扩展路径增长，宏观上表现为伸长率的大幅上升。

（a）PMC

（b）LSC

（c）SSC

图11不同铸造方式铸件的拉伸断口形貌

5结论

（1）铸造方式显著影响A356铝合金的组织形貌。金属型铸造试样的α-Al晶粒呈粗大的树枝晶，平均尺寸为137.807μm，共晶Si相以板条和层片状存在，平均直径为4.04μm；经液态挤压铸造试样中晶粒明显细化，呈最为细小的胞状晶，平均尺寸仅43.512μm，共晶Si相变为纤细的长杆状，平均直径下降到2.05μm；半固态挤压铸造得到的晶粒平均尺寸为64.824μm，较液态挤压铸造稍有长大，但形状更为圆整，共晶Si相平均直径下降到1.61μm，变为尺寸细小，形状弯曲，边缘圆钝的蠕虫状。

（2）空位及位错、晶界、元素固溶等均会引起合金热导率较纯金属偏低，但A356铝合金热导率对共晶Si相形貌最敏感。随着共晶Si相尺寸和长径比的减小以及圆度的增加，热导率及热扩散系数呈上升趋势。金属型铸件热导率为150.064W/(m∙K)，液态挤压铸件热导率提升至了2.0%，而半固态挤压铸件α-Al晶粒较大，形状圆整，共晶Si尺寸细小，边界钝化，降低其对自由电子的散射概率，热导率达到160.220W/(m∙K)，较金属型铸造提升了6.7%。

（3）通过挤压铸造，能减少A356铝合金内部铸造缺陷，提升其力学性能。金属型铸件的抗拉强度为179.930MPa，伸长率为3.19%，硬度（HB）为55，液态挤压铸件抗拉强度达到209.446MPa，伸长率6.93%，硬度（HB）升高到64；半固态挤压铸件抗拉强度达到223.514MPa，伸长率13.68%，硬度（HB）提高到71，较金属型铸件有明显提升。

文献引用格式：曹杨婧，李元东，罗晓梅，等.铸造方式对A356铝合金组织、热导率和力学性能的影响[J].特种铸造及有色合金，2021,41（11）：1424-1430.