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(jié)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(tài)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(xué)性能的影響與其他合金相比沒有明顯區(qū)別；建立了疏松缺陷與力學(xué)性能的關(guān)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(yīng)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(wěn)，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(guān)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(fā)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(tài)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(shù)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(tǒng)鑄造商業(yè)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(fù)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(xué)性能及穩(wěn)定性。而這些缺陷的形成機理、缺陷對力學(xué)性能的影響以及如何避免或減少鑄造缺陷還缺少系統(tǒng)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(nèi)，將坩堝預(yù)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(jīng)過預(yù)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(yù)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(shù)如表1所示。

表1 WE43鎂合金機匣低壓熔模鑄造工藝參數(shù)

熔模鑄造的蠟?zāi)Ｊ褂媚Ａ蠟橹袦厥?，先用壓蠟機在鋁合金壓型中制備出鑄件各個部位的蠟?zāi)＃S后采用手工粘結(jié)的方式將蠟?zāi)＝M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(jié)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(yīng)變誘發(fā)熔化激活法制備GW94K觸變成形用半固態(tài)漿料。鑄錠經(jīng)500 ℃×8 h均勻化處理后，擠壓加工成30 mm棒材作半固態(tài)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(tài)溫度，保溫5 min后，在一定壓力下將半固態(tài)漿料充型至預(yù)熱到200～300 ℃的模具中。

2、鑄造成形方法

目前，鑄造是鎂合金結(jié)構(gòu)零部件的主要成形方法，鑄件約占鎂合金構(gòu)件的90%，而鑄造成形方法會顯著影響材料的組織與力學(xué)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(zhì)量分數(shù)，以下同）鎂合金的組織與力學(xué)性能，結(jié)果表明兩種成形方法鑄造的WE54合金具有相似的鑄態(tài)組織，如圖1所示，都是由等軸晶及沿晶界不連續(xù)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(xué)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(tài)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(tài)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(chǎn)形狀復(fù)雜、尺寸精度要求高的精密復(fù)雜鑄件，但是由于鑄造過程中鎂合金熔體容易與型殼發(fā)生反應(yīng)，目前鎂合金熔模鑄造工藝的應(yīng)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(xué)性能。結(jié)果表明，熔模鑄造WE43鎂合金的室溫和高溫力學(xué)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(guān)，不同熱處理狀態(tài)下的力學(xué)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(nèi)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(xué)性能和服役性能。

圖2 砂型鑄造和熔模鑄造WE43合金力學(xué)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(zhì)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(wěn)，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(zhì)量。將熔模鑄造與低壓反重力鑄造相結(jié)合，制備了低壓熔模鑄造WE43鎂合金機匣。對澆注系統(tǒng)進行模擬與試驗優(yōu)化后，可以制備表面和內(nèi)部質(zhì)量良好的WE43鎂合金機匣，其外觀形貌如圖4所示，T6態(tài)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(tài)成形性能。半固態(tài)成形是指合金處于固液兩相溫度區(qū)間內(nèi)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(xué)性能優(yōu)異等優(yōu)點，已經(jīng)成為工業(yè)上可供選擇的重要的成形方法。半固態(tài)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(tài)溫度區(qū)間進行壓鑄或者注射成形。合金在給定溫度下的液相分數(shù)是半固態(tài)觸變成形過程中的重要冶金參數(shù)，觸變成形工藝要求半固態(tài)合金的液相分數(shù)在成形溫度區(qū)間內(nèi)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(shù)是觸變工藝最佳的成形溫度區(qū)間。

從熱力學(xué)相圖計算得到的半固態(tài)成形冶金參數(shù)來看，Mg-Gd-Y系合金在較寬的成分范圍內(nèi)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(tài)觸變成形合金，且其觸變成形性能優(yōu)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(qū)間合金的液相分數(shù)的溫度敏感系數(shù)低于0.015 ℃﹣¹。

此外，試驗對比研究了金屬型鑄造和半固態(tài)觸變成形GW94K鎂合金的顯微組織與力學(xué)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(xù)的網(wǎng)絡(luò)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(tài)觸變成形可以顯著提高該合金的力學(xué)性能，尤其是塑性性能，室溫下固溶態(tài)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(tài)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(xué)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(fù)雜鑄件，采用上述鑄造成形方法都不可避免會產(chǎn)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(yù)測以及對力學(xué)性能影響等方面展開了較為系統(tǒng)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(jié)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(yīng)力作用下會發(fā)生斷裂形成初始熱裂紋，初始熱裂紋繼續(xù)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(fā)現(xiàn)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(yīng)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(yīng)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(shù)，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(yīng)力，降低合金的熱裂傾向。

另一方面，鎂合金的凝固區(qū)間相對較寬，很容易形成疏松缺陷。通過大量實驗數(shù)據(jù)建立起疏松級別與力學(xué)性能的關(guān)系，圖7顯示了疏松級別對GW63K（Mg-6Gd-3Y-0.5Zr）鎂合金室溫力學(xué)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(xué)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(xué)性能并指導(dǎo)工業(yè)生產(chǎn)。

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(guān)系

疏松缺陷可以通過冒口設(shè)計、冷鐵布置以及澆注系統(tǒng)優(yōu)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(shè)計的模數(shù)準則為M R ≥1.3M C ，其中M R 為冒口的凝固模數(shù)，M C 為鑄件的凝固模數(shù)，凝固模數(shù)則是體積與表面積的比值。Niyama判據(jù)是目前預(yù)測鋼鐵鑄件疏松的主要判據(jù)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(yù)測疏松缺陷的結(jié)果對澆注系統(tǒng)和冒口進行改進與優(yōu)化。對比試驗與模擬的結(jié)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(jù)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(jié)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(tài)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(xué)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(nèi)部冶金質(zhì)量；半固態(tài)觸變成形可以通過改善組織的形貌與分布，獲得優(yōu)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(xué)性能。揭示了這些缺陷的形成條件與機制，可以指導(dǎo)通過澆注工藝優(yōu)化來減少甚至消除這些缺陷。建立了疏松缺陷與力學(xué)性能的關(guān)系，可以作為鑄件的質(zhì)量與性能檢驗與評估的參考依據(jù)。

作者：
陳榮石 周波 李吉林
中國科學(xué)院金屬研究所
周波
中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院
李吉林
北方民族大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院
單智偉
西安交通大學(xué)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