一種鋁合金鑄件力學性能預測方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及力學數(shù)值模擬技術領域，具體涉及一種鋁合金鑄件力學性能預測方 法。
【背景技術】
[0002] 隨著鋁合金鑄造技術的發(fā)展以及鑄造鋁合金具有重量輕、比強度大、耐腐蝕好、生 產成本低等特點，為鋁合金鑄件提供了廣闊的應用領域，鋁合金也逐漸向大型、復雜、高強 度的方向發(fā)展，對鋁合金鑄件的力學性能和內部質量要求也越來越高。力學性能常采用同 爐澆注試樣來檢測，內部質量檢測分為非破壞檢查和本體破壞檢查，對于大型鑄件除必要 時進行本體破壞檢查外，一般進行非破壞檢查。非破壞檢查主要采用射線探傷、超聲波探 傷、磁粉探傷等，這些方法都只能在鑄件凝固之后對力學性能及內部質量進行檢測，而不能 在澆注之前對鑄件的性能及其組織進行預測。
[0003]鑄件的力學性能是鑄件驗收的主要指標，很多鑄件由于力學性能達不到要求而造 成報廢，如某型號軍工產品是我國海軍艦重要武器裝備，其中起落架是關鍵超大型鋁鑄件， 其輪廓尺寸達3800*2300*2650mm，凈重達2700kg，單原材料費就高達24萬元/件，結構非 常復雜，但其力學性能和內部質量要求很高，關鍵部位要進行X-射線探傷檢查，它所用的 ZL114B鋁合金結晶范圍比較寬，在凝固過程中容易產生顯微孔隙缺陷，影響其內部質量，降 低力學性能，所以非常有必要在澆注之前預測鑄件的力學性能，了解鑄件凝固狀況，預測鑄 件缺陷，通過改變工藝參數(shù)等手段使力學性能達到使用要求。在化學成分和熔鑄工藝十 分穩(wěn)定的生產條件下，鑄件的鑄態(tài)力學性能與鑄件的孔隙率（存在顯微孔隙時的實際密度 與理論密度的比值）和二次枝晶間距有關，人們對于鋁合金鑄件的孔隙率和二次枝晶間距 進行了研宄，一般認為顯微孔隙是由于氫氣、凝固收縮兩者相互作用而形成的；二次枝晶間 距主要是由等軸晶形成時的過冷度決定的，研宄的內容涉及顯微孔隙形成時的初始條件， 孔隙的大小、形狀、分布，金相組織參數(shù)，晶粒大小對性能的影響等方面，其中大部分研宄尚 處于基礎研宄階段，還未見到對實際鑄件進行力學性能預測的例子，特別是對液固兩相區(qū) 域較寬的ZL114B鋁合金。

【發(fā)明內容】

[0004]本申請通過提供一種鋁合金鑄件力學性能預測方法，通過孔隙率來描述顯微孔 隙，從實驗中尋找孔隙率、二次枝晶間距與力學性能的關系，建立相應的數(shù)學模型，在澆注 前利用計算機模擬凝固過程，描述顯微孔隙、二次枝晶間距，從而預測鑄件力學性能，保證 鑄件一次澆注成功，具有重大應用價值，又可為"性能---組織---鑄造工藝CAD"打下基 礎。
[0005]本申請采用以下技術方案予以實現(xiàn)：
[0006] 一種鋁合金鑄件力學性能預測方法，包括以下步驟：
[0007]S1 :饒注試樣，建立力學性能與孔隙率、二次枝晶間距的關系；
[0008]S2:構建鑄件凝固過程中形成顯微孔隙、二次枝晶的數(shù)學模型；
[0009]S3:通過計算機預測顯微孔隙、二次枝晶的數(shù)值，并根據孔隙率、二次枝晶間距與 力學性能的關系預測鋁合金鑄件的力學性能：抗拉強度UTS和延伸率S，如果預測的力學 性能不達標，則進入步驟S4,如果力學性能達標，則進入步驟S5;
[0010] S4 :改進鑄造工藝后跳轉到步驟S3 ;
[0011] S5:澆注鑄件。
[0012] 該方法研宄顯微孔隙和二次枝晶間距對力學性能的影響，建立相應的數(shù)學模型及 預測流程，在計算機上把凝固組織的狀況顯示出來，從而實現(xiàn)在澆注之前預測鑄件的力學 性能。
[0013] 進一步地，步驟S1具體包括：
[0014]SI. 1:澆注圓柱形試樣和階梯形試樣，制成標準試樣，其中圓柱形試樣用于測定孔 隙率仁和二次枝晶間距DAS，階梯形試樣用于測定力學性能；
[0015]S1. 2:采用流體靜力平衡法測定孔隙率fv，采用直線截取法測定二次枝晶間距 DAS；
[0016]S1. 3:用掃描式電子顯微鏡SEM觀察合金凝固組織、顯微孔隙的分布狀態(tài)，并測試 階梯形試樣不同部位的抗拉強度UTS和延伸率S;
[0017]S1. 4:應用多元性回歸方程對試樣凝固工藝參數(shù)的測量結果進行處理，得到：UTS =27. 102-4. 999fv-0. 0814DAS, 8 = 4. 632-1. 034fv-0. 018DAS。
[0018] 利用上述方程式，可通過觀察鑄件各個部位的孔隙率fv和二次枝晶間距DAS，預測 鋁合金鑄件的局部力學性能，達到無損檢測的目的。
[0019] 進一步地，步驟S2建立的數(shù)學模型具體包括：
[0020] (1)傳熱方程為：
，式 中：P是液固相的平均密度（kg/m3)，Cp是比熱容（kj/kg?k)，T是溫度，t是凝固時間，入 是導熱系數(shù)（kj/kg?k)，L是結晶潛熱（kj/kg?k)，仁是固相率（％ );
[0021] (2)顯微孔隙的數(shù)學模型建立：
[0022] ①在合金凝固過程中，氫氣存在于固、液相中，
中：為初始氣體濃度（cc/lOOg)，^為液相中氣體濃度（cc/100g)，Cs為固相中氣體濃度 (CC/100g)，K為氫氣平衡分配系數(shù)；
[0023] ②當殘留液相中的氫氣濃度達到過飽和度時產生孔隙Aq。，式中：(；3為 液相中氣體的平衡濃度（cc/100g)，。為產生孔隙時臨界過飽和度（cc/lOOg);
[0024] 由Sieverts定律得到
，式中：KH為氣體在液相中溶解的平衡 系數(shù)，〇為合金液表面張力（Kg/m)，R為孔隙的曲率半徑（m)，P為孔隙上面的液態(tài)金屬靜 壓力（MPa);
[0025] 把產生孔隙的條件轉換為壓力表達式為：
，式中：Pg是氣泡內的 氣體壓力（MPa)，APn為產生孔隙的過飽和壓力（MPa);
[0026] 當產生孔隙后，孔隙內部的氣體壓力？8應于金屬液面壓力P及表面張力引起的附 加壓力相平衡，即
如果忽略收縮壓力和氣泡上面的金屬液靜壓力，則P等于 大氣壓；
[0027] ZL114B鋁合金以粥狀凝固，結晶組織大部分為等軸晶，孔隙主要產生在二次枝晶 內，假定孔隙曲率半徑R是二次枝晶間距DAS和固相率仁的函數(shù)，即R= (l-fs)DAS/2;
[0028] ③孔隙率fv定義為孔隙在鑄件中所占的體積分數(shù)。
[0029] 氫氣泡析出后，溶解在液相中的氫氣不斷向氫氣泡擴散，氫氣泡在鑄件凝固后即 成為顯微孔隙，根據氫氣的質量守恒：vu-'2=VP，式中：vu為生成孔隙前液相中的氫氣 量（m3)，為生成孔隙后液相中的氫氣量（m3)，VP為孔隙中的總氫氣量（m3)，其中Vu = ClgV(l-fs)P〇/100,
式 中：V為氫氣泡析出前的液相體積（m3)，P。為合金的理論密度（kg/m3)，I；為初始溫度，PQ 為初始壓力，N為總的孔隙個數(shù)
[0030] 顯微孔隙產生后，液相內的氫氣濃度為Ces，固相內的氫氣濃度為KHgCes，由于氫氣 的析出和凝固收縮促使孔隙增大，設每個時間步長內每個顯微孔隙平均體積增量為AV =AV1+AV2，式中：八％為氫氣擴散引起的體積增量，AV2為顯微縮松引起的體積增量，其 中
AV2= ￥8八€#0/^，式中：八4為每個時間步長內的 固相率增量，0為凝固體收縮率，由此得到凝固終了時每個顯微孔隙的體積為
式中：2AV為各個時間步長內變化的總和；
[0031]體積V內氣泡的總體積Vi=NVg，則孔隙率為fv=V/V;
[0032] (3)根據枝晶粗化理論，局部凝固時間和二次枝晶間距DAS的關系式為：
式中：Z是常數(shù)，tf是局部凝固時間，Z的值與合金中S,的含量有關，S,含量 越高，Z值越低。
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