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構材料，具有比強度和比剛度高、導熱性好、環保易回收等優點，在汽車、航天航空等領域得到了廣泛應用[1,2]。鑄造是當前鎂合金零部件批量生產的最主要工藝，具有制造成本低、周期短、適用于復雜結構及大尺寸部件等優點[3]。熱裂作為鑄件生產中常見的缺陷之一，對鑄件產品的質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、合金凝固溫度區間等。同時，鑄造工藝參數和模具尺寸等對合金熱裂性能也有一定的影響。

目前，國內外建立的熱裂模型大部分以應力、應變、應變速率為閾值，以此來定性或定量評價合金熱裂性能的優劣[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)發生變形，當處于半固態的合金不足以承受所施加的拉應力時，將產生熱裂。該模型認為合金的熱裂主要受加載的總應變量(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生的應變與斷裂應變相關，將固相線溫度對應的合金塑性變形(εθθ)與接近固相線溫度時實驗獲得的斷裂應變(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展。Rappaz等[14]引入了最大應變速率(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$)的概念，將合金熱裂敏感性定義為臨界應變速率的倒數(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}^{-1}$)，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)、凝固溫度區間(ΔT)、fs等因素的影響。RDG模型通過固相率與溫度的關系(fs-T)間接反映成分對合金的凝固收縮率和液相滲透性(m)的影響，能定量預測合金的熱裂敏感性，被認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雜、參數難以確定等不足。

Mg-Zn-RE鑄造鎂合金是目前開發的新型鎂合金體系之一，具有室溫/高溫力學性能好、析出強化效果顯著等特點[17]。Luo等[18]和Bae等[19]在Mg-Zn-Y合金中首次發現了具有高強度、高硬度、耐腐蝕的Mg3Zn6Y二十面體準晶相(icosahedral quasicrystal structure)。在Mg-Zn-RE三元合金中除了準晶相外，還會因為成分不同，形成Mg3Zn3RE2(W-phase，cubic structure)和Mg12ZnRE (LPSO structure)[20,21,22]。本文作者課題組[23,24]開發了一種新型的Mg-Zn-Er三元鑄造鎂合金，研究發現Zn/Er比對合金凝固相形成產生很大影響：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，該合金表現出優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Mg-3Zn-0.5Zr-xY (x=0、0.4、0.8，質量分數，%)合金熱裂敏感性的影響，發現Y的添加能有效降低合金熱裂敏感性，這主要是因為Y使得合金凝固末期路徑發生改變，縮短了合金凝固溫度區間。但對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間、相組成等變化也會影響合金的熱裂敏感性，對此還鮮有系統深入的研究。

本工作結合相關鑄件凝固理論，采用優化的RDG熱裂模型預測Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5，質量分數，%)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)實驗方法評價該合金的熱裂敏感性，并探討了成分、相組成等對合金熱裂敏感性的影響規律，為Mg-Zn-Er鑄造鎂合金的開發應用提供理論指導。

1 實驗方法

1.1 合金制備

采用純Mg (99.99%，質量分數，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，質量分數，%)的合金。合金熔煉在井式坩堝電阻爐中進行，保護氣體為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，澆入預熱至300 ℃的模具中。

合金的實際成分由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/熱重分析儀測量獲得，測量時合金的冷卻速率為10 K/min。利用MATLAB軟件對不同成分合金的fs-T曲線進行計算擬合。

表1Mg-5Zn-xEr合金的成分

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

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1.2 熱裂敏感性評價方法

目前，國內外對熱裂敏感性評價的實驗方法很多，包括臨界尺寸法[29](臨界直徑法和臨界長度法)、熱裂環法[30]、石蠟滲透法[31]等。由于臨界尺寸法具有簡單且實驗結果準確直觀的優點，被廣泛應用于合金熱裂敏感性的研究[29,32,33]。

本工作采用“約束桿”鋼模鑄造法評價合金的熱裂敏感性(HCS)，其數學表達式為[33]：

$???=\mathrm{\Sigma }({?}_{\mathrm{l}\mathrm{e}\mathrm{n}\mathrm{g}\mathrm{t}\mathrm{h}}\times {?}_{\mathrm{l}\mathrm{o}\mathrm{c}\mathrm{a}\mathrm{t}\mathrm{i}\mathrm{o}\mathrm{n}}\times {?}_{\mathrm{c}\mathrm{r}\mathrm{a}\mathrm{c}\mathrm{k}})$(1)

式中，flength為熱裂棒長度系數，flocation為熱裂產生位置系數，wcrack為熱裂紋寬度系數。合金熱裂敏感性的具體評價因素如圖1所示。根據裂紋發生的難易程度，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，裂紋最易發生，其參數定為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，發紋為2，半發紋為1 (圖1c)。

圖1

圖1熱裂敏感性影響系數示意圖

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

1.3 熱裂敏感性實驗裝置

合金的熱裂敏感性實驗裝置如圖2所示。該裝置由熱裂棒模具和溫度采集系統組成。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有溫度采集熱電偶，熱電偶類型為K型，直徑為0.2 mm。計算機和溫度采集/轉換模塊可實時記錄合金在凝固過程中溫度的變化，獲得合金的凝固時間與溫度關系曲線。

圖2

圖2熱裂敏感性實驗裝置示意圖

Fig.2Schematic 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行打磨、拋光和腐蝕，腐蝕液為5% (體積分數)的硝酸酒精溶液，腐蝕時間為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型旋轉陽極X射線衍射儀(XRD)分析合金的相組成。

2 實驗結果與分析

2.1 預測熱裂敏感性模型的優化與評價

在鑄造工藝參數和晶粒尺寸/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變和糊狀區域的補縮，提出臨界應變速率(csre)的數學表達式：

csre=$\frac{{?}^2}{180\left(1+?\right)??{?}^2}\left[{?}_{\mathrm{m}}+\frac{4?}{?(1-\sqrt[3]{{?}_{\mathrm{s},\mathrm{c}\mathrm{o}}})}\right]-\frac{???}{(1+?)??}$(2)

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，β為收縮率，V為長大速率，L為糊狀區域長度，T0、Tco分別是與fs,0(枝晶間產生干涉時的固相率)、fs,co(枝晶互相融合形成固態時的固相率)相對應的溫度。

由于RDG熱裂模型的結構和參數較為復雜，較難在實際中應用。Easton等[34]在RDG模型的基礎上，基于預測二元合金(Mg-Nd/Ce/La)對凝固路徑的影響獲得一種相對簡單的熱裂敏感性判定辦法，提出熱裂敏感性判定(Sht)數學表達式為：

${?}_{\mathrm{h}\mathrm{t}}={\int }_{{?}_0}^{{?}_{??}}{?}_{\mathrm{s}}(?)?\mathrm{d}?$(3)

該公式的優點是對復雜RDG模型進行簡化的前提下，考慮了二元合金成分對熱裂性能影響的重要參數(T0、Tco、fs(T))，更重要的是當二元合金的凝固曲線在Tco~T0溫度范圍內以非線性(均勻)凝固時，該公式同樣適用。對于T0，此時組織中已搭建起一小部分固相“網狀”結構(枝晶間發生接觸并產生干涉)，液相通過補縮通道對凝固收縮產生的枝晶間分離(空隙)進行補縮；對于Tco，此時處于凝固末期，固相體積分數較高，枝晶已互相融合基本形成固相形態。

前期研究[23]發現，Mg-5Zn-xEr三元合金的凝固行為較為復雜，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。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價($??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}$)，其表示式如下：

$\left[\mathrm{}??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}\right]=\frac{1}{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}-{?}_0}{\int }_{{?}_0}^{{?}_{??}}{?}_{\mathrm{s}}(?)?\mathrm{}\mathrm{d}?$(4)

公式(4)在具有公式(3)優點的同時，一方面考慮了Mg-5Zn-xEr三元合金在熱裂易產生溫度范圍(Tco~T0)內凝固時，由于Er含量增加導致合金相組成的不同對熱裂敏感性的影響；另一方面當不同合金成分的Sht值出現相近甚至相等的情況時，公式(4)可以定量區分熱裂易產生溫度范圍(Tco~T0)的大小對合金熱裂敏感性的影響。

公式(4)中，預測合金熱裂敏感性的關鍵在于參數Tco、T0及函數關系表達式fs-T的確定。由于Tco~T0的溫度范圍為熱裂易產生區間，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行確定[35,36]。Clyne和Davies[37]提出，當fs=0.4時，合金收縮應力便開始通過大量液相補縮得到釋放。Easton等[34]和Vernède等[38,39]通過設計不同的實驗確定fs,co的范圍在0.98到0.99之間。結合本實驗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所對應的T0、Tco溫度值進行相關計算。

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fs-T曲線進行擬合，擬合函數形式為y=y0-Aexp(R0T)，并獲得各成分合金的fs-T函數表達式和相關系數(R2)，如表2所示?？梢钥闯?，各合金成分fs-T擬合函數的相關系數均接近于1。

圖3

圖3Mg-5Zn-xEr合金的固相體積分數(fs)與凝固溫度(T)關系曲線

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

表2Mg-5Zn-xEr合金的fs-T擬合函數表達式及其相關系數(R2)

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

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結合表2所擬合的不同成分合金fs-T函數關系表達式及fs,0=0.4和fs,co=0.98、0.99時不同合金所對應的T0、Tco值(圖3)，利用公式(4)計算獲得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性，如圖4a所示。結果表明，盡管在計算時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，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。作為對比，基于公式(3)的Easton修正RDG模型計算的Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性，結果如圖4b所示?？梢钥闯觯S著Er含量的增加，合金熱裂敏感性呈現先降低后增加的趨勢，與圖4a的結果相矛盾。

圖4

圖4Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性預測

Fig.4Hot 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溫度范圍凝固時的相組成并未發生變化，而本工作研究的Mg-5Zn-xEr三元多相合金在凝固過程中會先后發生α-Mg、W相、I相的析出，相形成過程較為復雜；同時在熱裂易產生溫度區間(Tco~T0)內，合金的相組成隨Er含量的增加發生變化，公式(3)不再適用。

在理論模型研究的基礎上，為驗證優化的RDG模型準確性和評價Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性，采用圖2所示的實驗裝置和公式(1)所述的評價合金熱裂敏感性的臨界尺寸法實驗，對不同成分的Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性進行了評價，結果如圖5所示。從圖5a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金最長的2根熱裂棒發生斷裂，最短棒并未觀察到明顯發紋情況。其它成分Mg-Zn-Er合金熱裂情況與圖5a類似，并通過公式(1)計算獲得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的熱裂敏感性系數，結果如圖5b所示?？梢钥闯?，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，Mg-5Zn-2.5Er的熱裂敏感性系數最高，Mg-5Zn-5Er的最低。通過對比發現，圖5b所示的實驗結果與圖4a中本工作優化的RDG模型的預測結果變化趨勢一致。這表明，在考慮Tco~T0溫度范圍后，公式(4)所示的優化的RDG熱裂模型可準確預測Mg-5Zn-xEr三元多相合金的熱裂敏感性。

圖5

圖5Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性試樣及評價結果(臨界尺寸法實驗)

Fig.5Hot 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

為進一步揭示不同成分Mg-5Zn-xEr合金熱裂敏感性變化的機制，研究了合金的相組成、鑄態組織和凝固特性。不同成分Mg-5Zn-xEr合金的XRD譜如圖6所示?？梢钥闯?，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合金中出現了W相，I相含量逐漸減少；當Er為5%時，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6Mg-5Zn-xEr合金的XRD譜

Fig.6XRD 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點的EDS譜，其Zn/Er原子比約為6，結合圖6確認為I相(Mg3Zn6Er1)[40]。圖7f為圖7e中B點的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，少量出現在晶內。Mg-5Zn-xEr合金中的W相主要以魚骨狀分布于晶界處。

圖7

圖7Mg-5Zn-xEr合金的SEM像及EDS譜

Fig.7SEM images (a, b, d, e) and EDS spectra of points A (c) and B (f) of Mg-5Zn-xEr alloys withx=0.83 (a, c),x=1.25 (b),x=2.5 (d) andx=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數曲線。合金冷卻速率變化曲線中的A、B、B'、C峰分別對應不同凝固析出相引起的合金冷卻速率的突變。對圖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溫度。結合圖6和7的結果可知，圖8a中A峰對應α-Mg的形核與長大，B峰對應共晶反應L→α-Mg+I-phase生成I相的過程，2個峰對應的溫度分別為616.4和438.7 ℃。從圖8b和c中可以看出，隨著Er含量的增加，曲線出現了一個新的峰(C峰)，C峰對應共晶反應L→α-Mg+W-phase形成W相，而圖8b和c中的B'峰則對應包晶反應L+ W-phase→I-phase 生成I相。當Er含量增加到5%時，合金中的I相消失，圖8d中的C峰仍對應共晶反應L→α-Mg+W-phase生成W相，A峰對應的α-Mg形核溫度為593.4 ℃。

圖8

圖8Mg-5Zn-xEr合金的凝固曲線(臨界尺寸法實驗)

Fig.8Solidification 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合金各相反應溫度如表3所示?？梢钥闯?，與圖4a和5b中不同成分合金熱裂敏感性變化趨勢相同：隨著Er含量的增加，合金的凝固溫度區間先增加后降低。當Er含量從0.83%提高至2.5%時，合金的凝固溫度區間由177.7 ℃增加至195.5 ℃；當Er含量為5%時，合金的凝固溫度區間減小為61.3 ℃。一般來說，合金凝固溫度區間越窄，越有利于液相對熱裂紋進行補縮，從而使合金的熱裂敏感性降低。

表3Mg-5Zn-xEr合金的各相析出溫度和凝固區間范圍(臨界尺寸法實驗)

Table 3Precipitation 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元素的添加會在合金的凝固過程中形成W相或I相[23,40,41]。結合圖8的凝固曲線，合金中I相主要在420~440 ℃內通過共晶反應(L→α-Mg+I-phase)或者包晶反應(L+ W-phase→I-phase)生成，而W相的反應溫度(530~570 ℃)要顯著高于I相。當Er含量為1.25%或2.5%時，α-Mg形核長大后，先發生共晶反應生成W相(L→α-Mg+W-phase)，此時凝固組織中剩余的液相仍需參與后續生成I相的包晶反應(L+ W-phase→I-phase)，由于剩余液相的不足和凝固溫度區間過寬，極易產生熱裂。當合金中Er含量增加到5%時，一方面該合金凝固溫度區間大大縮小，另一方面最終獲得的W相是通過共晶反應生成的，充分存在的液相對合金形成有效的補縮，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縮通道，裂紋卻并未能完全“愈合”，出現了較多細小裂紋，對合金的熱裂性能是不利的。當Er含量添加到1.25%時，熱裂紋的面積增大，隨冷卻過程的進行，合金的熱裂缺口在收縮作用下被“撕裂”(圖9b)，說明Mg-5Zn-1.25Er合金存在著液態合金的補縮，但補縮能力較差，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，無法實現大體積的補縮，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對鑄件實現有效補縮，抑制了熱裂紋的萌生和擴展，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相同。

圖9

圖9Mg-5Zn-xEr合金熱裂斷口形貌(縱截面)

Fig.9Hot 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

對熱裂斷口俯視圖做進一步分析，發現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力，并且可分為3個過程：液膜形成、晶間分離、裂紋萌生及擴展。在凝固過程中，隨著固相體積分數的增加，在枝晶生長前沿周圍或者未凝固區域中開始形成液膜，隨凝固溫度的降低，通過載荷作用傳遞到晶間液膜上的應力應變進一步增大，液膜因此被拉長，同時能擴寬液相補縮通道，當被拉長的液膜無法有效抵抗枝晶間分離產生的收縮應力時，液膜將被拉斷并出現晶間裂紋，從而產生熱裂；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力，合金的熱裂敏感性將會降低。

圖10

圖10Mg-5Zn-xEr合金熱裂斷口形貌(俯視圖)

Fig.10Hot 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，并在表面出現了褶皺現象，說明液膜晶間結合力低，最終形成熱裂紋。與圖10a比較，圖10b中Mg-5Zn-1.25Er合金的枝晶較為發達，阻礙了液相合金的流動補縮，同時液膜破碎，晶間結合力低，液膜被拉長，無法有效克服凝固收縮產生的應力，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，但其面積小且薄，同時在固相線附近形成的共晶相較少，對熱裂極其不利，使得合金的熱裂敏感性進一步增大。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。根據凝固收縮補償理論[29]，當存在著相同的補縮通道時，液相體積分數越高，裂紋愈合的面積越大，晶間的結合力越大，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，能抑制α-Mg的形核與長大，延長了液相補縮的時間，從而使得Mg-5Zn-5Er合金的熱裂敏感性極大降低[31]。

3 結論

(1) 本工作所優化的RDG模型可準確地預測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驗結果趨勢相吻合。

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

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

來源--金屬學報