原標題：增壓比壓對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定方法對Al-Zn-Mg-Cu合金半固態(tài)流變壓鑄件的熱裂傾向性(HTS)進行評估，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，合金熱裂傾向隨增壓比壓的提高呈先減小后增大的趨勢，在增壓比壓為87 MPa時熱裂傾向系數(shù)最小為15，繼續(xù)提高至94 MPa時，熱裂傾向最高，HTS值為27。試樣內(nèi)部孔洞對熱裂影響程度最為劇烈，是熱裂紋萌生的起源。合金凝固補縮不足時導(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給正在凝固的鑄件形成沖擊力作用，使鑄件開裂并加劇熱裂傾向。

Al-Zn-Mg-Cu高強度鋁合金因優(yōu)異的性能被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運輸?shù)阮I(lǐng)域，但因該系合金固液溫度區(qū)間寬，漿料流動性差，在鑄造過程中易產(chǎn)生熱裂，往往會造成成品率低，限制了其應(yīng)用范圍。流變壓鑄技術(shù)具有組織均勻細小、近球形，充型時不易卷氣，凝固收縮小且高壓補縮等特點，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程中熱裂缺陷的控制。因此，了解Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄過程中的熱裂機理，并通過調(diào)整工藝參數(shù)達到有效控制熱裂、孔洞等缺陷產(chǎn)生，是實現(xiàn)鑄造高強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理和影響因素上進行了一系列研究，但關(guān)于Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄過程中熱裂傾向的研究卻鮮有報道。本課題以探究流變壓鑄Al-Zn-Mg-Cu高強鋁合金的熱裂傾向為導(dǎo)向，采用了半定量熱裂評定方法，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熱裂傾向的影響。

1、試驗材料與方法

本試驗所用材料為Al-Zn-Mg-Cu合金，其化學成分見表1。

表1 試驗用Al-Zn-Mg-Cu合金化學成分  wb/%

試驗采用電阻爐將Al-Zn-Mg-Cu合金原料熔化至720 ℃，保溫30 min消除爐料的遺傳性，并對熔體持續(xù)通入氬氣進行精煉約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進行除氣，待熔體冷卻至640℃時，立即開始電磁攪拌，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用K型熱電偶監(jiān)測金屬漿料溫度，待漿料降溫至630 ℃時制得所需半固態(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根熱裂評估試樣進行熱裂傾向評定，見圖1。試樣由3部分組成：夾持段，過渡段和平行段。采用半定量熱裂傾向評定方法研究Al-Zn-Mg-Cu合金壓鑄件的熱裂傾向，該方法主要考慮兩個因素：熱裂產(chǎn)生裂紋程度及熱裂條數(shù)，同時將各因素分成不同的級別綜合評定熱裂傾向，其計算方法為:

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，無裂紋）；S為裂紋數(shù)量。

圖1 壓鑄件示意圖及熱裂評估試樣尺寸

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

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

2、試驗結(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)量要略高于過渡段。將熱裂評定試樣結(jié)果統(tǒng)計轉(zhuǎn)換為熱裂傾向值HTS，結(jié)果見圖 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。在增壓比壓為87 MPa時，HTS最小為15，當增壓比壓提升至94 MPa時，HTS最大為27，有著最為嚴重的熱裂傾向。

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)域為平行段與遠離內(nèi)澆口的過渡段相交處，B區(qū)域為平行段中部，C區(qū)域為平行段與近內(nèi)澆口處的過渡段相交處。經(jīng)過統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，當增壓比壓大于81 MPa時，會出現(xiàn)大量位于C區(qū)域的斷裂，增壓比壓低于81 MPa時斷裂集中發(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展，且縮孔大小有顯著的變化。當比壓小于81 MPa時，斷口中心區(qū)域分布著較大的縮孔，在81 MPa時，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，斷口中心區(qū)域已經(jīng)不能明顯看到組織疏松的存在，且縮孔大小進一步降低。此外，在所有的斷口邊緣區(qū)域，可見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為對斷口徑向取樣示意圖。對斷口徑向約為0R處中心區(qū)域組織進行顯微觀察，結(jié)果見圖 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)域為典型的脆性沿晶斷裂特征。同時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測試結(jié)果。由圖 7a可知該斷裂尾梢主要產(chǎn)生在多個晶粒交匯處的晶界，裂紋形成功理論認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測試結(jié)果也可知，該斷裂尾梢的Zn、Mg、Cu成分偏析十分嚴重，Zn質(zhì)量分數(shù)甚至達到了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Fe元素在鋁合金中含量達到0.3%以上則會形成粗大的針片狀含鐵相，相較脆且嚴重割裂基體，與基體的結(jié)合強度低，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)在高強度材料裂紋試樣在常溫拉伸，裂紋擴展時材料的韌度不足時發(fā)生，微觀組織形貌為細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28 μm以上，在該韌窩底部可見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（見圖 8）。因此將Al-Zn-Mg-Cu合金流變壓鑄件斷裂分為三個階段，見圖 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縮不足影響，尤其在增壓比壓較小時，形成大的縮孔并導(dǎo)致裂紋源的形成和擴展；Stage II階段為脆-韌斷裂相結(jié)合，該區(qū)域為斷裂的過渡階段；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)為到達臨界值時的瞬間斷裂。晶界的結(jié)合強度是影響裂紋擴展的主要因素，析出的富Fe相會弱化晶界，促進裂紋擴展，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定試樣剖開后典型宏觀形貌見圖 11。在不同的增壓比壓下，試樣剖面都有著肉眼可見的孔洞存在，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，都可見孔洞缺陷存在，在67和74 MPa時，斷裂處區(qū)域可見有大的孔洞存在，斷裂處裂紋呈類“V”字形；增壓比壓高于74 MPa時，斷口處孔洞較小，斷裂處裂紋也更加平直，因此可以預(yù)見，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)，孔洞缺陷的存在會減小鑄件凝固時產(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，孔隙率較高，為7.6%，當增壓比壓為94 MPa時，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，可以看出增壓比壓為94 MPa時HTS值反而比67 MPa高，這表明當比壓增大到一定程度時，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時最低，為15，此時的孔隙率為2.6%，與增壓比壓為94 MPa時的孔隙率相比只低于0.4%，但增壓比壓為94 MPa時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

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時較多，數(shù)量達數(shù)百個。當?shù)刃е睆匠^0.4 mm時，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。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，提高增壓比壓對減少孔洞數(shù)量效果十分顯著，高于0.4 mm時孔洞的數(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，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縮不足引起的。合金凝固初期階段，初生晶粒不斷生長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（見圖 14a），在分離的初始階段會由于液態(tài)金屬的不斷補縮不會導(dǎo)致裂紋的萌生，但是隨著凝固進行，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縮，從而形成裂紋源。這種現(xiàn)象在增壓比壓不足時尤為突出，增壓比壓不能夠推動液態(tài)金屬對晶間進行有效的補償，導(dǎo)致了疏松縮孔的存在。由于補縮不足導(dǎo)致的晶間分離通常產(chǎn)生于多個晶粒的交匯處，晶間殘留的液態(tài)合金有一部分會以晶間搭橋（圖 14b）的形式存在。若在凝固過程中受到一定的應(yīng)力作用，晶間搭橋則會產(chǎn)生形變，當應(yīng)力超過了晶間搭橋的結(jié)合強度，搭橋結(jié)構(gòu)被破壞，相鄰晶界交匯處的晶間分離會連接在一起，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凝固末期進行收縮補償，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，對鑄件的孔隙率減少效果下降。增壓的同時會給金屬液一個沖擊力的作用，當增壓比壓過大時，可能會導(dǎo)致正在凝固的組織發(fā)生開裂現(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)域往往凝固時間較長，有著更好的補縮效果，因此孔洞較少，但同時由于未完全凝固的組織性能較差，過大的增壓比壓更容易使得近澆口處區(qū)域所受應(yīng)力超過臨界值而開裂，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，在增壓比壓為87 MPa時，鑄件有著最小的熱裂傾向值15。

（2）鑄件內(nèi)部孔洞缺陷對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。孔洞主要來源于補縮不足，增壓比壓為67~94 MPa時，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程主要有3個階段：Stage I階段為中心脆性斷裂；StageII為脆-韌性結(jié)合過渡階段；Stage III階段為試樣邊緣韌性斷裂。

作者：
陶星宇 巫國強 趙君文 戴光澤 韓靖
西南交通大學材料科學與工程學院

張旭
西南交通大學力學與工程學院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第2期