原標題：鑄造高強耐熱 Mg-Y-Nd(-Gd)-Zr 和 Mg-Gd-Y-Zr 系鎂合金組織性能和鑄造缺陷對比

摘要：以Mg-Y-Nd(-Gd)-Zr和Mg-Gd-Y-Zr系高強耐熱鎂合金為分析對象，從鑄造成形方法和鑄造缺陷兩個方面進行了比較。結果表明，這些合金可以采用砂型鑄造、金屬型鑄造、熔模鑄造、低壓熔模鑄造和半固態觸變成形等方法鑄造；鑄造缺陷（如熱裂和疏松等）形成機理及其對力學性能的影響與其他合金相比沒有明顯區別；建立了疏松缺陷與力學性能的關系。

相比于鋁合金，鎂合金的絕對強度低、耐熱性能差，這極大地限制了鎂合金的應用范圍。添加稀土元素能有效地改善鎂合金的強度與耐高溫性能；另外，稀土元素在鑄造鎂合金中還可以有效地減少氣體、氧化物和有害元素的影響，起凈化、除氣和除渣的作用。

這些稀土高強耐熱鎂合金一般采用金屬型或砂型重力鑄造工藝。低壓反重力鑄造過程中的熔體充型平穩，并且外加壓力能增加補縮效果，可以改善夾雜和疏松缺陷，但關于低壓鑄造高強耐熱鎂合金的研究報道相對較少，目前還處于研發的起步階段。高強耐熱鎂合金還可以采用熔模鑄造和半固態觸變成形方法，但這兩種成形方法在高強耐熱鎂合金中還不成熟。比如，熔模鑄造WE43鎂合金的組織性能研究報道很少，絕大多數研究都是基于砂型鑄造WE43鎂合金。而鎂合金觸變成形的研究主
要集中在傳統鑄造商業Mg-Al系合金中，如AZ91、AM50和AM60合金。

無論采用何種鑄造成形方法，鎂合金中的鑄造缺陷不可避免，尤其對于一些大型復雜的鑄件，常見的鑄造缺陷有熱裂、冷隔、澆不足、夾雜、疏松與氣孔等，這些鑄造缺陷會嚴重降低鑄件的力學性能及穩定性。而這些缺陷的形成機理、缺陷對力學性能的影響以及如何避免或減少鑄造缺陷還缺少系統性的研究。

以Mg-Y-Nd（-Gd）-Zr（WE系）和Mg-Gd-Y-Zr（GW系）稀土鎂合金為研究對象，作者開展了大量的研究工作，以下主要從鑄造成形方法和鑄造缺陷兩個方面進行闡述。

1、試驗過程

合金冶煉所用原材料為高純鎂錠（Mg≥99.95%）、純釔（Y>99%）、純釓（Gd>99%）、純釹（Nd>99%）和Mg-30wt.%Zr中間合金。使用熔劑保護法進行冶煉，金屬型熔鑄過程為：首先將低碳鋼坩堝清理干凈后放入電阻爐內，將坩堝預熱至暗紅色（400~500 ℃）后加入鎂錠；待純鎂完全熔化后升溫至780 ℃，分批加入經過預熱的純Y、純Gd和純Nd，最后加入Mg-30wt.% Zr中間合金；待合金元素完全熔化后攪拌5 min，使熔體成分均勻；然后升溫到760 ℃精煉5～10 min；精煉完成后清除合金液表面、坩堝壁和坩堝嘴等處的熔渣，并將熔體升溫至800 ℃保溫靜置30 min；將金屬液溫度降至780 ℃左右時，澆入預熱到300 ℃的金屬模具中得到所需的合金鑄錠。砂型鑄造的冶煉和澆注工藝與金屬型相同。WE43鎂合金機匣低壓熔模鑄造工藝參數如表1所示。

表1 WE43鎂合金機匣低壓熔模鑄造工藝參數

熔模鑄造的蠟模使用模料為中溫石蠟，先用壓蠟機在鋁合金壓型中制備出鑄件各個部位的蠟模，隨后采用手工粘結的方式將蠟模組裝成完整的模組，并對模組進行檢查、矯形、修補，保證尺寸的精確性。接著開始制備型殼。型殼涂料是由320目的剛玉粉和硅溶膠粘結劑配制而成，面層掛砂材料為320目的剛玉粉和100目的剛玉砂，第二層掛砂材料為320目剛玉粉和46目的剛玉砂，背層掛砂材料為320目的鋁礬土粉和24目的煤矸石砂。最后將制備好的型殼放入焙燒爐中，在900 ℃下焙燒。焙燒工藝過程為升溫3 h，保溫2 h，隨爐冷卻12 h，以除去型殼中的殘余蠟料、有機物及水分。

采用應變誘發熔化激活法制備GW94K觸變成形用半固態漿料。鑄錠經500 ℃×8 h均勻化處理后，擠壓加工成30 mm棒材作半固態坯料，擠壓溫度為440 ℃，擠壓速度為 Φ 0.15 m/min，擠壓比為11.1。從擠壓棒材上切取約 Φ 26 mm×60 mm 圓柱樣品，在立式電阻爐加熱至給定半固態溫度，保溫5 min后，在一定壓力下將半固態漿料充型至預熱到200～300 ℃的模具中。

2、鑄造成形方法

目前，鑄造是鎂合金結構零部件的主要成形方法，鑄件約占鎂合金構件的90%，而鑄造成形方法會顯著影響材料的組織與力學性能。對比研究了金屬型鑄造和砂型鑄造WE54（Mg-5Y-2Nd-2Gd-0.5Zr，質量分數，以下同）鎂合金的組織與力學性能，結果表明兩種成形方法鑄造的WE54合金具有相似的鑄態組織，如圖1所示，都是由等軸晶及沿晶界不連續分布的少量第二相組成。但是由于砂型鑄造的冷卻速度較慢，WE54鎂合金的組織更加粗大，力學性能低于金屬型鑄造。采用截線法可以確定金屬型鑄造WE54合金的平均晶粒尺寸約為92 μm，而砂型鑄造WE54合金的平均晶粒尺寸約為150 μm。金屬型鑄造和砂型鑄造樣品在峰值時效狀態下的抗拉強度分別為327 MPa和261 MPa，屈服強度分別為234 MPa和209 MPa。

圖1 （a）金屬型鑄造和（b）砂型鑄造WE54合金的鑄態金相組織

相比于金屬型鑄造和砂型鑄造，熔模鑄造作為一種近凈成形的鑄造成形方法，鑄造成形后的機加工量少，金屬利用率高，適合生產形狀復雜、尺寸精度要求高的精密復雜鑄件，但是由于鑄造過程中鎂合金熔體容易與型殼發生反應，目前鎂合金熔模鑄造工藝的應用相對受到限制。對比了砂型鑄造和熔模鑄造WE43（Mg-4Y-2Nd-1Gd-0.5Zr）鎂合金的組織與力學性能。結果表明，熔模鑄造WE43鎂合金的室溫和高溫力學性能均低于砂型鑄造WE43鎂合金，這主要和熔模鑄造的冷卻速度慢、晶粒尺寸較大有關，不同熱處理狀態下的力學性能如圖2所示。另外，通過熔模重力鑄造試制了WE43鎂合金機匣，在機匣表面存在多處冷隔、氣孔與澆不足等缺陷，如圖3所示。并且在鑄件內部存在氧化夾雜，其主要成分為MgO和稀土氧化物，這些夾雜會顯著降低鑄件的力學性能和服役性能。

圖2 砂型鑄造和熔模鑄造WE43合金力學性能

圖3 重力熔模鑄造WE43鎂合金機匣鑄件表觀缺陷

相比于重力鑄造，低壓鑄造具有更好的鑄造冶金質量。低壓鑄造利用外界壓力使金屬液克服自身重力填充鑄型，保證了充型的平穩，可以避免金屬液的翻滾、沖擊和飛濺，減少氧化夾雜物的形成；熔體在外界壓力下凝固補縮，能有效減少疏松的形成，提高鑄件質量。將熔模鑄造與低壓反重力鑄造相結合，制備了低壓熔模鑄造WE43鎂合金機匣。對澆注系統進行模擬與試驗優化后，可以制備表面和內部質量良好的WE43鎂合金機匣，其外觀形貌如圖4所示，T6態合金的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為193 MPa、247 MPa和2.2%。

圖4 低壓熔模鑄造WE43鎂合金機匣外觀

另外，我們也研究了GW系列稀土鎂合金的半固態成形性能。半固態成形是指合金處于固液兩相溫度區間內進行鑄造（或鍛造）的一種近凈成形工藝，具有充型溫度低、鑄件缺陷少、材料組織均勻和力學性能優異等優點，已經成為工業上可供選擇的重要的成形方法。半固態成形方法主要有兩種，分別為流變成形和觸變成形，其中觸變成形是將固相坯料重新加熱到半固態溫度區間進行壓鑄或者注射成形。合金在給定溫度下的液相分數是半固態觸變成形過程中的重要冶金參數，觸變成形工藝要求半固態合金的液相分數在成形溫度區間內隨溫度的變化不能過于劇烈，一般認為0.3~0.5的液相分數是觸變工藝最佳的成形溫度區間。

從熱力學相圖計算得到的半固態成形冶金參數來看，Mg-Gd-Y系合金在較寬的成分范圍內都具有較好的觸變成形潛力。其中，GW94K（Mg-9Gd-4Y-0.5Zr）鎂合金是潛在的適合半固態觸變成形合金，且其觸變成形性能優于AZ91鎂合金和A356鋁合金。GW94K鎂合金的成形溫度窗口為577~602 ℃，在此溫度區間合金的液相分數的溫度敏感系數低于0.015 ℃﹣¹。

此外，試驗對比研究了金屬型鑄造和半固態觸變成形GW94K鎂合金的顯微組織與力學性能。金屬型GW94K鎂合金主要由α-Mg基體和分布于晶界上不連續的網絡狀第二相Mg 24（Gd，Y）5 組成，同時，組織中存在疏松缺陷。觸變成形GW94K鎂合金的組織由初始α-Mg及均勻分布的細小二次α-Mg和共晶Mg 24（Gd，Y）5相組成，其掃描電子形貌特征如圖5所示。半固態觸變成形可以顯著提高該合金的力學性能，尤其是塑性性能，室溫下固溶態的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為148 MPa、228 MPa和17.6%，而金屬型鑄件室溫下固溶態的屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為124 MPa、200 MPa和5.3%，力學性能提高主要歸因于疏松的消失以及細小脆性相Mg 24（Gd，Y）5 的均勻分布。

圖5 觸變成形GW94合金的SEM組織

3、鑄造缺陷

對于大型復雜鑄件，采用上述鑄造成形方法都不可避免會產生鑄造缺陷，其中熱裂和疏松是鎂合金中常見的兩種鑄造缺陷，對其形成機制、預測以及對力學性能影響等方面展開了較為系統的研究。

采用一種改進的“CRC”方法分別研究了含Zr和不含Zr在WE54合金砂型鑄件中熱裂缺陷的形成機理，研究表明鑄件中熱裂缺陷的形成機制為：鑄件熱節處的拉伸變形會引起殘余液相的流動和富集，并在晶間形成液膜，而晶間液膜在足夠大的收縮應力作用下會發生斷裂形成初始熱裂紋，初始熱裂紋繼續擴展會在鑄件中形成熱裂缺陷，圖6為熱裂缺陷形成過程示意圖。

圖6 WE54鎂合金中熱裂缺陷形成過程示意圖

另外，試驗發現元素Zr有利于WE54鎂合金的抗熱裂性能，在WE54-0Zr合金中，熱裂缺陷形成時的收縮應力為0.5 MPa，而在含Zr的WE54鎂合金中，熱裂缺陷形成時的收縮應力為1.0 MPa。這主要是因為元素Zr可以顯著細化其晶粒尺寸，同時提高形成初始熱裂紋時的合金固相分數，而這兩個因素都會提高晶間液膜的強度，提高形成初始熱裂紋所需的收縮應力，降低合金的熱裂傾向。

另一方面，鎂合金的凝固區間相對較寬，很容易形成疏松缺陷。通過大量實驗數據建立起疏松級別與力學性能的關系，圖7顯示了疏松級別對GW63K（Mg-6Gd-3Y-0.5Zr）鎂合金室溫力學性能的影響，其中抗拉強度和伸長率都隨著疏松級別提高而下降，可以通過疏松級別大致判斷樣品的拉伸力學性能，這有助于通過無損X射線探傷來衡量鑄件和材料的力學性能并指導工業生產。

圖7 GW63K鎂合金室溫（a）伸長率和（b）抗拉強度與疏松級別的關系

疏松缺陷可以通過冒口設計、冷鐵布置以及澆注系統優化來減少或者消除。測量分析不同冒口尺寸的WE54鎂合金鑄件中縮松缺陷分布，得到冒口設計的模數準則為M R ≥1.3M C ，其中M R 為冒口的凝固模數，M C 為鑄件的凝固模數，凝固模數則是體積與表面積的比值。Niyama判據是目前預測鋼鐵鑄件疏松的主要判據之一，當鑄件特定位置的Niyama值小于臨界Niyama值時，在該位置很可能會形成疏松缺陷，因此可以通過Niyama值模擬計算預測疏松缺陷的結果對澆注系統和冒口進行改進與優化。對比試驗與模擬的結果，可以得到WE54鎂合金的臨界Niyama值為0.4 mm﹣¹，重力鑄造和低壓鑄造GW63K鎂合金的臨界Niyama值分別為0.44 mm﹣¹和0.3 mm﹣¹，根據一維Darcy準則，外加壓力會增加疏松形成時所需的臨界壓力降，從而推遲疏松的形成，降低臨界Niyama值。

4、結論

（1）Mg-Y-Gd（-Nd）和Mg-Gd-Y-Zr系列稀土鎂合金可以采用多種鑄造方法進行成形，如砂型鑄造、金屬型鑄造、熔模鑄造、低壓熔模鑄造和半固態觸變成形等。金屬型鑄件的晶粒尺寸相對較小，通常具有較好的綜合力學性能；低壓鑄造能有效地減少冷隔、夾雜和疏松等缺陷，提高鑄件內部冶金質量；半固態觸變成形可以通過改善組織的形貌與分布，獲得優異的室溫塑性。

（2）熱裂和疏松缺陷都會顯著降低高強耐熱鑄造鎂合金的力學性能。揭示了這些缺陷的形成條件與機制，可以指導通過澆注工藝優化來減少甚至消除這些缺陷。建立了疏松缺陷與力學性能的關系，可以作為鑄件的質量與性能檢驗與評估的參考依據。

作者：
陳榮石 周波 李吉林
中國科學院金屬研究所
周波
中國科學技術大學材料科學與工程學院
李吉林
北方民族大學材料科學與工程學院
單智偉
西安交通大學金屬材料強度國家重點實驗室

本文來自:《鑄造》雜志2022年第1期第70卷