ZL114A 鋁合金砂型鑄件強度和塑性協同提升

何凱城，楊明軍，林 翰，邵 軍，熬四海，李翔光

Al-Si 系鑄造鋁合金由于其具有高的比強度、高的比剛度、優異的鑄造性能、良好的耐腐蝕性和可焊接性已被廣泛應用于航天航空領域以及交通運輸領域。然而Al-Si 鑄造鋁合金缺乏可熱處理強化能力，為了改善該系合金的這一性能，通常向合金中添加Mg、Cu 等合金化元素。其中，ZL114A 作為一種非常典型的可固溶時效熱處理強化Al-Si-Mg 合金，其時效析出序列為：過飽和固溶體（Supersaturated Solid Solution, SSSS）→原子團簇（Clusters）→G.P.區→β″（Mg5Al2Si4）→β′（Mg9Si5），U1（Type A，MgAl2Si2），U2（Type B，MgAlSi），B′（Type C，Mg9Al3Si8）→β（Mg2Si）。該合金通過合適的固溶和時效處理后，會析出數密度很高的納米尺度β″/β′/Mg2Si 析出相，從而使得合金的強度得到了大幅度提升。但隨著產品性能指標的提高，要求ZL114A 合金的綜合性能特別是塑性達到更高的水準。通?？赏ㄟ^添加變質劑、調控澆注溫度和凝固速率等手段來改善ZL114A 合金的綜合性能。

向ZL114A 鋁合金中添加變質劑可以改變共晶硅的形核和生長方向，促使共晶硅細小彌散分布，從而改善合金的力學性能。目前，由于Sr 改性的有效時間長、操作簡單、無毒、效果明顯且可多次熔煉，而Na 鹽變質會對設備產生腐蝕、且變質時間短。因此，Sr 變質已逐漸取代Na 成為鋁硅合金的主要變質劑。但Sr 的添加會增加鋁熔體的吸氣量，致使鑄件上產生大量微小氣孔，對鑄件的力學性能和內部質量產生負面作用，因此需要科學的控制Sr 元素的添加量，并且在熔煉過程中進行有效脫氣。

對于大型薄壁鑄件而言，合適的澆注溫度是保證鑄件質量和性能的關鍵一環。高的澆注溫度有利于提高合金的流動性，但是合金中枝晶α-Al 會隨著澆注溫度的提高而變得逐漸粗大，Si 相從分散變得聚集，對合金的組織帶來不利影響，進而影響鑄件的性能。而澆注溫度過低，合金的流動性大幅度下降，可造成鑄件澆注不足以及冷隔等鑄造缺陷，無法保證產品的質量和性能。因此，需要基于生產實際，確定合適的澆注溫度。

鑄件的凝固組織是由合金的成分及冷卻條件共同決定的，因此一定成分合金的凝固組織直接反映著鑄件的冷卻情況?？刂颇踢^程的冷卻速度，是獲得細化的微觀組織最為有效、應用最廣泛的辦法。隨著鑄件凝固速率的變化，鑄件的組織結構也呈現出規律性的變化。當冷卻緩慢時，形成相有足夠的時間進行生長，造成晶粒粗大，偏析嚴重，并夾雜氣孔等缺陷。增大冷卻速率時，形成相與合金在理想狀態下平衡冷卻時的形成相相同，并且形成細小的晶粒，成分的不均勻程度以及不均勻范圍減小，缺陷減少。進一步增大冷速，會生成超細晶粒，少偏析甚至無偏析的亞穩相，擴大固溶度極限，形成過飽和固溶體，可以進行固溶強化、第二相析出、彌散強化、沉淀強化等。而針對砂型鑄造Al-Si 系合金可通過增大凝固速率細化晶粒、降低二次枝晶臂間距、并實現共晶硅由粗大的片層狀向纖維狀分枝結構轉變、產生變質作用，從而達到改善鑄件的拉伸強度和疲勞強度的目的。有必要指出的是Sr 對共晶硅的變質作用受凝固速率影響較小，即使在較低凝固速率下，Sr 變質后共晶硅在合適的熱處理工藝下仍然可以變為纖維狀，只不過在較高凝固速率下Sr 變質后共晶硅向細化的穗狀組織轉變。所以，為了使鑄件獲得優異的性能，有必要采取適當的工藝措施來提高鑄件的凝固速率。

在實際生產中，為了保障產品最終性能能達到使用要求，通常需要多個方面因素的協同調控。本文針對大型薄壁砂型鑄件用ZL114A 鑄造鋁合金，研究Sr 變質對其微觀組織結構和力學性能的影響，并通過調整元素Sr 的含量以及熔鑄工藝來改善鑄件的強度和塑性。

1 實驗

1.1 材料制備

首先根據GB/T 1173-2013《鑄造鋁合金》對ZL114A 中化學成分的相關規定進行合金原材料配料，即合金元素Si含量控制在6.5wt.% ～7.5wt.%范圍內、合金元素Mg 含量控制在0.45wt.% ～0.75wt.%范圍內、合金元素Ti 含量控制在0.10wt.% ～0.20wt.%范圍內、合金元素Be 含量控制在0.00wt.%～0.07wt.%范圍內、余量為Al。該標準中也對合金中的雜質元素進行了明確規定：雜質元素Fe 和Cu 含量均不高于0.20wt.%、雜質元素Zn 和Mn 含量均不高于0.10wt.%、其他雜質元素含量總和不高于0.75wt.%。由于實驗所需合金量大，且要求真實反應實際生產產品問題，所以并未采用99.9%純鋁，取而代之的是工業鋁錠。合金元素Mg 使用99.99%的純Mg 錠，而由于Si、Ti、Be 以及Sr 的熔點較高，所以配料時均使用了99.99%的高純中間合金：AlSi25、AlTi5B、AlBe3 以及AlSr10。合金使用電阻爐進行熔煉，在熔煉過程中有加入精煉劑對合金熔液進行精煉除渣，而待合金熔液攪拌均勻后，取出少量澆鑄成光譜試樣后，采用德國進口布魯克直讀光譜儀對其成分進行測定，結果發現Mg 有燒損，與名義成分相差較大，所以再添加了一定量的Mg。進一步成分檢測合格后，采用氬氣旋轉噴吹精煉設備對熔體進行除氣除雜，精煉時間為20min。扒渣后靜置6min ～8min，然后采用差（低）壓澆鑄澆鑄系統進行合金鑄件的反重力澆注。澆注工藝參數設定如下：升液速度為60mm/s、升液壓力為25kPa、充型速度為70mm/s、充型壓力為40kPa、保壓時間為400s、保壓壓力為50kPa，且前后兩臺殼體鑄件的澆注溫度分別設定為710℃和695℃。有必要指出的是鑄型采用的是3DP（Three-Dimensional Printing）砂型增材制造設備打印的，所用型砂和芯砂為樹脂砂。為了使得鑄件能實現整體順序凝固，在砂型中預埋了冷鐵。同時冷鐵可以加速鑄件的冷卻速率，在一定程度上細化了鑄件的晶粒、抑制共晶硅的生長。本工作中實驗所用材料分別取自經0.06wt.%和0.02wt.%～0.04wt.%的Sr 變質后的ZL114A 鋁合金砂型鑄件。

1.2 材料熱處理

取自砂型鑄件本體的試塊嚴格按照GB/T 25745-2010《鑄造鋁合金熱處理》中規定進行熱處理。首先在箱式電阻爐（控溫精度±1℃）中完成固溶處理。試塊在室溫下隨爐升溫至540℃，升溫速率為5℃/min，保溫18h 后在45℃水中淬火。緊接著對其進行人工時效，該過程在恒溫鼓風干燥箱（控溫精度±1℃）中完成，時效溫度為165℃，保溫8h 后在空氣中冷卻，使試塊達到T6 狀態。

1.3 力學性能測試

試塊在熱處理后，通過銑床和數控車床并按GB 6397-86《金屬拉伸試驗試樣》中規定將其加工成直徑10mm 的標準拉伸試棒。拉伸實驗根據GB/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》中規定進行，所有拉棒均在室溫下通過CMT5305 萬能拉伸試驗機完成，拉伸速率為5.0mm/min。為了準確的測定試樣的屈服強度，在試驗過程中使用了高精度引伸計。最終所得的抗拉強度、屈服強度、斷后延伸率等值均為3 個數據點的平均值。

1.4 微觀組織結構觀察

從熱處理后的試塊上用電火花線切割切取2cm×2cm×cm的小塊，通過金相研磨機對試樣的觀測面依次用200#、500#、1000#、1500#、2000#的水砂紙進行粗磨、細磨，緊接著通過拋光機對研磨好的面進行拋光處理，其中拋光布為長絨拋光布、拋光液采用粒度為0.25μm 的金剛石噴霧。拋光后的試樣經自來水沖洗干凈后用酒精擦拭、并用吹風機吹干。然后對制備好的金相試樣進行金相組織觀察和微米甚至納米尺度組織觀察。同時，在拉斷后的拉伸試樣截取含斷口一端的試樣進行斷口形貌分析。微觀組織結構觀察在Leica Mias2000 金相顯微鏡（Optical Microscope，OM）和Nova NanoSEM230 掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）上完成。其中微納尺度組織在掃描電鏡下采用二次電子（Secondary Electrons，SE）成像模式和背散射電子（Backscattered Electrons，BSE）成像模式下觀察，二次電子成像模式工作電壓為10.0kV,背散射電子成像模式工作電壓為20.0kV。拉伸斷口形貌在背散射電子成像模式下觀察。此外，對于微納尺度第二相粒子的化學成分是通過掃描電子顯微鏡上配備的能量色散X 射線譜（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）進行點分析和元素面分布分析的，能譜儀的工作電壓為20.0kV，最后根據各元素含量原子比鑒定第二相粒子種類。

2 結果與分析

2.1 經0.06wt.% Sr 變質的ZL114A 合金力學性能

通過對三組經0.06wt.%Sr 變質后ZL114A 鑄件本體拉伸試棒進行拉伸測試，獲得這三組試棒的抗拉強度分別為：σb-1-1=330MPa、σb-1-2=323MPa、σb-1-3=318MPa，屈服強度分別為：σ0.2-1-1=277MPa、σ0.2-1-2=272MPa、σ0.2-1-3=272MPa，斷后延伸率分別為δ5-1-1=4.7%、δ5-1-2=5.0%、δ5-1-3=3.4%，然后通過計算這三組的平均值獲得經0.06wt.%Sr 變質后ZL114A 鋁合金鑄件本體平均抗拉強度σb-1=323.7MPa，平均屈服強度σ0.2-1=273.7MPa，平均斷后延伸率δ5-1=4.4%。合金強度已基本達到目標值（抗拉強度σb-0≥320.0MPa，屈服強度σ0.2-0≥280.0MPa，斷后延伸率≥6%），然而斷后延伸率與目標值δ5-0=6.0%仍有較大差距。而材料的微觀結構決定了其力學性能，因此十分有必要對經0.06wt.%Sr 變質后的ZL114A 鋁合金鑄件本體進行微觀結構分析。

2.2 加0.06wt.% Sr 變質的ZL114A 合金微結構

對不同放大倍率下經0.06wt.%Sr 變質的ZL114A 鑄件在T6狀態下的金相組織進行分析可以發現，合金中的共晶Si 由不經變質處理的正常長條狀或塊狀變成了球狀，即在該熱處理工藝條件下合金中添加0.06wt.%的Sr 元素起到了良好的變質作用，說明該熱處理工藝起到了良好的球化效果。共晶Si 的球化在很大程度上改善了合金的韌性。并且微觀組織中很明確的顯示鑄件中存在微觀孔洞，而微觀孔洞的出現可能是由于Sr 在熔煉過程中吸氣造成的。為了進一步探明微觀孔洞的來源及其對合金力學性能的影響，有必要對其進行更加深入的分析。

通過掃描電子顯微鏡對鑄件的微觀結構進行觀察。同樣可以證明合金中存在的微觀孔洞。掃描電子顯微鏡憑借其高的放大倍率優勢，對鑄件進行微觀組織觀察過程中發現合金中除了存在被球化的Si 顆粒外，在界面處還存在一種襯度較亮的顆粒。進一步通過掃描電子顯微鏡中的能譜儀對該顆粒進行元素面分布分析，可以判定該顆粒為富Sr 顆粒。富Sr 顆粒的出現表明合金中的Sr 含量偏高，從而產生過變質現象，對合金的力學性能產生不利的影響，減弱了Sr 改性帶來的益處。正如前文所述，Sr的添加可以對共晶硅改性，但同樣會增加熔體的吸氣量，致使鑄件產生微觀孔洞等缺陷，鑄件中微觀孔洞的存在則證實了這一論述。

此外，在掃描電子顯微鏡下對合金的斷口形貌進行了分析。不難發現，斷口處基本沒有出現韌窩，而且發現Si 顆粒在拉伸過程中發生破碎，這一現象與Al-Si 系合金斷裂機理相符，即Al-Si 系合金的斷裂主要是由于Si 顆粒的破碎和剝離引起的。值得指出的是在合金斷口處有較多微觀孔洞，這些孔洞的出現導致合金強度下降的同時，也對合金的斷后延伸率帶來了負面影響。因為在含有微觀孔洞的樣品中，微觀孔洞使得樣品有效承載面積減少并引起應力集中，導致斷裂從微觀孔洞處開始，并且裂紋傾向于繞過Si 顆粒，微觀孔洞成為裂紋的形成源和擴展源。此外，在固溶處理過程中，Mg 原子會從α-Al 基體中擴散到孔洞邊緣，降低了α-Al 基體中Mg 含量，導致后續時效過程中形成的MgSi 納米析出強化相含量降低，從而在一定程度上減弱了合金的強度。

2.3 ZL114A 強度和塑性協調提升

為了使鑄件力學性能能夠達到指標，現從以下三個方面對合金成分及熔鑄工藝進行優化：①將Sr 含量從0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%；②將澆注溫度從710℃改為695℃；③采用外冷鐵和內冷鐵來加快鑄件的凝固速率。通過上述成分和工藝優化后，對三組經0.02wt.%～0.04wt.%Sr 變質后ZL114A 鑄件本體拉伸試棒進行拉伸測試，獲得這三組試棒的抗拉強度分別為：σb-2-1=347MPa、σb-2-2=367MPa、σb-2-3=341MPa，屈服強度分別為：σ0.2-2-1=287MPa、σ0.2-2-2=296MPa、σ0.2-2-3=280MPa，斷后延伸率分別為δ5-2-1=6.5%、δ5-2-2=7.5%、δ5-2-3=6.5%，然后通過計算這三組的平均值得到鑄件本體平均抗拉強度σb-2=351.7MPa，平均屈服強度σ0.2-2=287.7MPa，平均斷后延伸率δ5-2=6.8%，合金的力學性能均達到了目標值（抗拉強度σb-0≥320.0MPa，屈服強度σ0.2-0≥280.0MPa，斷后延伸率≥6%）。該合金相對于經0.06wt.%Sr變質的合金而言，抗拉強度和斷后延伸率均有大幅度提升，而屈服強度的提升不明顯。

采用金相顯微鏡對經合金成分優化、澆注工藝參數優化、及鑄型工藝優化以提升鑄件凝固速率后的ZL114A 鋁合金鑄件的微觀結構進行了分析。從金相組織中同樣發現該ZL114A 鋁合金鑄件中的共晶Si 發生了球化，而且相對于經0.06 wt.% Sr 變質的鑄件中Si 顆粒的分布，該ZL114A 鋁合金鑄件中的共晶Si 的分布更加彌散。引起這一現象的原因主要有以下三個方面：一方面在于Sr 元素含量的降低，減少甚至消除了合金中富Sr 顆粒，避免由于富Sr 顆粒的存在使得Si 元素的偏聚；另一方面在于澆注溫度的降低，使得枝晶α-Al 變得細小，有效的細化了合金晶粒，進而導致Si 相分布更加彌散；最后鑄件凝固速率的提升，也可細化晶粒，而快冷可以抑制初生Si 粒子的析出，而慢冷有利于粗大組織的恢復。此外，更為重要的是在該ZL114A 鋁合金鑄件中并未發現微觀孔洞。這主要得益于Sr 元素含量降低后，減小了鋁熔體的吸氣傾向性（主要是氫氣），而鋁熔體的氫含量的降低，使得鑄件凝固過程中排除的氣體減少，最終不會因為析氣導致鑄件中產生氣孔等微觀缺陷。而且對于大型鑄件的凝固過程，已有研究報道指出當溫度梯度與冷卻速率的比值大于一定值時（需要注意的是溫度梯度在凝固過程中并不保持為常數），可能會導致鑄件內部產生微觀縮孔。因此降低澆注溫度和提高冷卻速率在某種程度上可以確保溫度梯度與冷卻速率的比值在合理的范圍內，從而避免鑄件內部產生微觀縮孔。

ZL114A 鋁合金鑄件本體抗拉強度和斷后延伸率得到大幅度提升的主要原因如下：①Sr 元素含量的降低使得合金在熔煉和澆注過程中吸氣量減少，消除了微觀孔洞這一結構缺陷；②澆注溫度的降低使得合金中枝晶細化，Si 相分布更加分散；③凝固速率的提高使得合金的晶粒得到細化，二次枝晶臂間距降低。而合金屈服強度和斷后延伸率的提升主要得益于微觀孔洞的消除。

3 結論

采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對ZL114A 鋁合金鑄件進行微觀結構觀察、第二相粒子形貌和化學成分分析、拉伸斷口形貌分析，并耦合ZL114A 鋁合金材料的力學性能，深入分析了微觀結構對力學性能的影響，明確了導致ZL114A 鋁合金鑄件力學性能無法滿足使用需求的原因。通過對合金中Sr 含量的調控、熔鑄過程中澆注工藝參數的優化、鑄件冷卻速率的調控，進而調控合金的微觀組織結構，最終實現ZL114A 鋁合金鑄件強度和塑性協同提升。主要結論如下：

（1）ZL114A 鋁合金中添加過量的Sr 會在很大程度上增加熔體吸氣量，使得ZL114A 鋁合金鑄件中形成大量微觀孔洞。ZL114A 鋁合金鑄件在外力加載過程中，微觀孔洞的存在減少了有效承載面積，并作為裂紋的形成源和擴展源，導致鑄件過早失效。

（2）通過將ZL114A 鋁合金鑄件中Sr 元素的含量從0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%、澆注溫度從710℃降至695℃并對鑄型內外包冷鐵等三條措施，成功的消除了鑄件中的微觀孔洞，并促使Si 相更加彌散的分布，最終實現鑄件本體的抗拉強度達到351.7MPa、屈服強度達到287.7MPa、斷后延伸率達到6.8%。