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時熱裂傾向系數最小為15，繼續提高至94 MPa時，熱裂傾向最高，HTS值為27。試樣內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致的晶間分離是孔洞產生的主要原因，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高強度鋁合金因優異的性能被廣泛應用于航空航天、交通運輸等領域，但因該系合金固液溫度區間寬，漿料流動性差，在鑄造過程中易產生熱裂，往往會造成成品率低，限制了其應用范圍。流變壓鑄技術具有組織均勻細小、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，并通過調整工藝參數達到有效控制熱裂、孔洞等缺陷產生，是實現鑄造高強度鋁合金件以及大規模應用的關鍵。熱裂缺陷的產生和孔洞密切相關，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型熱電偶監測金屬漿料溫度，待漿料降溫至630 ℃時制得所需半固態漿料用于流變壓鑄。

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：熱裂產生裂紋程度及熱裂條數，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；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量，并將結果統計繪制關系曲線圖。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孔洞總面積，μm2；為統計截面面積，μm2。

2、試驗結果與討論

2.1 熱裂傾向

表2 試樣熱裂數量及概率
注：NHT為熱裂數量，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計結果。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。斷裂主要產生在試樣的過渡段和平行段，夾持段未發生斷裂行為。在不同增壓比壓下兩個區域斷裂產生的數量相差很小，平行段斷裂數量要略高于過渡段。將熱裂評定試樣結果統計轉換為熱裂傾向值HTS，結果見圖 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關系

圖3 試樣斷裂行為典型分布位置

圖 3為斷裂發生的典型分布區域。A區域為平行段與遠離內澆口的過渡段相交處，B區域為平行段中部，C區域為平行段與近內澆口處的過渡段相交處。經過統計發現，當增壓比壓大于81 MPa時，會出現大量位于C區域的斷裂，增壓比壓低于81 MPa時斷裂集中發生在A、B區域。

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，斷口中心區域分布著較大的縮孔，在81 MPa時，斷口中心區域表現為疏松，縮孔主要分布在斷口截面徑向0.5R區域范圍；大于81 MPa時，斷口中心區域已經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域，可見有較為平整的斷面區域，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結果
斷裂尾梢高倍圖（a）及其EDS結果（b）；析出相高倍圖（c）及其EDS結果（d）

圖 5為對斷口徑向取樣示意圖。對斷口徑向約為0R處中心區域組織進行顯微觀察，結果見圖 6，在不同的增壓比壓下初生α-Al晶粒都比較完整，表明熱裂在該區域為典型的脆性沿晶斷裂特征。同時在斷口上均有著不規則顆粒物存在。經辨別可分為兩種：團簇狀斷裂尾梢和片狀析出組織。圖 7為兩種不規則顆粒物的高倍圖及其EDS測試結果。由圖 7a可知該斷裂尾梢主要產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生在固相晶粒相交的液相匯集區，由于溶質再分配在晶界成分偏析，引起液相在匯集區域的雙邊角發生變化，液體雙邊角越小，裂紋形成越容易。由EDS測試結果也可知，該斷裂尾梢的Zn、Mg、Cu成分偏析十分嚴重，Zn質量分數甚至達到了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，與基體的結合強度低，易剝落。

圖 8為斷口徑向約為1.0R處邊緣區域顯微組織，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，局部區域也可以有塑性變形，表現為韌窩。該斷裂形式可判斷為微孔聚集型斷裂，為一種延性斷裂。表現為宏觀脆性微孔型斷裂，該類斷裂通常出現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

熱裂在宏觀上表現為脆性斷裂（圖 4），但在靠近試樣斷口邊緣出現塑性變形，出現韌窩（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域，也是裂紋源的主要發生部位，呈現出脆性斷裂特征。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，形成大的縮孔并導致裂紋源的形成和擴展；Stage II階段為脆-韌斷裂相結合，該區域為斷裂的過渡階段；Stage III為韌性斷裂階段，該區域靠近試樣表層，晶粒組織細小均勻，有著更好的韌性，因此在斷裂面出現韌窩。該階段也是斷裂的最后階段，應為到達臨界值時的瞬間斷裂。晶界的結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，孔洞的數量和尺寸在整體上隨著靠近內澆口方向逐漸減少，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，因此可以預見，孔洞是導致熱裂的最主要因素。此外，可看出斷裂主要發生在平行段區域，盡管夾持段有著尺寸更大的孔洞，但也未發生斷裂。這主要和平行段直徑更小有關，孔洞缺陷的存在會減小鑄件凝固時產生收縮應力應變的有效承載面積，更容易導致裂紋的形成。

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計結果。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量及形狀因子與等效直徑變化的關系曲線。從圖 13a可知，在不同的增壓比壓下，孔洞的數量在整體上隨著等效直徑的增大而減小，孔洞的數量在等效直徑低于0.4 mm時較多，數量達數百個。當等效直徑超過0.4 mm時，孔洞的數量急劇減少，均低于50，且隨著等效直徑的增大孔洞數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量效果十分顯著，高于0.4 mm時孔洞的數量減少有所放緩。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量及形狀因子與等效直徑的變化曲線：（a）數量變化；（b）形狀因子變化

裂紋源的產生，孔洞缺陷是其主要影響因素，在半固態流變壓鑄中，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，晶粒之間在收縮應變的作用下產生晶間分離（見圖 14a），在分離的初始階段會由于液態金屬的不斷補縮不會導致裂紋的萌生，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。這種現象在增壓比壓不足時尤為突出，增壓比壓不能夠推動液態金屬對晶間進行有效的補償，導致了疏松縮孔的存在。由于補縮不足導致的晶間分離通常產生于多個晶粒的交匯處，晶間殘留的液態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力作用，晶間搭橋則會產生形變，當應力超過了晶間搭橋的結合強度，搭橋結構被破壞，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，減少孔洞缺陷的產生，提高鑄件的整體致密度。持續增大增壓比壓，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，可能會導致正在凝固的組織發生開裂現象，加劇熱裂傾向。平行段區域直徑更小，孔洞減少應力的有效承載面積，更容易導致熱裂發生于該區域。靠近澆口區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域所受應力超過臨界值而開裂，提高熱裂傾向。

3、結論

（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）鑄件內部孔洞缺陷對熱裂傾向程度影響最為關鍵，是導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