劉耀鴻, 王朝輝,, 劉軻, 李淑波, 杜文博

鎂合金是目前已知最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱性好、環(huán)保易回收等優(yōu)點(diǎn)，在汽車、航天航空等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1,2]。鑄造是當(dāng)前鎂合金零部件批量生產(chǎn)的最主要工藝，具有制造成本低、周期短、適用于復(fù)雜結(jié)構(gòu)及大尺寸部件等優(yōu)點(diǎn)[3]。熱裂作為鑄件生產(chǎn)中常見的缺陷之一，對(duì)鑄件產(chǎn)品的質(zhì)量和良品率均有著重要的影響[4]。研究[5,6,7,8]表明，熱裂主要出現(xiàn)在合金固相線附近或凝固后期(固相率fs趨近于1)，影響合金熱裂性能的主要因素有合金成分、合金凝固溫度區(qū)間等。同時(shí)，鑄造工藝參數(shù)和模具尺寸等對(duì)合金熱裂性能也有一定的影響。

目前，國內(nèi)外建立的熱裂模型大部分以應(yīng)力、應(yīng)變、應(yīng)變速率為閾值，以此來定性或定量評(píng)價(jià)合金熱裂性能的優(yōu)劣[9,10,11,12,13,14,15,16]。Lahaiet和Bouchard[12]采用單向拉伸的辦法使凝固末期組織(半固態(tài))發(fā)生變形，當(dāng)處于半固態(tài)的合金不足以承受所施加的拉應(yīng)力時(shí)，將產(chǎn)生熱裂。該模型認(rèn)為合金的熱裂主要受加載的總應(yīng)變量(ε)、晶粒間液相的表面能(γ)、液膜的厚度(h)和固相率(fs)等因素的共同影響。Suyitno等[13]基于合金凝固末期產(chǎn)生的應(yīng)變與斷裂應(yīng)變相關(guān)，將固相線溫度對(duì)應(yīng)的合金塑性變形(εθθ)與接近固相線溫度時(shí)實(shí)驗(yàn)獲得的斷裂應(yīng)變(εfr)的比值定義為合金的熱裂敏感性(hot cracking susceptibility，HCS)，若HCS>1則表明熱裂開始萌生和擴(kuò)展。Rappaz等[14]引入了最大應(yīng)變速率(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$)的概念，將合金熱裂敏感性定義為臨界應(yīng)變速率的倒數(shù)(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}^{-1}$)，建立了RDG (Rappaz-Drezet-Gremaud)模型，該模型中合金的熱裂敏感性受合金液的黏度(μ)、溫度梯度(G)、二次枝晶臂間距(λ2)、凝固收縮率(β)、凝固溫度區(qū)間(ΔT)、fs等因素的影響。RDG模型通過固相率與溫度的關(guān)系(fs-T)間接反映成分對(duì)合金的凝固收縮率和液相滲透性(m)的影響，能定量預(yù)測(cè)合金的熱裂敏感性，被認(rèn)為是目前最好的熱裂模型之一，但該模型也存在公式過于復(fù)雜、參數(shù)難以確定等不足。

Mg-Zn-RE鑄造鎂合金是目前開發(fā)的新型鎂合金體系之一，具有室溫/高溫力學(xué)性能好、析出強(qiáng)化效果顯著等特點(diǎn)[17]。Luo等[18]和Bae等[19]在Mg-Zn-Y合金中首次發(fā)現(xiàn)了具有高強(qiáng)度、高硬度、耐腐蝕的Mg3Zn6Y二十面體準(zhǔn)晶相(icosahedral quasicrystal structure)。在Mg-Zn-RE三元合金中除了準(zhǔn)晶相外，還會(huì)因?yàn)槌煞植煌纬蒑g3Zn3RE2 (W-phase，cubic structure)和Mg12ZnRE (LPSO structure)[20,21,22]。本文作者課題組[23,24]開發(fā)了一種新型的Mg-Zn-Er三元鑄造鎂合金，研究發(fā)現(xiàn)Zn/Er比對(duì)合金凝固相形成產(chǎn)生很大影響： α-Mg+W-phase (Zn/Er≤0.8)、α-Mg+W-phase +I-phase (1≤Zn/Er≤6)、α-Mg+I-phase (6≤Zn/Er≤10)。同時(shí)，該合金表現(xiàn)出優(yōu)良的高溫抗蠕變性能等。

稀土元素在鎂合金中具有較高的固溶度，能有效降低合金的熱裂敏感性，但Mg-Zn-RE鑄造鎂合金與AZ91等合金相比仍然存在鑄造熱裂性能較差的不足[25,26,27]。Gunde等[28]研究了Y含量對(duì)Mg-3Zn-0.5Zr-xY (x=0、0.4、0.8，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金熱裂敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)Y的添加能有效降低合金熱裂敏感性，這主要是因?yàn)閅使得合金凝固末期路徑發(fā)生改變，縮短了合金凝固溫度區(qū)間。但對(duì)Mg-Zn-RE系合金的熱裂敏感性而言，稀土含量不同造成的合金凝固區(qū)間、相組成等變化也會(huì)影響合金的熱裂敏感性，對(duì)此還鮮有系統(tǒng)深入的研究。

本工作結(jié)合相關(guān)鑄件凝固理論，采用優(yōu)化的RDG熱裂模型預(yù)測(cè)Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)三元鑄造鎂合金的熱裂敏感性，利用“約束桿”鋼模鑄造(constrained rod casting，CRC)實(shí)驗(yàn)方法評(píng)價(jià)該合金的熱裂敏感性，并探討了成分、相組成等對(duì)合金熱裂敏感性的影響規(guī)律，為Mg-Zn-Er鑄造鎂合金的開發(fā)應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 合金制備

采用純Mg (99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、純Zn (99.9%)和Mg-30%Er中間合金作為原材料，分別制備了名義成分為Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)的合金。合金熔煉在井式坩堝電阻爐中進(jìn)行，保護(hù)氣體為SF6和N2 (體積比為1∶1000)的混合氣。在石墨坩堝中先后加入純Mg、純Zn和Mg-Er中間合金，待全部熔化后攪拌均勻，合金液在730 ℃下靜置15 min后，澆入預(yù)熱至300 ℃的模具中。

合金的實(shí)際成分由Magix-PW2403 X射線熒光光譜儀(XRF)分析獲得，如表1所示。合金的fs-T曲線由STC-449C差熱/熱重分析儀測(cè)量獲得，測(cè)量時(shí)合金的冷卻速率為10 K/min。利用MATLAB軟件對(duì)不同成分合金的fs-T曲線進(jìn)行計(jì)算擬合。

表1   Mg-5Zn-xEr合金的成分

Table 1  Compositions of Mg-5Zn-xEr alloys (mass fraction / %)

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1.2 熱裂敏感性評(píng)價(jià)方法

目前，國內(nèi)外對(duì)熱裂敏感性評(píng)價(jià)的實(shí)驗(yàn)方法很多，包括臨界尺寸法[29](臨界直徑法和臨界長度法)、熱裂環(huán)法[30]、石蠟滲透法[31]等。由于臨界尺寸法具有簡單且實(shí)驗(yàn)結(jié)果準(zhǔn)確直觀的優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于合金熱裂敏感性的研究[29,32,33]。

本工作采用“約束桿”鋼模鑄造法評(píng)價(jià)合金的熱裂敏感性(HCS)，其數(shù)學(xué)表達(dá)式為[33]：

式中，flength為熱裂棒長度系數(shù)，flocation為熱裂產(chǎn)生位置系數(shù)，wcrack為熱裂紋寬度系數(shù)。合金熱裂敏感性的具體評(píng)價(jià)因素如圖1所示。根據(jù)裂紋發(fā)生的難易程度，定義最長棒為4，然后依次為8、16、32 (圖1a)；由于根部形狀變化最大，裂紋最易發(fā)生，其參數(shù)定為1，在末端定為2，中間部位為3 (圖1b)；將完全斷裂定義為4，半斷裂為3，發(fā)紋為2，半發(fā)紋為1 (圖1c)。

圖1

圖1   熱裂敏感性影響系數(shù)示意圖

Fig.1   Schematics of hot cracking susceptibility factors including rod length factor (a), crack location factor (b) and crack width factor (c)

1.3 熱裂敏感性實(shí)驗(yàn)裝置

合金的熱裂敏感性實(shí)驗(yàn)裝置如圖2所示。該裝置由熱裂棒模具和溫度采集系統(tǒng)組成。熱裂棒模具由高150 mm的澆口杯和4根長度不同(86、106、136、156 mm)、直徑均為10.5 mm的熱裂棒鋼模組成。在熱裂棒模具的直澆道上部設(shè)有溫度采集熱電偶，熱電偶類型為K型，直徑為0.2 mm。計(jì)算機(jī)和溫度采集/轉(zhuǎn)換模塊可實(shí)時(shí)記錄合金在凝固過程中溫度的變化，獲得合金的凝固時(shí)間與溫度關(guān)系曲線。

圖2

圖2   熱裂敏感性實(shí)驗(yàn)裝置示意圖

Fig.2   Schematic of hot cracking susceptibility experimental device (unit: mm)

1.4 組織觀察及相分析

將不同成分的合金試樣進(jìn)行打磨、拋光和腐蝕，腐蝕液為5% (體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液，腐蝕時(shí)間為10~15 s。利用Axio imager A2M金相顯微鏡(OM)分析合金的顯微組織。利用S3400型掃描電鏡(SEM)與能譜儀(EDS)分析合金的顯微組織及熱裂斷口形貌。利用D/MAX-3C型旋轉(zhuǎn)陽極X射線衍射儀(XRD)分析合金的相組成。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 預(yù)測(cè)熱裂敏感性模型的優(yōu)化與評(píng)價(jià)

在鑄造工藝參數(shù)和晶粒尺寸/形貌相同的條件下，不同成分合金由于凝固路徑不同而影響合金熱裂敏感性。Rappaz等[14]的RDG熱裂模型綜合考慮了凝固收縮引起的應(yīng)變和糊狀區(qū)域的補(bǔ)縮，提出臨界應(yīng)變速率(csre)的數(shù)學(xué)表達(dá)式：

公式(2)中，A$=\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{{?}_0}\frac{{?}_{\mathrm{s}}{(?)}^2}{(1-{?}_{\mathrm{s}}{(?))}^2}$; B=$\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{{?}_0}\frac{{?}_{\mathrm{s}}{(?)}^2?(?)}{(1-{?}_{\mathrm{s}}{(?))}^3}$; F(T)=$\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{?}{?}_{\mathrm{s}}(?)$?dT。d為晶粒尺寸，μ為黏度，γ為表面張力，Pm為金屬液壓頭的壓強(qiáng)，β為收縮率，V為長大速率，L為糊狀區(qū)域長度，T0、Tco分別是與fs,0 (枝晶間產(chǎn)生干涉時(shí)的固相率)、fs,co (枝晶互相融合形成固態(tài)時(shí)的固相率)相對(duì)應(yīng)的溫度。

由于RDG熱裂模型的結(jié)構(gòu)和參數(shù)較為復(fù)雜，較難在實(shí)際中應(yīng)用。Easton等[34]在RDG模型的基礎(chǔ)上，基于預(yù)測(cè)二元合金(Mg-Nd/Ce/La)對(duì)凝固路徑的影響獲得一種相對(duì)簡單的熱裂敏感性判定辦法，提出熱裂敏感性判定(Sht)數(shù)學(xué)表達(dá)式為：

該公式的優(yōu)點(diǎn)是對(duì)復(fù)雜RDG模型進(jìn)行簡化的前提下，考慮了二元合金成分對(duì)熱裂性能影響的重要參數(shù)(T0、Tco、fs(T))，更重要的是當(dāng)二元合金的凝固曲線在Tco~T0溫度范圍內(nèi)以非線性(均勻)凝固時(shí)，該公式同樣適用。對(duì)于T0，此時(shí)組織中已搭建起一小部分固相“網(wǎng)狀”結(jié)構(gòu)(枝晶間發(fā)生接觸并產(chǎn)生干涉)，液相通過補(bǔ)縮通道對(duì)凝固收縮產(chǎn)生的枝晶間分離(空隙)進(jìn)行補(bǔ)縮；對(duì)于Tco，此時(shí)處于凝固末期，固相體積分?jǐn)?shù)較高，枝晶已互相融合基本形成固相形態(tài)。

前期研究[23]發(fā)現(xiàn)，Mg-5Zn-xEr三元合金的凝固行為較為復(fù)雜，凝固組織由α-Mg、W相和I相組成，并且W相和I相的析出溫度介于Tco~T0溫度范圍內(nèi)。但是，基于Easton等[34]的熱裂敏感性判定公式(3)并未考慮到合金成分對(duì)Tco~T0溫度范圍和凝固組織、相組成的影響。本工作在綜合上述影響因素的前提下，基于公式(3)，得到優(yōu)化的RDG模型，適用于不同成分Mg-5Zn-xEr三元多相合金的熱裂敏感性評(píng)價(jià)($??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}$)，其表示式如下：

公式(4)在具有公式(3)優(yōu)點(diǎn)的同時(shí)，一方面考慮了Mg-5Zn-xEr三元合金在熱裂易產(chǎn)生溫度范圍(Tco~T0)內(nèi)凝固時(shí)，由于Er含量增加導(dǎo)致合金相組成的不同對(duì)熱裂敏感性的影響；另一方面當(dāng)不同合金成分的Sht值出現(xiàn)相近甚至相等的情況時(shí)，公式(4)可以定量區(qū)分熱裂易產(chǎn)生溫度范圍(Tco~T0)的大小對(duì)合金熱裂敏感性的影響。

公式(4)中，預(yù)測(cè)合金熱裂敏感性的關(guān)鍵在于參數(shù)Tco、T0及函數(shù)關(guān)系表達(dá)式fs-T的確定。由于Tco~T0的溫度范圍為熱裂易產(chǎn)生區(qū)間，而Tco、T0主要受fs,co、fs,0的影響，fs,co、fs,0可通過不同的方法進(jìn)行確定[35,36]。Clyne和Davies[37]提出，當(dāng)fs=0.4時(shí)，合金收縮應(yīng)力便開始通過大量液相補(bǔ)縮得到釋放。Easton等[34]和Vernède等[38,39]通過設(shè)計(jì)不同的實(shí)驗(yàn)確定fs,co的范圍在0.98到0.99之間。結(jié)合本實(shí)驗(yàn)Mg-5Zn-xEr合金凝固溫度范圍較寬的情況，分別取fs,0=0.4、fs,co=0.98和0.99所對(duì)應(yīng)的T0、Tco溫度值進(jìn)行相關(guān)計(jì)算。

利用熱重分析儀獲得不同成分合金的fs-T曲線，如圖3所示。利用MATLAB軟件中的curve fitting功能對(duì)fs-T曲線進(jìn)行擬合，擬合函數(shù)形式為y=y0-Aexp(R0T)，并獲得各成分合金的fs-T函數(shù)表達(dá)式和相關(guān)系數(shù)(R2)，如表2所示。可以看出，各合金成分fs-T擬合函數(shù)的相關(guān)系數(shù)均接近于1。

圖3

圖3   Mg-5Zn-xEr合金的固相體積分?jǐn)?shù)(fs)與凝固溫度(T)關(guān)系曲線

Fig.3   Solid phase volume fraction (fs)- solidification temperature (T) curves of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

表2   Mg-5Zn-xEr合金的fs-T擬合函數(shù)表達(dá)式及其相關(guān)系數(shù)(R2)

Table 2  fs-T fitting function expression of Mg-5Zn-xEr alloys and correlation coefficients (R2) (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

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結(jié)合表2所擬合的不同成分合金fs-T函數(shù)關(guān)系表達(dá)式及fs,0=0.4和fs,co=0.98、0.99時(shí)不同合金所對(duì)應(yīng)的T0、Tco值(圖3)，利用公式(4)計(jì)算獲得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性，如圖4a所示。結(jié)果表明，盡管在計(jì)算時(shí)T0和Tco的取值不同，但隨著合金中Er的含量從0.83%增加到5%，Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性呈先升高后降低的趨勢(shì)，其中Mg-5Zn-2.5Er合金的熱裂敏感性最高，Mg-5Zn-5Er合金的熱裂敏感性最低。作為對(duì)比，基于公式(3)的Easton修正RDG模型計(jì)算的Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性，結(jié)果如圖4b所示。可以看出，隨著Er含量的增加，合金熱裂敏感性呈現(xiàn)先降低后增加的趨勢(shì)，與圖4a的結(jié)果相矛盾。

圖4

圖4   Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性預(yù)測(cè)

Fig.4   Hot cracking susceptibilities predicted by optimized RDG model in this work ($??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}$) (a) and optimized RDG model of Easton (Sht) (b) of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5. fs,n―solid phase volume fraction corresponding to the coherency (fs,0) and coalescence (fs,co) points)

二者產(chǎn)生差異的主要原因是，公式(3)是基于二元合金(Mg-Nd/Ce/La)所建立的熱裂模型，該二元合金在Tco~T0溫度范圍凝固時(shí)的相組成并未發(fā)生變化，而本工作研究的Mg-5Zn-xEr三元多相合金在凝固過程中會(huì)先后發(fā)生α-Mg、W相、I相的析出，相形成過程較為復(fù)雜；同時(shí)在熱裂易產(chǎn)生溫度區(qū)間(Tco~T0)內(nèi)，合金的相組成隨Er含量的增加發(fā)生變化，公式(3)不再適用。

在理論模型研究的基礎(chǔ)上，為驗(yàn)證優(yōu)化的RDG模型準(zhǔn)確性和評(píng)價(jià)Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性，采用圖2所示的實(shí)驗(yàn)裝置和公式(1)所述的評(píng)價(jià)合金熱裂敏感性的臨界尺寸法實(shí)驗(yàn)，對(duì)不同成分的Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性進(jìn)行了評(píng)價(jià)，結(jié)果如圖5所示。從圖5a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金最長的2根熱裂棒發(fā)生斷裂，最短棒并未觀察到明顯發(fā)紋情況。其它成分Mg-Zn-Er合金熱裂情況與圖5a類似，并通過公式(1)計(jì)算獲得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性系數(shù)，結(jié)果如圖5b所示。可以看出，隨著Er含量的增加，合金的熱裂敏感性呈先增大后降低的趨勢(shì)，Mg-5Zn-2.5Er的熱裂敏感性系數(shù)最高，Mg-5Zn-5Er的最低。通過對(duì)比發(fā)現(xiàn)，圖5b所示的實(shí)驗(yàn)結(jié)果與圖4a中本工作優(yōu)化的RDG模型的預(yù)測(cè)結(jié)果變化趨勢(shì)一致。這表明，在考慮Tco~T0溫度范圍后，公式(4)所示的優(yōu)化的RDG熱裂模型可準(zhǔn)確預(yù)測(cè)Mg-5Zn-xEr三元多相合金的熱裂敏感性。

圖5

圖5   Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性試樣及評(píng)價(jià)結(jié)果(臨界尺寸法實(shí)驗(yàn))

Fig.5   Hot cracking image of Mg-5Zn-0.83Er alloy (Arrows in Fig.5a show the macro-cracks) (a) and hot cracking susceptibilities of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5) (b) (Experiment via critical size method)

2.2 合金相組成及凝固特性

為進(jìn)一步揭示不同成分Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性變化的機(jī)制，研究了合金的相組成、鑄態(tài)組織和凝固特性。不同成分Mg-5Zn-xEr合金的XRD譜如圖6所示。可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金由α-Mg和I相組成；隨著Er含量的增加，Mg-5Zn-xEr合金中出現(xiàn)了W相，I相含量逐漸減少；當(dāng)Er為5%時(shí)，合金中的I相完全消失，Mg-5Zn-5Er合金由α-Mg和W相組成。

圖6

圖6   Mg-5Zn-xEr合金的XRD譜

Fig.6   XRD spectra of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

圖7為Mg-5Zn-xEr合金的SEM像及EDS譜。Mg-5Zn-0.83Er合金由基體α-Mg和I相組成，如圖7a所示。Mg-5Zn-1.25Er/2.5Er合金由基體α-Mg和I相、W相組成，如圖7b和d所示。Mg-5Zn-5Er合金由基體α-Mg和W相組成，如圖7e所示。圖7c為圖7a中A點(diǎn)的EDS譜，其Zn/Er原子比約為6，結(jié)合圖6確認(rèn)為I相(Mg3Zn6Er1)[40]。圖7f為圖7e中B點(diǎn)的EDS譜，其Zn/Er原子比接近W相(Mg3Zn3Er2)[40]的元素含量比例。合金中的I相主要呈條狀和顆粒狀，大多存在于晶界，少量出現(xiàn)在晶內(nèi)。Mg-5Zn-xEr合金中的W相主要以魚骨狀分布于晶界處。

圖7

圖7   Mg-5Zn-xEr合金的SEM像及EDS譜

Fig.7   SEM images (a, b, d, e) and EDS spectra of points A (c) and B (f) of Mg-5Zn-xEr alloys with x=0.83 (a, c), x=1.25 (b), x=2.5 (d) and x=5 (e, f)

圖8為Mg-5Zn-xEr合金在熱裂棒鋼模中的冷卻曲線。圖中虛線為合金在凝固過程中的降溫曲線，實(shí)線為合金凝固過程中冷卻速率變化曲線，即降溫曲線的一階導(dǎo)數(shù)曲線。合金冷卻速率變化曲線中的A、B、B'、C峰分別對(duì)應(yīng)不同凝固析出相引起的合金冷卻速率的突變。對(duì)圖8中合金凝固曲線及其冷卻速率變化曲線分析，可獲得不同合金成分的相變反應(yīng)溫度。結(jié)合圖6和7的結(jié)果可知，圖8a中A峰對(duì)應(yīng)α-Mg的形核與長大，B峰對(duì)應(yīng)共晶反應(yīng)L→α-Mg+I-phase生成I相的過程，2個(gè)峰對(duì)應(yīng)的溫度分別為616.4和438.7 ℃。從圖8b和c中可以看出，隨著Er含量的增加，曲線出現(xiàn)了一個(gè)新的峰(C峰)，C峰對(duì)應(yīng)共晶反應(yīng)L→α-Mg+W-phase形成W相，而圖8b和c中的B'峰則對(duì)應(yīng)包晶反應(yīng)L+ W-phase→I-phase 生成I相。當(dāng)Er含量增加到5%時(shí)，合金中的I相消失，圖8d中的C峰仍對(duì)應(yīng)共晶反應(yīng)L→α-Mg+W-phase生成W相，A峰對(duì)應(yīng)的α-Mg形核溫度為593.4 ℃。

圖8

圖8   Mg-5Zn-xEr合金的凝固曲線(臨界尺寸法實(shí)驗(yàn))

Fig.8   Solidification curves of Mg-5Zn-xEr alloys (Experiment via critical size method)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

圖8中不同成分Mg-5Zn-xEr合金各相反應(yīng)溫度如表3所示。可以看出，與圖4a和5b中不同成分合金熱裂敏感性變化趨勢(shì)相同：隨著Er含量的增加，合金的凝固溫度區(qū)間先增加后降低。當(dāng)Er含量從0.83%提高至2.5%時(shí)，合金的凝固溫度區(qū)間由177.7 ℃增加至195.5 ℃；當(dāng)Er含量為5%時(shí)，合金的凝固溫度區(qū)間減小為61.3 ℃。一般來說，合金凝固溫度區(qū)間越窄，越有利于液相對(duì)熱裂紋進(jìn)行補(bǔ)縮，從而使合金的熱裂敏感性降低。

表3   Mg-5Zn-xEr合金的各相析出溫度和凝固區(qū)間范圍(臨界尺寸法實(shí)驗(yàn))

Table 3  Precipitation temperatures of various phases and solidification temperature range (ΔT) for Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5. Experiment via critical size method) (℃)

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在Mg-5Zn-xEr合金體系中，不同含量Er元素的添加會(huì)在合金的凝固過程中形成W相或I相[23,40,41]。結(jié)合圖8的凝固曲線，合金中I相主要在420~440 ℃內(nèi)通過共晶反應(yīng)(L→α-Mg+I-phase)或者包晶反應(yīng)(L+ W-phase→I-phase)生成，而W相的反應(yīng)溫度(530~570 ℃)要顯著高于I相。當(dāng)Er含量為1.25%或2.5%時(shí)， α-Mg形核長大后，先發(fā)生共晶反應(yīng)生成W相(L→α-Mg+W-phase)，此時(shí)凝固組織中剩余的液相仍需參與后續(xù)生成I相的包晶反應(yīng)(L+ W-phase→I-phase)，由于剩余液相的不足和凝固溫度區(qū)間過寬，極易產(chǎn)生熱裂。當(dāng)合金中Er含量增加到5%時(shí)，一方面該合金凝固溫度區(qū)間大大縮小，另一方面最終獲得的W相是通過共晶反應(yīng)生成的，充分存在的液相對(duì)合金形成有效的補(bǔ)縮，從而極大地降低了合金的熱裂敏感性。

2.3 合金熱裂斷口分析

圖9為不同成分Mg-5Zn-xEr合金熱裂斷口縱截面形貌。從圖9a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金的熱裂斷口附近盡管存在著液相合金的補(bǔ)縮通道，裂紋卻并未能完全“愈合”，出現(xiàn)了較多細(xì)小裂紋，對(duì)合金的熱裂性能是不利的。當(dāng)Er含量添加到1.25%時(shí)，熱裂紋的面積增大，隨冷卻過程的進(jìn)行，合金的熱裂缺口在收縮作用下被“撕裂”(圖9b)，說明Mg-5Zn-1.25Er合金存在著液態(tài)合金的補(bǔ)縮，但補(bǔ)縮能力較差，因此該合金的熱裂敏感性較高。由圖9c可知，Mg-5Zn-2.5Er合金的熱裂敏感性最嚴(yán)重，合金熱裂斷口裂紋的長度最長、面積最大，說明合金凝固后期由于液相的缺乏，無法實(shí)現(xiàn)大體積的補(bǔ)縮，從而形成大面積的熱裂紋。圖9d為Mg-5Zn-5Er合金熱裂斷口形貌，由于凝固后期的液相能夠?qū)﹁T件實(shí)現(xiàn)有效補(bǔ)縮，抑制了熱裂紋的萌生和擴(kuò)展，故Mg-5Zn-5Er合金的熱裂敏感性最小。綜上，圖9中各成分Mg-5Zn-xEr合金斷口熱裂情況與圖4a、圖5b中各成分合金的熱裂敏感性變化趨勢(shì)相同。

圖9

圖9   Mg-5Zn-xEr合金熱裂斷口形貌(縱截面)

Fig.9   Hot cracking fracture morphologies of Mg-5Zn-xEr alloys (longitudinal section)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

對(duì)熱裂斷口俯視圖做進(jìn)一步分析，發(fā)現(xiàn)其表面存在一層液膜，如圖10所示。液膜是合金液冷卻到固相線附近，晶體周圍存在的未完全凝固的液相[31]。根據(jù)液膜理論[12]，熱裂紋的形成主要取決于液膜的厚度和凝固收縮應(yīng)力，并且可分為3個(gè)過程：液膜形成、晶間分離、裂紋萌生及擴(kuò)展。在凝固過程中，隨著固相體積分?jǐn)?shù)的增加，在枝晶生長前沿周圍或者未凝固區(qū)域中開始形成液膜，隨凝固溫度的降低，通過載荷作用傳遞到晶間液膜上的應(yīng)力應(yīng)變進(jìn)一步增大，液膜因此被拉長，同時(shí)能擴(kuò)寬液相補(bǔ)縮通道，當(dāng)被拉長的液膜無法有效抵抗枝晶間分離產(chǎn)生的收縮應(yīng)力時(shí)，液膜將被拉斷并出現(xiàn)晶間裂紋，從而產(chǎn)生熱裂；反之，在液膜被拉長的情況下，液膜間的作用力仍能克服收縮應(yīng)力，合金的熱裂敏感性將會(huì)降低。

圖10

圖10   Mg-5Zn-xEr合金熱裂斷口形貌(俯視圖)

Fig.10   Hot cracking fracture morphologies of Mg-5Zn-xEr alloys (top view)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

由圖10a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er中液膜連續(xù)，并在表面出現(xiàn)了褶皺現(xiàn)象，說明液膜晶間結(jié)合力低，最終形成熱裂紋。與圖10a比較，圖10b中Mg-5Zn-1.25Er合金的枝晶較為發(fā)達(dá)，阻礙了液相合金的流動(dòng)補(bǔ)縮，同時(shí)液膜破碎，晶間結(jié)合力低，液膜被拉長，無法有效克服凝固收縮產(chǎn)生的應(yīng)力，熱裂敏感性增加。圖10c為Mg-5Zn-2.5Er的斷口形貌，盡管大部分液膜能連續(xù)，但其面積小且薄，同時(shí)在固相線附近形成的共晶相較少，對(duì)熱裂極其不利，使得合金的熱裂敏感性進(jìn)一步增大。圖10d為Mg-5Zn-5Er合金的斷口形貌，其液膜變厚、面積增大，說明凝固末期此處存在大量的未凝固液相。根據(jù)凝固收縮補(bǔ)償理論[29]，當(dāng)存在著相同的補(bǔ)縮通道時(shí)，液相體積分?jǐn)?shù)越高，裂紋愈合的面積越大，晶間的結(jié)合力越大，熱裂敏感性越低。此外，在Mg-5Zn-5Er凝固末期，由于生成W相的共晶反應(yīng)，能抑制α-Mg的形核與長大，延長了液相補(bǔ)縮的時(shí)間，從而使得Mg-5Zn-5Er合金的熱裂敏感性極大降低[31]。

3 結(jié)論

(1) 本工作所優(yōu)化的RDG模型可準(zhǔn)確地預(yù)測(cè)Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5)三元多相合金的熱裂敏感性，其中Mg-5Zn-2.5Er合金的熱裂敏感性最大，Mg-5Zn-5Er合金的熱裂敏感性最小，與采用臨界尺寸法獲得的實(shí)驗(yàn)結(jié)果趨勢(shì)相吻合。

(2) 在Mg-5Zn-xEr三元合金中，由于Er含量的變化，合金凝固過程中會(huì)先后發(fā)生α-Mg、W相、I相的析出，影響合金的相組成和凝固溫度區(qū)間，更小的合金凝固溫度區(qū)間有利于降低合金的熱裂敏感性。

(3) 當(dāng)Er含量為5%時(shí)，Mg-5Zn-5Er合金的凝固溫度區(qū)間最小，同時(shí)合金在凝固末期發(fā)生L→α-Mg+W-phase的共晶反應(yīng)，大量存在的液相對(duì)枝晶間的裂紋形成了有效的補(bǔ)縮，從而顯著降低了該合金的熱裂敏感性

來源--金屬學(xué)報(bào)