原標(biāo)題：增壓比壓對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件熱裂傾向的影響

摘要：采用半定量熱裂傾向評(píng)定方法對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金半固態(tài)流變壓鑄件的熱裂傾向性(HTS)進(jìn)行評(píng)估，分析了不同增壓比壓下鑄件的熱裂斷口形貌及截面孔洞分布。結(jié)果表明，增壓比壓為67~94 MPa時(shí)，合金熱裂傾向隨增壓比壓的提高呈先減小后增大的趨勢(shì)，在增壓比壓為87 MPa時(shí)熱裂傾向系數(shù)最小為15，繼續(xù)提高至94 MPa時(shí)，熱裂傾向最高，HTS值為27。試樣內(nèi)部孔洞對(duì)熱裂影響程度最為劇烈，是熱裂紋萌生的起源。合金凝固補(bǔ)縮不足時(shí)導(dǎo)致的晶間分離是孔洞產(chǎn)生的主要原因，提高增壓比壓可以有效降低鑄件孔隙率，但太高的增壓比壓會(huì)給正在凝固的鑄件形成沖擊力作用，使鑄件開(kāi)裂并加劇熱裂傾向。

Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)度鋁合金因優(yōu)異的性能被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域，但因該系合金固液溫度區(qū)間寬，漿料流動(dòng)性差，在鑄造過(guò)程中易產(chǎn)生熱裂，往往會(huì)造成成品率低，限制了其應(yīng)用范圍。流變壓鑄技術(shù)具有組織均勻細(xì)小、近球形，充型時(shí)不易卷氣，凝固收縮小且高壓補(bǔ)縮等特點(diǎn)，產(chǎn)生熱裂和孔洞的傾向低，十分有益于變形鋁合金鑄造過(guò)程中熱裂缺陷的控制。因此，了解Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄過(guò)程中的熱裂機(jī)理，并通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)達(dá)到有效控制熱裂、孔洞等缺陷產(chǎn)生，是實(shí)現(xiàn)鑄造高強(qiáng)度鋁合金件以及大規(guī)模應(yīng)用的關(guān)鍵。熱裂缺陷的產(chǎn)生和孔洞密切相關(guān)，在流變壓鑄中，孔洞往往主要是由縮孔所引起的。盡管大量研究者在熱裂這一機(jī)理和影響因素上進(jìn)行了一系列研究，但關(guān)于Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄過(guò)程中熱裂傾向的研究卻鮮有報(bào)道。本課題以探究流變壓鑄Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金的熱裂傾向?yàn)閷?dǎo)向，采用了半定量熱裂評(píng)定方法，分析了熱裂試樣的斷口組織和孔洞微觀形貌，系統(tǒng)的研究了增壓比壓對(duì)熱裂傾向的影響。

1、試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)所用材料為Al-Zn-Mg-Cu合金，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 試驗(yàn)用Al-Zn-Mg-Cu合金化學(xué)成分  wb/%

試驗(yàn)采用電阻爐將Al-Zn-Mg-Cu合金原料熔化至720 ℃，保溫30 min消除爐料的遺傳性，并對(duì)熔體持續(xù)通入氬氣進(jìn)行精煉約10 min，除氣扒渣后靜置熔體，隨后將電阻爐中漿料轉(zhuǎn)移至EMS-05SM型可控溫式電磁攪拌爐，再次通入氬氣約5 min進(jìn)行除氣，待熔體冷卻至640℃時(shí)，立即開(kāi)始電磁攪拌，攪拌功率固定為3kW，攪拌頻率恒定為20Hz。在電磁攪拌期間及時(shí)用K型熱電偶監(jiān)測(cè)金屬漿料溫度，待漿料降溫至630 ℃時(shí)制得所需半固態(tài)漿料用于流變壓鑄。

在不同的增壓比壓下分別壓鑄成形鑄件，并獲得20根熱裂評(píng)估試樣進(jìn)行熱裂傾向評(píng)定，見(jiàn)圖1。試樣由3部分組成：夾持段，過(guò)渡段和平行段。采用半定量熱裂傾向評(píng)定方法研究Al-Zn-Mg-Cu合金壓鑄件的熱裂傾向，該方法主要考慮兩個(gè)因素：熱裂產(chǎn)生裂紋程度及熱裂條數(shù)，同時(shí)將各因素分成不同的級(jí)別綜合評(píng)定熱裂傾向，其計(jì)算方法為:

式中，HTS為熱裂傾向性系數(shù)；為熱裂程度影響因子（=3，斷裂；=2，半斷裂；=1，表面微裂紋；=0，無(wú)裂紋）；S為裂紋數(shù)量。

圖1 壓鑄件示意圖及熱裂評(píng)估試樣尺寸

制備熱裂傾向評(píng)定試樣后，在低倍光學(xué)顯微鏡下觀察試樣熱裂程度和數(shù)量，并將結(jié)果統(tǒng)計(jì)繪制關(guān)系曲線圖。使用光學(xué)顯微鏡和配有EDS的掃描電鏡觀察試樣微觀組織。為進(jìn)行孔隙統(tǒng)計(jì)，沿試樣的軸線通過(guò)線切割剖開(kāi)，并通過(guò)Image J軟件對(duì)孔洞等效直徑和形狀因子統(tǒng)計(jì)分析。等效直徑D、形狀因子F和孔隙率P的定義如下：

式中，A為單個(gè)孔洞的平均面積，μm2；P為單個(gè)孔洞的平均周長(zhǎng)，μm；SH為熱裂試樣剖開(kāi)截面內(nèi)孔洞總面積，μm2；為統(tǒng)計(jì)截面面積，μm2。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱裂傾向

表2 試樣熱裂數(shù)量及概率
注：NHT為熱裂數(shù)量，PHT為熱裂概率。

表 2為不同增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄試樣的熱裂紋分布及統(tǒng)計(jì)結(jié)果。可以看出，在不同的增壓比壓下，試樣的熱裂以斷裂形式為主。斷裂主要產(chǎn)生在試樣的過(guò)渡段和平行段，夾持段未發(fā)生斷裂行為。在不同增壓比壓下兩個(gè)區(qū)域斷裂產(chǎn)生的數(shù)量相差很小，平行段斷裂數(shù)量要略高于過(guò)渡段。將熱裂評(píng)定試樣結(jié)果統(tǒng)計(jì)轉(zhuǎn)換為熱裂傾向值HTS，結(jié)果見(jiàn)圖 2。可知隨著增壓比壓增加，Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄試樣的熱裂傾向值HTS呈先減小后增大的趨勢(shì)。在增壓比壓為87 MPa時(shí)，HTS最小為15，當(dāng)增壓比壓提升至94 MPa時(shí)，HTS最大為27，有著最為嚴(yán)重的熱裂傾向。

圖2 增壓比壓與熱裂傾向系數(shù)關(guān)系

圖3 試樣斷裂行為典型分布位置

圖 3為斷裂發(fā)生的典型分布區(qū)域。A區(qū)域?yàn)槠叫卸闻c遠(yuǎn)離內(nèi)澆口的過(guò)渡段相交處，B區(qū)域?yàn)槠叫卸沃胁浚珻區(qū)域?yàn)槠叫卸闻c近內(nèi)澆口處的過(guò)渡段相交處。經(jīng)過(guò)統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)增壓比壓大于81 MPa時(shí)，會(huì)出現(xiàn)大量位于C區(qū)域的斷裂，增壓比壓低于81 MPa時(shí)斷裂集中發(fā)生在A、B區(qū)域。

2.2 斷口形貌

圖4 不同增壓比壓下試樣斷口典型形貌：
（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

圖 4為不同增壓比壓流變壓鑄制備出的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣熱裂斷口形貌。可知試樣的斷口表面均有著縮孔缺陷分布，斷面平整度不高。隨著增壓比壓增加，縮孔由試樣中心逐漸向外擴(kuò)展，且縮孔大小有顯著的變化。當(dāng)比壓小于81 MPa時(shí)，斷口中心區(qū)域分布著較大的縮孔，在81 MPa時(shí)，斷口中心區(qū)域表現(xiàn)為疏松，縮孔主要分布在斷口截面徑向0.5R區(qū)域范圍；大于81 MPa時(shí)，斷口中心區(qū)域已經(jīng)不能明顯看到組織疏松的存在，且縮孔大小進(jìn)一步降低。此外，在所有的斷口邊緣區(qū)域，可見(jiàn)有較為平整的斷面區(qū)域，組織也較為均勻致密。

圖5 試樣熱裂斷口截面取樣位置示意圖

圖6 Al-Zn-Mg-Cu流變壓鑄試樣斷口心部區(qū)域形貌：
（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

圖7 斷口表面顆粒物高倍圖及EDS結(jié)果
斷裂尾梢高倍圖（a）及其EDS結(jié)果（b）；析出相高倍圖（c）及其EDS結(jié)果（d）

圖 5為對(duì)斷口徑向取樣示意圖。對(duì)斷口徑向約為0R處中心區(qū)域組織進(jìn)行顯微觀察，結(jié)果見(jiàn)圖 6，在不同的增壓比壓下初生α-Al晶粒都比較完整，表明熱裂在該區(qū)域?yàn)榈湫偷拇嘈匝鼐嗔烟卣鳌Ｍ瑫r(shí)在斷口上均有著不規(guī)則顆粒物存在。經(jīng)辨別可分為兩種：團(tuán)簇狀斷裂尾梢和片狀析出組織。圖 7為兩種不規(guī)則顆粒物的高倍圖及其EDS測(cè)試結(jié)果。由圖 7a可知該斷裂尾梢主要產(chǎn)生在多個(gè)晶粒交匯處的晶界，裂紋形成功理論認(rèn)為裂紋的形核通常發(fā)生在固相晶粒相交的液相匯集區(qū)，由于溶質(zhì)再分配在晶界成分偏析，引起液相在匯集區(qū)域的雙邊角發(fā)生變化，液體雙邊角越小，裂紋形成越容易。由EDS測(cè)試結(jié)果也可知，該斷裂尾梢的Zn、Mg、Cu成分偏析十分嚴(yán)重，Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)甚至達(dá)到了18.78%，而在Al-Zn-Mg-Cu合金中，合金的熱裂傾向幾乎與Zn含量成正比關(guān)系。圖 7c為條狀析出相的高倍圖，該析出相由若干條狀組織聚集形成，在斷口表面分布很少。由EDS分析可知該析出組織的Fe含量仍然相對(duì)基體（表 1）較高，基體與析出組織中Fe質(zhì)量比分別為：0.51%，7.26%。Fe元素在鋁合金中可以形成較多的物相，如Al6Fe、Al3Fe、Al7Cu2Fe等金屬間化合物，這些物相主要以不溶或難溶的脆性相存在。當(dāng)Fe元素在鋁合金中含量達(dá)到0.3%以上則會(huì)形成粗大的針片狀含鐵相，相較脆且嚴(yán)重割裂基體，與基體的結(jié)合強(qiáng)度低，易剝落。

圖 8為斷口徑向約為1.0R處邊緣區(qū)域顯微組織，在不同的增壓比下壓鑄件斷口邊緣均存在大量的韌窩。在宏觀上Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄試樣斷口呈脆性斷裂特征，局部區(qū)域也可以有塑性變形，表現(xiàn)為韌窩。該斷裂形式可判斷為微孔聚集型斷裂，為一種延性斷裂。表現(xiàn)為宏觀脆性微孔型斷裂，該類斷裂通常出現(xiàn)在高強(qiáng)度材料裂紋試樣在常溫拉伸，裂紋擴(kuò)展時(shí)材料的韌度不足時(shí)發(fā)生，微觀組織形貌為細(xì)小均勻分布的等軸狀微孔。圖 9為韌窩高倍微觀形貌圖，其中最大韌窩直徑可達(dá)28 μm以上，在該韌窩底部可見(jiàn)有裂紋及析出相存在。

圖8 Al-Zn-Mg-Cu流變壓鑄試樣斷口邊緣區(qū)域形貌：
（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

圖9 韌窩微觀形貌

熱裂在宏觀上表現(xiàn)為脆性斷裂（圖 4），但在靠近試樣斷口邊緣出現(xiàn)塑性變形，出現(xiàn)韌窩（見(jiàn)圖 8）。因此將Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件斷裂分為三個(gè)階段，見(jiàn)圖 10： I階段在試樣的中心區(qū)域，也是裂紋源的主要發(fā)生部位，呈現(xiàn)出脆性斷裂特征。其形成主要受試樣心部補(bǔ)縮不足影響，尤其在增壓比壓較小時(shí)，形成大的縮孔并導(dǎo)致裂紋源的形成和擴(kuò)展；Stage II階段為脆-韌斷裂相結(jié)合，該區(qū)域?yàn)閿嗔训倪^(guò)渡階段；Stage III為韌性斷裂階段，該區(qū)域靠近試樣表層，晶粒組織細(xì)小均勻，有著更好的韌性，因此在斷裂面出現(xiàn)韌窩。該階段也是斷裂的最后階段，應(yīng)為到達(dá)臨界值時(shí)的瞬間斷裂。晶界的結(jié)合強(qiáng)度是影響裂紋擴(kuò)展的主要因素，析出的富Fe相會(huì)弱化晶界，促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，提高熱裂可能性。

圖10 Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件斷裂階段示意圖

2.3 孔隙率

圖11 不同增壓比壓Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄試樣剖面宏觀形貌

不同增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件熱裂評(píng)定試樣剖開(kāi)后典型宏觀形貌見(jiàn)圖 11。在不同的增壓比壓下，試樣剖面都有著肉眼可見(jiàn)的孔洞存在，孔洞的數(shù)量和尺寸在整體上隨著靠近內(nèi)澆口方向逐漸減少，且隨著增壓比壓的提高，剖面的孔洞缺陷越少。在試樣的斷裂位置，都可見(jiàn)孔洞缺陷存在，在67和74 MPa時(shí)，斷裂處區(qū)域可見(jiàn)有大的孔洞存在，斷裂處裂紋呈類“V”字形；增壓比壓高于74 MPa時(shí)，斷口處孔洞較小，斷裂處裂紋也更加平直，因此可以預(yù)見(jiàn)，孔洞是導(dǎo)致熱裂的最主要因素。此外，可看出斷裂主要發(fā)生在平行段區(qū)域，盡管夾持段有著尺寸更大的孔洞，但也未發(fā)生斷裂。這主要和平行段直徑更小有關(guān)，孔洞缺陷的存在會(huì)減小鑄件凝固時(shí)產(chǎn)生收縮應(yīng)力應(yīng)變的有效承載面積，更容易導(dǎo)致裂紋的形成。

圖 12為各個(gè)增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件斷裂試樣剖面孔隙率的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。隨著增壓比壓增加，孔隙率逐漸減小。在增壓比壓為67 MPa時(shí)，孔隙率較高，為7.6%，當(dāng)增壓比壓為94 MPa時(shí)，孔隙率為2.2%，孔隙率的降幅約為71.1%。但比較兩者的HTS值時(shí)，可以看出增壓比壓為94 MPa時(shí)HTS值反而比67 MPa高，這表明當(dāng)比壓增大到一定程度時(shí)，孔隙不是熱裂影響最大的因素。Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件試樣的HTS值在增壓比壓為87 MPa時(shí)最低，為15，此時(shí)的孔隙率為2.6%，與增壓比壓為94 MPa時(shí)的孔隙率相比只低于0.4%，但增壓比壓為94 MPa時(shí)HTS值卻為27，比87 MPa高出80%。

圖12 不同增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件孔隙率統(tǒng)計(jì)

圖 13為不同增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件斷裂試樣平行段及過(guò)渡段孔洞的數(shù)量及形狀因子與等效直徑變化的關(guān)系曲線。從圖 13a可知，在不同的增壓比壓下，孔洞的數(shù)量在整體上隨著等效直徑的增大而減小，孔洞的數(shù)量在等效直徑低于0.4 mm時(shí)較多，數(shù)量達(dá)數(shù)百個(gè)。當(dāng)?shù)刃е睆匠^(guò)0.4 mm時(shí)，孔洞的數(shù)量急劇減少，均低于50，且隨著等效直徑的增大孔洞數(shù)量呈整體下降的趨勢(shì)。在相同的孔洞等效直徑下，隨著增壓比壓增加，孔洞的數(shù)量逐漸減少。在孔洞的等效直徑低于0.4 mm時(shí)，提高增壓比壓對(duì)減少孔洞數(shù)量效果十分顯著，高于0.4 mm時(shí)孔洞的數(shù)量減少有所放緩。圖 13b可以看出，不同增壓比壓下孔洞的形狀因子隨等效直徑的增加而降低，且整體上形狀因子的變化十分劇烈。在等效直徑高于0.6 mm時(shí)，不同增壓比壓的鑄件試樣孔洞的形狀因子都低于0.5。

圖13 不同增壓比壓下Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件試樣孔洞數(shù)量及形狀因子與等效直徑的變化曲線：（a）數(shù)量變化；（b）形狀因子變化

裂紋源的產(chǎn)生，孔洞缺陷是其主要影響因素，在半固態(tài)流變壓鑄中，孔洞往往是由凝固補(bǔ)縮不足引起的。合金凝固初期階段，初生晶粒不斷生長(zhǎng)并形成固相骨架相搭接在一起。然而凝固后期在收縮的作用下，晶粒之間在收縮應(yīng)變的作用下產(chǎn)生晶間分離（見(jiàn)圖 14a），在分離的初始階段會(huì)由于液態(tài)金屬的不斷補(bǔ)縮不會(huì)導(dǎo)致裂紋的萌生，但是隨著凝固進(jìn)行，合金固相率逐漸增加以及液態(tài)金屬的不斷減少使得晶間分離得不到補(bǔ)縮，從而形成裂紋源。這種現(xiàn)象在增壓比壓不足時(shí)尤為突出，增壓比壓不能夠推動(dòng)液態(tài)金屬對(duì)晶間進(jìn)行有效的補(bǔ)償，導(dǎo)致了疏松縮孔的存在。由于補(bǔ)縮不足導(dǎo)致的晶間分離通常產(chǎn)生于多個(gè)晶粒的交匯處，晶間殘留的液態(tài)合金有一部分會(huì)以晶間搭橋（圖 14b）的形式存在。若在凝固過(guò)程中受到一定的應(yīng)力作用，晶間搭橋則會(huì)產(chǎn)生形變，當(dāng)應(yīng)力超過(guò)了晶間搭橋的結(jié)合強(qiáng)度，搭橋結(jié)構(gòu)被破壞，相鄰晶界交匯處的晶間分離會(huì)連接在一起，形成大的孔洞，導(dǎo)致裂紋的形成并沿著晶界擴(kuò)展，如圖 7a中斷裂尾梢所示。

圖14 Al-Zn-Mg-Cu合金鑄件組織縮孔位置微觀組織
（a）晶間分離；（b）晶間搭橋

提高增壓比壓可以有效對(duì)凝固末期進(jìn)行收縮補(bǔ)償，減少孔洞缺陷的產(chǎn)生，提高鑄件的整體致密度。持續(xù)增大增壓比壓，對(duì)鑄件的孔隙率減少效果下降。增壓的同時(shí)會(huì)給金屬液一個(gè)沖擊力的作用，當(dāng)增壓比壓過(guò)大時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致正在凝固的組織發(fā)生開(kāi)裂現(xiàn)象，加劇熱裂傾向。平行段區(qū)域直徑更小，孔洞減少應(yīng)力的有效承載面積，更容易導(dǎo)致熱裂發(fā)生于該區(qū)域。靠近澆口區(qū)域往往凝固時(shí)間較長(zhǎng)，有著更好的補(bǔ)縮效果，因此孔洞較少，但同時(shí)由于未完全凝固的組織性能較差，過(guò)大的增壓比壓更容易使得近澆口處區(qū)域所受應(yīng)力超過(guò)臨界值而開(kāi)裂，提高熱裂傾向。

3、結(jié)論

（1）Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件熱裂傾向隨增壓比壓增大呈先減小后增大的趨勢(shì)，在增壓比壓為87 MPa時(shí)，鑄件有著最小的熱裂傾向值15。

（2）鑄件內(nèi)部孔洞缺陷對(duì)熱裂傾向程度影響最為關(guān)鍵，是導(dǎo)致裂紋形成的主要原因。孔洞主要來(lái)源于補(bǔ)縮不足，增壓比壓為67~94 MPa時(shí)，提高增壓比壓可以有效降低孔隙率。

（3）Al-Zn-Mg-Cu合金鑄件熱裂的斷裂過(guò)程主要有3個(gè)階段：Stage I階段為中心脆性斷裂；StageII為脆-韌性結(jié)合過(guò)渡階段；Stage III階段為試樣邊緣韌性斷裂。

作者：
陶星宇 巫國(guó)強(qiáng) 趙君文 戴光澤 韓靖
西南交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

張旭
西南交通大學(xué)力學(xué)與工程學(xué)院

本文來(lái)自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第2期