采用宏观检测、化学成分分析、力学性能测试、金相检测及扫描电镜和能谱分析等手段，对ZL101A铸造铝合金机器人大臂在使用过程中发生断裂进行分析。结果表明:螺纹孔边缘存在较多疏松、孔洞和粗大枝晶组织以及β脆性相是导致机器人大臂断裂的主要原因，使用过程中的撞击促进了断裂的提前发生，并依据 检测结果提出了改进措施。

1、 序言

ZL101A铸造铝合金的牌号为ZAlSi7MgA，产品加工及验收规范执行GB/T 1173—2013《铸造铝合金》。该铸造铝合金属于可热处理强化材料，其化学成分与ZL101铸造铝合金基本相同，是 ZL101 铸造铝合金的改进型。该铸造铝合金主要采用高纯 度原材料，以降低材料中各种杂质物含量，同时添加多种微量元素来细化组织，使其比Z L101铝合金具有更高的力学性能。该铸造铝合金的成分简单， 铸造性能优良，并具有良好的耐蚀性[1]。其焊接性 和切削加工性能，均与ZL101铝合金大致相同。

ZL101A铸造铝合金机器人大臂在使用过程中发生断裂，大臂环形连接套外壁有明显的撞击痕迹。送检的铝合金大臂断裂样品，断口大部分已缺失，无法复原开裂断口的整体形貌。本文对ZL101A铸造 铝合金大臂断裂失效件的化学成分、表面硬度、断口形貌及显微组织进行检测，分析推断其断裂的原因以及开裂形成机理。

2、 宏观检测

铝合金大臂材料合金代号为ZL101A，该铝合金 大臂采用熔模铸造，未经变质处理，大臂表面经过 喷砂处理及涂漆保护。机器人设备使用过程发生大臂断裂，在大臂环形连接套外壁位置有明显的撞击痕迹(见图1a红色箭头处)。为了直观显示撞击部 位，客户附上铝合金大臂正面及背面设计图(见图 1b)。送检铝合金大臂断裂样品已残缺，大臂断裂 样品的断口大部分已缺失，其中左侧的断口被截取一半，右侧的断口已经完全被截取(见图1c)。对残留断口样品进行宏观检测，断口呈粗大结晶状脆性断裂特征(见图1d)。依据图1所示铝合金大臂的位置1撞击部位，推测断裂起始处位于位置2部位，位置2刚好位于强度最为薄弱的螺纹孔边缘，因而首先形成拉向应力开裂[2]。大臂螺纹孔边缘开裂后， 裂纹继续扩展并向位置3的最大应力方向扩展。由于大臂断裂样品被人为截取，断口部位已经残缺，最 终断裂区无法复原，因此只能对现存的断口进行检测和分析。

图1 失效ZL101A铝合金大臂形貌

3、 结果与讨论

3.1 化学成分及硬度检测 

从该铝合金大臂断裂件上截取样品，采用AR L8860火花放电直读光谱仪进行化学分析，结果见表1。从表1可看出，Si、Fe、Zn元素含量均偏 高，不符合规范要求。

表1 失效件样品化学成分(质量分数) (%)

从该铝合金大臂断裂件截取样品，采用Qness Q10M数显维氏硬度计进行表面硬度检测，实测硬度值分别为111HV0.3、108HV0.3、106HV0.3，与 ZL101A铸造铝合金材料基体硬度相符。

3.2 拉伸试验测试 

客户送检1件拉伸试验样品，根据规范要求取铝合金大臂零部件，样品尺寸为长度190mm、宽度20mm。采用UTM5305 300kN拉伸试验机，对铝合金样品进行拉伸性能测试。实测样品材料的抗拉 强度为112MPa，客户要求该铝合金大臂抗拉强度> 275MP a。拉伸测试结果显示，铝合金大臂材料的抗拉强度偏低。由于拉伸试验样品未取自断裂失效件，因此拉伸测试结果数据仅供参考。

3.3 金相组织检测

采用Axio Observer 7m金相显微镜，对铝合金大臂断裂样品进行检测。螺纹孔螺牙部位附近的基 体显示枝晶组织，并存在大量疏松及孔洞缺陷组织 (见图2a、b)。螺牙部位的显微组织为α(A l)固 溶相+粗大(α+Si)共晶相，基体中同时含有较多针状β(Al9Fe2Si2)脆性相。螺牙顶部存在疏松及 孔洞缺陷，铸件中存在任何形态的缩孔或缩松，都 会减少其有效受力面积，在缩孔和缩松的尖角处产生应力集中，导致裂纹的出现，从而使铸件的力学 性能显著降低。样品表层及心部同样存在粗大枝晶组织及β(Al9Fe2Si2)脆性相，由此可见，铝合金大臂的材料强度低且脆性大(见图2c、d)。

图2 螺纹孔及扩展部位金相组织

失效件样品经过混合酸腐蚀剂浸蚀，针状β 相(Al9Fe2Si2)色泽明显加深，粗大(α+Si) 共晶相仍呈浅灰色，样品浸蚀后螺纹孔及基体组 织如图3所示。由图3a可看出，螺牙顶部沿黑色β相(Al9Fe2Si2)产生开裂并造成齿顶剥落。由图3a可看出，粗大(α+Si)共晶相及脆性β (Al9Fe2Si2)相，割断了基体的连续性，显著降低材料强韧性[3](见图3a、b)。

图3 样品浸蚀后螺纹孔及基体组织

3.4 断口扫描检测

采用SIGMA 300扫描电子显微镜进行检测，大臂断裂的起始部位刚好位于强度最薄弱的螺纹孔部 位。表面剥层断口人字纹收敛处指向螺纹孔边缘， 推断螺纹孔边缘属于断口起始部位[4]。螺纹孔边缘存在较多疏松及孔洞，使得薄壁的螺纹孔强度进一 步降低。断口显示粗大沿晶及二次裂纹，并存在粗大脆性相[5](见图4a、b)。螺纹孔的螺牙顶部已断裂，螺牙底部仍存在较多疏松及孔洞，断口显示粗大沿晶及二次裂纹(见图4c、d)。

图4 螺纹孔及扩展部位断口形貌

3.5 金相扫描检测

采用SIGMA 300扫描电子显微镜，对螺纹孔部位进行检测和分析。疏松及孔洞显示圆弧状自由表 面，表明疏松及孔洞形成于铸造过程的气泡聚集[6]。受到螺纹加工过程影响，部分孔洞已经挤压变形， 形成孔洞边缘连接的弯曲状折叠裂纹。螺牙顶部两侧凸起的尖角，验证了螺纹加工的挤压变形过程。该疏松孔洞及折叠裂纹的缺陷组织，显著降低材料性能(见图5a、b)。

图5 螺纹孔及扩展部位扫描图片

样品表层及心部的显微组织均为α(A l)固溶 相+(α+Si)共晶相+针状β相(Al9Fe2Si2)， 其中灰白色粗大(α+Si)共晶相组织，是 材料强度降低的主要原因[7]。细长的深黑色 β相(Al9Fe2Si2)特征形貌尤为明显，该β (Al9Fe2Si2)脆性相割断基体的连续性，使材料强度进一步降低，脆性增大(见图5c、d)。

3.6 微区能谱分析 

能谱分析结果见表2。

表2 失效件样品能谱分析结果(质量分数)  (%)

采用INCA X-MAX 20能谱仪，对失效件样品 的基体组织进行能谱分析。检测1区为针状黑色相 (见图6a)，针状黑色相含有大量的Al、Fe、Si等 元素，推断为β(Al9Fe2Si2)相(见图6b)。检 测2区为灰色相(见图6c)，灰色相中Si元素含量近 98%，推断为(α+S i)共晶相(见图6d)。检测 3区为基体相(见图6e)，基体相中Al元素含量近 99%，推断为α(Al)固溶相(见图6f)。

图6 微区能谱测试结果

综上所述，表面剥层断口人字纹收敛处指向螺 纹孔，推断螺纹孔边缘属于断裂起始部位[8]。螺纹 孔边缘存在较多疏松及孔洞，使得薄壁螺纹孔强度降低。断口显示疏松及孔洞及二次裂纹，表明材料存在铸造缺陷，并存在脆性相[9]。螺牙部位受挤压形成折叠裂纹。螺牙顶部两侧凸起的尖角，验证螺纹加工的挤压变形过程[10]。该枝晶组织、β脆性相及疏松孔洞，显著降低材料强韧性，导致螺纹孔部 位率先形成拉伸应力开裂。

理化检测结果表明:铝合金大臂采用熔模铸造，铸造过程未经过变质处理;材料基体产生粗大枝晶组织、β脆性相及疏松孔洞，材料强度低且脆性大，铝合金大臂在外加撞击应力作用下造成断裂;基体产生粗大枝晶的原因是铝液浇注温度高; 基体产生β脆性相的原因是铝合金铸件冷却速度慢;基体产生疏松孔洞的原因是铝液浇注通道不顺畅 [11]。

4、 结束语

铝合金大臂断裂的外部因素是外加撞击作用 力;内部因素是基体存在粗大枝晶、β脆性相及疏 松孔洞，材料强度低且脆性大。外加撞击过程无法 复现，但实际生产过程可以防范和避免。粗大枝 晶、β脆性相及疏松孔洞等缺陷组织是影响铝合金 大臂使用性能的主要因素。

为了避免铝合金大臂撞击事件再次发生，必须 制定设备运行过程的安全措施及操作规程，同时做 好生产现场的6S管理。然而，从根本上解决铝合金 大臂材料性能降低的原因才是关键所在，应重新设 计断裂起始区的螺纹孔，增加螺纹孔壁厚，并使该 处浇道通畅，减少疏松孔洞缺陷，提高材料抗破断 强度。采用压力铸造可细化枝晶组织，必要时进行 铸前变质处理，并增加铸件的铸后冷却速度，进一 步提高铝合金大臂材料的强韧性。

参考文献:

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