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采用宏觀檢測(cè)、化學(xué)成分分析、力學(xué)性能測(cè)試、金相檢測(cè)及掃描電鏡和能譜分析等手段，對(duì)ZL101A鑄造鋁合金機(jī)器人大臂在使用過(guò)程中發(fā)生斷裂進(jìn)行分析。結(jié)果表明:螺紋孔邊緣存在較多疏松、孔洞和粗大枝晶組織以及β脆性相是導(dǎo)致機(jī)器人大臂斷裂的主要原因，使用過(guò)程中的撞擊促進(jìn)了斷裂的提前發(fā)生，并依據(jù) 檢測(cè)結(jié)果提出了改進(jìn)措施。

 

1、 序言

 

ZL101A鑄造鋁合金的牌號(hào)為ZAlSi7MgA，產(chǎn)品加工及驗(yàn)收規(guī)范執(zhí)行GB/T 1173—2013《鑄造鋁合金》。該鑄造鋁合金屬于可熱處理強(qiáng)化材料，其化學(xué)成分與ZL101鑄造鋁合金基本相同，是 ZL101 鑄造鋁合金的改進(jìn)型。該鑄造鋁合金主要采用高純 度原材料，以降低材料中各種雜質(zhì)物含量，同時(shí)添加多種微量元素來(lái)細(xì)化組織，使其比Z L101鋁合金具有更高的力學(xué)性能。該鑄造鋁合金的成分簡(jiǎn)單， 鑄造性能優(yōu)良，并具有良好的耐蝕性[1]。其焊接性 和切削加工性能，均與ZL101鋁合金大致相同。

 

ZL101A鑄造鋁合金機(jī)器人大臂在使用過(guò)程中發(fā)生斷裂，大臂環(huán)形連接套外壁有明顯的撞擊痕跡。送檢的鋁合金大臂斷裂樣品，斷口大部分已缺失，無(wú)法復(fù)原開(kāi)裂斷口的整體形貌。本文對(duì)ZL101A鑄造 鋁合金大臂斷裂失效件的化學(xué)成分、表面硬度、斷口形貌及顯微組織進(jìn)行檢測(cè)，分析推斷其斷裂的原因以及開(kāi)裂形成機(jī)理。

 

2、 宏觀檢測(cè)

 

鋁合金大臂材料合金代號(hào)為ZL101A，該鋁合金 大臂采用熔模鑄造，未經(jīng)變質(zhì)處理，大臂表面經(jīng)過(guò) 噴砂處理及涂漆保護(hù)。機(jī)器人設(shè)備使用過(guò)程發(fā)生大臂斷裂，在大臂環(huán)形連接套外壁位置有明顯的撞擊痕跡(見(jiàn)圖1a紅色箭頭處)。為了直觀顯示撞擊部 位，客戶附上鋁合金大臂正面及背面設(shè)計(jì)圖(見(jiàn)圖 1b)。送檢鋁合金大臂斷裂樣品已殘缺，大臂斷裂 樣品的斷口大部分已缺失，其中左側(cè)的斷口被截取一半，右側(cè)的斷口已經(jīng)完全被截取(見(jiàn)圖1c)。對(duì)殘留斷口樣品進(jìn)行宏觀檢測(cè)，斷口呈粗大結(jié)晶狀脆性斷裂特征(見(jiàn)圖1d)。依據(jù)圖1所示鋁合金大臂的位置1撞擊部位，推測(cè)斷裂起始處位于位置2部位，位置2剛好位于強(qiáng)度最為薄弱的螺紋孔邊緣，因而首先形成拉向應(yīng)力開(kāi)裂[2]。大臂螺紋孔邊緣開(kāi)裂后， 裂紋繼續(xù)擴(kuò)展并向位置3的最大應(yīng)力方向擴(kuò)展。由于大臂斷裂樣品被人為截取，斷口部位已經(jīng)殘缺，最 終斷裂區(qū)無(wú)法復(fù)原，因此只能對(duì)現(xiàn)存的斷口進(jìn)行檢測(cè)和分析。

 

 

圖1 失效ZL101A鋁合金大臂形貌

 

3、 結(jié)果與討論

 

3.1 化學(xué)成分及硬度檢測(cè) 

 

從該鋁合金大臂斷裂件上截取樣品，采用AR L8860火花放電直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)分析，結(jié)果見(jiàn)表1。從表1可看出，Si、Fe、Zn元素含量均偏 高，不符合規(guī)范要求。

 

表1 失效件樣品化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) (%)

 

從該鋁合金大臂斷裂件截取樣品，采用Qness Q10M數(shù)顯維氏硬度計(jì)進(jìn)行表面硬度檢測(cè)，實(shí)測(cè)硬度值分別為111HV0.3、108HV0.3、106HV0.3，與 ZL101A鑄造鋁合金材料基體硬度相符。

 

3.2 拉伸試驗(yàn)測(cè)試 

 

客戶送檢1件拉伸試驗(yàn)樣品，根據(jù)規(guī)范要求取鋁合金大臂零部件，樣品尺寸為長(zhǎng)度190mm、寬度20mm。采用UTM5305 300kN拉伸試驗(yàn)機(jī)，對(duì)鋁合金樣品進(jìn)行拉伸性能測(cè)試。實(shí)測(cè)樣品材料的抗拉 強(qiáng)度為112MPa，客戶要求該鋁合金大臂抗拉強(qiáng)度> 275MP a。拉伸測(cè)試結(jié)果顯示，鋁合金大臂材料的抗拉強(qiáng)度偏低。由于拉伸試驗(yàn)樣品未取自斷裂失效件，因此拉伸測(cè)試結(jié)果數(shù)據(jù)僅供參考。

 

3.3 金相組織檢測(cè)

 

采用Axio Observer 7m金相顯微鏡，對(duì)鋁合金大臂斷裂樣品進(jìn)行檢測(cè)。螺紋孔螺牙部位附近的基 體顯示枝晶組織，并存在大量疏松及孔洞缺陷組織 (見(jiàn)圖2a、b)。螺牙部位的顯微組織為α(A l)固 溶相+粗大(α+Si)共晶相，基體中同時(shí)含有較多針狀β(Al9Fe2Si2)脆性相。螺牙頂部存在疏松及 孔洞缺陷，鑄件中存在任何形態(tài)的縮孔或縮松，都 會(huì)減少其有效受力面積，在縮孔和縮松的尖角處產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋的出現(xiàn)，從而使鑄件的力學(xué) 性能顯著降低。樣品表層及心部同樣存在粗大枝晶組織及β(Al9Fe2Si2)脆性相，由此可見(jiàn)，鋁合金大臂的材料強(qiáng)度低且脆性大(見(jiàn)圖2c、d)。

 

圖2 螺紋孔及擴(kuò)展部位金相組織

 

失效件樣品經(jīng)過(guò)混合酸腐蝕劑浸蝕，針狀β 相(Al9Fe2Si2)色澤明顯加深，粗大(α+Si) 共晶相仍呈淺灰色，樣品浸蝕后螺紋孔及基體組 織如圖3所示。由圖3a可看出，螺牙頂部沿黑色β相(Al9Fe2Si2)產(chǎn)生開(kāi)裂并造成齒頂剝落。由圖3a可看出，粗大(α+Si)共晶相及脆性β (Al9Fe2Si2)相，割斷了基體的連續(xù)性，顯著降低材料強(qiáng)韌性[3](見(jiàn)圖3a、b)。

 

圖3 樣品浸蝕后螺紋孔及基體組織

 

3.4 斷口掃描檢測(cè)

 

采用SIGMA 300掃描電子顯微鏡進(jìn)行檢測(cè)，大臂斷裂的起始部位剛好位于強(qiáng)度最薄弱的螺紋孔部 位。表面剝層斷口人字紋收斂處指向螺紋孔邊緣， 推斷螺紋孔邊緣屬于斷口起始部位[4]。螺紋孔邊緣存在較多疏松及孔洞，使得薄壁的螺紋孔強(qiáng)度進(jìn)一 步降低。斷口顯示粗大沿晶及二次裂紋，并存在粗大脆性相[5](見(jiàn)圖4a、b)。螺紋孔的螺牙頂部已斷裂，螺牙底部仍存在較多疏松及孔洞，斷口顯示粗大沿晶及二次裂紋(見(jiàn)圖4c、d)。

 

圖4 螺紋孔及擴(kuò)展部位斷口形貌

 

3.5 金相掃描檢測(cè)

 

采用SIGMA 300掃描電子顯微鏡，對(duì)螺紋孔部位進(jìn)行檢測(cè)和分析。疏松及孔洞顯示圓弧狀自由表 面，表明疏松及孔洞形成于鑄造過(guò)程的氣泡聚集[6]。受到螺紋加工過(guò)程影響，部分孔洞已經(jīng)擠壓變形， 形成孔洞邊緣連接的彎曲狀折疊裂紋。螺牙頂部?jī)蓚?cè)凸起的尖角，驗(yàn)證了螺紋加工的擠壓變形過(guò)程。該疏松孔洞及折疊裂紋的缺陷組織，顯著降低材料性能(見(jiàn)圖5a、b)。

 

圖5 螺紋孔及擴(kuò)展部位掃描圖片

 

樣品表層及心部的顯微組織均為α(A l)固溶 相+(α+Si)共晶相+針狀β相(Al9Fe2Si2)， 其中灰白色粗大(α+Si)共晶相組織，是 材料強(qiáng)度降低的主要原因[7]。細(xì)長(zhǎng)的深黑色 β相(Al9Fe2Si2)特征形貌尤為明顯，該β (Al9Fe2Si2)脆性相割斷基體的連續(xù)性，使材料強(qiáng)度進(jìn)一步降低，脆性增大(見(jiàn)圖5c、d)。

 

3.6 微區(qū)能譜分析 

 

能譜分析結(jié)果見(jiàn)表2。

 

表2 失效件樣品能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))  (%)

 

采用INCA X-MAX 20能譜儀，對(duì)失效件樣品 的基體組織進(jìn)行能譜分析。檢測(cè)1區(qū)為針狀黑色相 (見(jiàn)圖6a)，針狀黑色相含有大量的Al、Fe、Si等 元素，推斷為β(Al9Fe2Si2)相(見(jiàn)圖6b)。檢 測(cè)2區(qū)為灰色相(見(jiàn)圖6c)，灰色相中Si元素含量近 98%，推斷為(α+S i)共晶相(見(jiàn)圖6d)。檢測(cè) 3區(qū)為基體相(見(jiàn)圖6e)，基體相中Al元素含量近 99%，推斷為α(Al)固溶相(見(jiàn)圖6f)。

 

圖6 微區(qū)能譜測(cè)試結(jié)果

 

綜上所述，表面剝層斷口人字紋收斂處指向螺 紋孔，推斷螺紋孔邊緣屬于斷裂起始部位[8]。螺紋 孔邊緣存在較多疏松及孔洞，使得薄壁螺紋孔強(qiáng)度降低。斷口顯示疏松及孔洞及二次裂紋，表明材料存在鑄造缺陷，并存在脆性相[9]。螺牙部位受擠壓形成折疊裂紋。螺牙頂部?jī)蓚?cè)凸起的尖角，驗(yàn)證螺紋加工的擠壓變形過(guò)程[10]。該枝晶組織、β脆性相及疏松孔洞，顯著降低材料強(qiáng)韌性，導(dǎo)致螺紋孔部 位率先形成拉伸應(yīng)力開(kāi)裂。

 

理化檢測(cè)結(jié)果表明:鋁合金大臂采用熔模鑄造，鑄造過(guò)程未經(jīng)過(guò)變質(zhì)處理;材料基體產(chǎn)生粗大枝晶組織、β脆性相及疏松孔洞，材料強(qiáng)度低且脆性大，鋁合金大臂在外加撞擊應(yīng)力作用下造成斷裂;基體產(chǎn)生粗大枝晶的原因是鋁液澆注溫度高; 基體產(chǎn)生β脆性相的原因是鋁合金鑄件冷卻速度慢;基體產(chǎn)生疏松孔洞的原因是鋁液澆注通道不順暢 [11]。

 

4、 結(jié)束語(yǔ)

 

鋁合金大臂斷裂的外部因素是外加撞擊作用 力;內(nèi)部因素是基體存在粗大枝晶、β脆性相及疏 松孔洞，材料強(qiáng)度低且脆性大。外加撞擊過(guò)程無(wú)法 復(fù)現(xiàn)，但實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程可以防范和避免。粗大枝 晶、β脆性相及疏松孔洞等缺陷組織是影響鋁合金 大臂使用性能的主要因素。

 

為了避免鋁合金大臂撞擊事件再次發(fā)生，必須 制定設(shè)備運(yùn)行過(guò)程的安全措施及操作規(guī)程，同時(shí)做 好生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)的6S管理。然而，從根本上解決鋁合金 大臂材料性能降低的原因才是關(guān)鍵所在，應(yīng)重新設(shè) 計(jì)斷裂起始區(qū)的螺紋孔，增加螺紋孔壁厚，并使該 處澆道通暢，減少疏松孔洞缺陷，提高材料抗破斷 強(qiáng)度。采用壓力鑄造可細(xì)化枝晶組織，必要時(shí)進(jìn)行 鑄前變質(zhì)處理，并增加鑄件的鑄后冷卻速度，進(jìn)一 步提高鋁合金大臂材料的強(qiáng)韌性。

 

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