2021年第1期/第70卷镁合金专题iW\B15铸造局强耐热M g-丫-N d(_G d)-Z r和M g- G d-丫—Z r系镁合金组织性能和铸造缺陷对比 陈荣石1，周波1’2，李吉林1’3，单智伟4
(1.中国科学院金属研究所，辽宁沈阳110016; 2.中国科学技术大学材料科学与工程学院，辽宁沈阳110016; 3.北方 民族大学材料科学与工程学院，宁夏银川750021; 4.西安交通大学金属材料强度国家重点实验室，陕西西安710049)
摘要：以Mg-Y-Nd(-Gd>-Zr和Mg-Gd-Y-Zr系高强耐热镁合金为分析对象，从铸造成形方法和铸
造缺陷两个方面进行了比较。结果表明，这些合金可以采用砂型铸造、金属型铸造、熔模铸
造、低压熔模铸造和半固态触变成形等方法铸造；铸造缺陷（如热裂和疏松等）形成机理及
其对力学性能的影响与其他合金相比没有明显区別；建立了疏松缺陷与力学性能的关系。
关键词：高强耐热；镁合金；铸造工艺；铸造缺陷
作者简介：
陈荣石（1968-)，男，博 士，研究员，研究方向为镁合金材料及其应用。电 话：138****0711,E-mail: rschen@im r.ac
中图分类号：TG292
文献标识码：A
文章编号：|〇〇1-4977(2021 ) 01-0015-06
收稿曰期：
2020-09-11。
相比于铝合金，镁合金的绝对强度低、耐热性能差，这极大地限制了镁合金的应用范围111。添加稀土元素能有效地改善镁合金的强度与耐高温性能；另外，稀土元素在铸造镁合金中还可以有效地减少气体、氧化物和有害元素的影响，起净化、除 气和除渣的作用121。
自愈混凝土这些稀土高强耐热镁合金一般采用金属型或砂型重力铸造工艺。低压反重力铸造过程中的熔体充型平稳，并且外加压力能增加补缩效果，可以改善夹杂和疏松缺陷，但关于低压铸造高强耐热镁合金的研究报道相对较少，目前还处于研发的起步阶段。高强耐热镁合金还可以采用熔模铸造和半固态触变成
形方法，但这两种成形方法在高强耐热撲合金中还不成熟。比如，熔模铸造WE43镁合金的组织性能研究报道很少，绝大多数研究都是基于砂型铸造WE43镁合金。而镁合金触变成形的研究主要集中在传统铸造商业Mg-Al系合金中，如AZ91、AM50和AM60合金1无论采用何种铸造成形方法，镁合金中的铸造缺陷不可避免，尤其对于一些大型复杂的铸件，常见的铸造缺陷有热裂、冷隔、浇不足、夹杂、疏松与气孔等，这 些铸造缺陷会严重降低铸件的力学性能及稳定性|S91。而这些缺陷的形成机理、缺陷 对力学性能的影响以及如何避免或减少铸造缺陷还缺少系统性的研究。 以Mg-Y-Nd(-Gd )-Zr (WE系）和Mg-Gd-Y-Zr (GW系）稀土镁合金为研究对象，作者开展了大量的研究工作，以下主要从铸造成形方法和铸造缺陷两个方面进行阐述。
1试验过程
合金冶炼所用原材料为高纯镁锭（M g為99.95%)、纯钇（Y>99%)、纯钆(Gd>99%)、纯钕（Nd>99%)和Mg-30wt.%Zr中间合金。使用熔剂保护法进行冶炼，金属型熔铸过程为：首先将低碳钢坩埚清理千净后放入电阻炉内，将坩埚预热至暗红（ 400〜500 T:)后加入镁锭；待纯镁完全熔化后升温至780 分批加入经过预热的纯Y、纯Gd和纯N d，最后加入Mg-30wt.%Zr中间合金；待合金元素完全熔化后搅拌5 m in，使熔体成分均匀；然后升温到760 1：精炼5 ~10m in；精炼完成后清除合金液表面、坩埚壁和坩埚嘴等处的熔渣，并将熔体升温至800 保温静置30 min；将金属液温度降至780 t左右时，浇入预热到300丈的金属模具中得到所需
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镁合金专题
V o l .70 No .1 2021
的合金铸锭。砂型铸造的冶炼和浇注工艺与金属型相 同。W E 43镁合金机匣低压熔模铸造工艺参数如表1所7J \ 〇
熔模铸造的蜡模使用模料为中温石蜡，先用压蜡 机在铝合金压型中制备出铸件各个部位的蜡模，随后 采用手工粘结的方式将蜡模组装成完整的模组，并对 模组进行检查、矫形、修补，保证尺寸的精确性。接 着开始制备型壳。型壳涂料是由320目的刚玉粉和硅溶 胶粘结剂配制而成，面层挂砂材料为320目的刚玉粉和 100目的刚玉砂，第二层挂砂材料为320目刚玉粉和46 目的刚玉砂，背层挂砂材料为320目的铝矾土粉和24目 的煤矸石砂。最后将制备好的型壳放入焙烧炉中，在 900丈下焙烧。焙烧工艺过程为升温3 h ，保温2 h ，随炉 冷却12 h ，以除去型壳中的残余蜡料、有机物及水分。
采用应变诱发熔化激活法@制备GW 94K 触变成形 用半固态浆料。铸锭经500丈x 8 h 均匀化处理后，挤压 加工成30 _
棒材作半固态坯料，挤压温度为440 1，挤
压速度为00.15 m /m in ，挤压比为11.1。从挤压棒材上 切取约026 mm x 60 m m 圆柱样品，在立式电阻炉加热 至给定半固态温度，保温5 m in 后，在一定压力下将半 固态浆料充型至预热到200 ~ 300丈的模具中。
2铸造成形方法
目前，铸造是镁合金结构零部件的主要成形方
法，铸件约占镁合金构件的90%m ]，而铸造成形方法会 显著影响材料的组织与力学性能。对比研究了金属型 铸造和砂型铸造W E 54 (M g -5Y -2Nd -2Gd -0.5Z r ，质量 分数，以下同）镁合金的组织与力学性能，结果表明 两种成形方法铸造的W E 54合金具有相似的铸态组织， 如图1所示，都是由等轴晶及沿晶界不连续分布的少量第 二相组成。但是由于砂型铸造的冷却速度较慢，WE 54镁 合金的组织更加粗大，力学性能低于金属型铸造。采用 截线法1121可以确定金属型铸造WE 54合金的平均晶粒尺寸 约为92 p m ，而砂型铸造W E 54合金的平均晶粒尺寸约 为150 ^m 。金属型铸造和砂型铸造样品在峰值时效状
表1 WE 43镁合金机匣低压熔模铸造工艺参数
Table 1 Parameters of low pressure investment casting
软毡for WE 43 magnesium cartridge receiver
阶段压力/kPa 速度/ (mm • s 1)
时间/s 加压速率/ ( kPa • s 1)
升液 136012.3 1.1充型 286014.2
1.1
结壳增压 31—13结壳保压 31—1
—结晶增压 51—54结晶保甩
51
—
360
—
态下的抗拉强度分别为327 MPa 和261 M Pa ，屈服强度 分别为234 MPa 和209 MPa 【131。
相比于金属型铸造和砂型铸造，熔模铸造作为一 种近净成形的铸造成形方法，铸造成形后的机加工量 少，金属利用率高，适合生产形状复杂、尺寸精度要 求高的精密复杂铸件，但是由于铸造过程中镁合金熔 体容易与型壳发生反应，目前镁合金熔模铸造工艺的 应用相对受到限制。对比了砂型铸造和熔模铸造WE 43 (M g -4Y -2N d -lG d -0.5Z r )镁合金的组织与力学性 能1141。结果表明，熔模铸造WE 43镁合金的室温和高温 力学性能均低于砂型铸造WE 43镁合金，这主要和熔模 铸造的冷却速度慢、晶粒尺寸较大有关，不同热处理 状态下的力学性能如图2所示。另外，通过熔模重力铸 造试制了 W E 43镁合金机匣，在机匣表面存在多处冷 隔、气孔与浇不足等缺陷，如图3所示。并且在铸件内 部存在氧化夹杂，其主要成分为M g O 和稀土氧化物， 这些夹杂会显著降低铸件的力学性能和服役性能。
相比于重力铸造，低压铸造具有更好的铸造冶金 质量'低压铸造利用外界压力使金属液克服自身 重力填充铸型，保证了充型的平稳，可以避免金属液 的翻滚、冲击和飞溅，减少氧化夹杂物的形成；熔体 在外界压力下凝固补缩，能有效减少疏松的形成，提 高铸件质量。将熔模铸造与低压反重力铸造相结合， 制备了低压熔模铸造WE 43镁合金机匣1141。对浇注系统 进行模拟与试验优化后，可以制备表面和内部质量良
图1 ( a )金属型铸造和（b )砂型铸造WE54合金的铸态金相组织
Fig. 1 Optical microstructure of ( a ) pennanent and ( b ) sand casting WE54
in as-cast condition
图2
砂型铸造和熔模铸造WE43合金力学性能
Fig. 2 Tensile properties of sand casting and investment casting WE43
G W 94K 镁合金主要由ex -M g 基体和分布于晶界上不连 续的网络状第二相M g 24(G d , Y )5组成，同时，组织 中存在疏松缺陷。触变成形G W 94K 镁合金的组织由 初始a -M g 及均匀分布的细小二次a -M g 和共晶M g 24 (G d ，Y )5相组成，其扫描电子形貌特征如图5所示。 半固态触变成形可以显著提高该合金的力学性能，尤 其是塑性性能，室温下固溶态的屈服强度、抗拉强度 和伸长率分别为148 MPa 、228 MPa 和17.6%，而金属型 铸件室温下固溶态的屈服强度、抗拉强度和伸长率分 别为124 M Pa 、200 MPa 和5.3%，力学性能提高主要归 因于疏松的消失以及细小脆性相M g 24 ( G d , Y ) 5的均 匀分布[2°]。
好的WE 43镁合金机匣，其外观形貌如图4所示，T 6态 合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为193 M Pa 、 247 MPa 和2.2%。
另外，我们也研究了G W 系列稀土镁合金的半固 态成形性能。半固态成形是指合金处于固液两相温度 区间内进行铸造（或锻造）的一种近净成形工艺，具 有充型温度低、铸件缺陷少、材料组织均匀和力学性 能优异等优点，已经成为工业上可供选择的重要的成 形方法％。半固态成形方法主要有两种，分别为流变 成形和触变成形，其中触变成形是将固相坯料重新加 热到半固态温度区间进行压铸或者注射成形。合金在 给定温度下的液相分数是半固态触变成形过程中的重要 冶金参数，触变成形工艺要求半固态合金的液相分数在 成形温度区间内随温度的变化不能过于剧烈，一般认为0.3-0.5的液相分数是触变工艺最佳的成形温度区间|191。
从热力学相图计算得到的半固态成形冶金参数 来
看
M g -Gd -Y 系合金在较宽的成分范围内都具有
较好的触变成形潜力。其中，G W 94K (M g -9Gd -4Y - 〇.5Z r )镁合金是潜在的适合半固态触变成形合金， 且其触变成形性能优于A Z 91镁合金和A 356铝合金。 GW 94K 镁合金的成形温度窗口为577〜602
保安接线排
在此温度
区间合金的液相分数的温度敏感系数低于〇.〇15
。
此外，试验对比研究了金属型铸造和半固态触变 成形G W 94K 镁合金的显微组织与力学性能。金属型
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镁合金专题FOUNDrJV 離■
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图3重力熔模铸造WE43镁合金机匣铸件表观缺陷
Fig. 3 Surface defects of investment casting WE43 magnesium cartridge receiver
香仁夏露
(a )侧壁 （b )顶端
（c )内部凸台
图4
低压熔模铸造WE43镁合金机匣外观
Fig. 4 Overall surface of low pressure investment casting WE43 magnesium cartridge receiver
%/^f ^-s -}
I
o o
0 5o o
o 0 5 0
2 1
1
无缺陷疏松1级疏松2级疏松3级疏松4级X 缺陷疏松丨级疏松2级疏松3级疏松4级
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Vol .70 No .1 2021
3铸造缺陷
稀土镁合金对于大型复杂铸件，采用上述铸造成形方法都不
可避免会产生铸造缺陷，其中热裂和疏松是镁合金中 常见的两种铸造缺陷，对其形成机制、预测以及对力 学性能影响等方面展开了较为系统的研究。
采用一种改进的“C R C ”方法分別研究了含Z r 和 不含Z r 在W E 54合金砂型铸件中热裂缺陷的形成机理， 研究表明铸件中热裂缺陷的形成机制为：铸件热节处的 拉伸变形会引起残余液相的流动和富集，并在晶间形成 液膜，而晶间液膜在足够大的收缩应力作用下会发生断 裂形成初始热裂纹，初始热裂纹继续扩展会在铸件中形 成热裂缺陷，图6为热裂缺陷形成过程示意图％。
另外，试验发现元素Zr 有利于W E 54镁合金的抗热
(a)
裂性能，在W E 54-0Z r 合金中，热裂缺陷形成时的收缩 应力为0.5 M Pa ，而在含Zr 的WE 54镁合金中，热裂缺陷 形成时的收缩应力为1.0 MPa 1131。这主要是因为元素Zr 可以显著细化其晶粒尺寸1221，同时提高形成初始热裂 纹时的合金固相分数，而这两个因素都会提高晶间液 膜的强度，提高形成初始热裂纹所需的收缩应力，P 牵 低合金的热裂倾向。
另一方面，镁合金的凝固区间相对较宽，很容易 形成疏松缺陷|:3_26]。通过大量实验数据建立起疏松级 別与力学性能的关系，图7显示了疏松级别对G W 63K (M g -6Gd -3Y -0.5Zr )镁合金室温力学性能的影响127], 其中抗拉强度和伸长率都随着疏松级别提高而下降， 可以通过疏松级别大致判断样品的拉伸力学性能，这
图5触变成形GW94合金的SEM 组织
Fig. 5 SEM images of thixoforming GW94
t )凝间初期组织 （b )晶间液膜 （c )热裂
图6 WE54镁合金中热裂缺陷形成过程示意图
Fig. 6 Schematic diaeram of hot tearina fonnation procedure
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图7 GW63K 镁合金室温（a )伸长率和（b )抗拉强度与疏松级别的关系
Fig. 7 Correlation between porosity level and room-temperature ( a ) elongation and ( b ) ultimate tensile strength
in GW63K
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有助于通过无损X射线探伤来衡量铸件和材料的力学性能并指导工业生产。
疏松缺陷可以通过冒口设计、冷铁布置以及浇注系统优化来减少或者消除。测量分析不同冒口尺寸的W E54镁合金铸件中缩松缺陷分布，得到冒口设计的模数准则为仏<& 1.3MC，其中M R$冒口的凝固模数，为铸件的凝固模数，凝固模数则是体枳与表面积的比值12S|。N iyam a判据是目前预测钢铁铸件疏松的主要判据之_，当铸件特定位置的N iyam a值小于临界N iyam a值时，在该位置很可能会形成疏松缺陷，因此可以通过N iyam a值模拟计算预测疏松缺陷的结果对浇注系统和冒口进行改进与优化。对比试验与模拟的结果，可以得到W E54镁合金的临界Niyama 值为0.4 ，重力铸造和低压铸造GW63K 镁合金的临界N iy a m a值分别为0.44 T,5s°'5m m“和0.3 d k m1，根据一维Darcy准则1'外加压力会增 加疏松形成时所需的临界压力降，从而推迟疏松的形成，降低临界Niyama值Ml]。
4结论
(1 )M g-Y-Gd (-Nd )和Mg-Gd-Y-Z r系列稀土镁合金可以采用多种铸造方法进行成形，如砂型铸造、金属型铸造、熔模铸造、低压熔模铸造和半固态触变成形等。金属型铸件的晶粒尺寸相对较小，通常具有较好的综合力学性能；低压铸造能有效地减少冷隔、夹杂和疏松等缺陷，提高铸件内部冶金质量；半固态触变成形可以通过改善组织的形貌与分布，获得优异的室温塑性。云朵制造机
(2 )热裂和疏松缺陷都会显著降低高强耐热铸造镁合金的力学性能。揭示了这些缺陷的形成条件与机制，可以指导通过浇注工艺优化来减少甚至消除这些缺陷。建立了疏松缺陷与力学性能的关系，可以作为铸件的质量与性能检验与评估的参考依据。
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