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何凯城，杨明军，林 翰，邵 军，熬四海，李翔光
摘要：ZL114A强度和塑性难以协同提升在很大程度上限制了其应用范围。本文基于生产实际，对经Sr变质的ZL114A 砂型铸件的微观结构和力学性能进行综合分析，通过合金成分和熔铸工艺优化等手段调控ZL114A合金的微观结构，进而改善合金的综合力学性能。研究表明：ZL114A合金中添加过量的Sr元素会形成富Sr颗粒，并且由于熔铸过程中Sr的吸气造成合金中形成微观孔洞，而通过对Sr含量、浇注温度以及凝固速率的调控，可以使得铸件的抗拉强度达和断后延伸率分别达到351.7MPa和6.8%，实现强度和塑性的协同提升。 网络节点关键词：砂型铸造；热处理；微结构；力学性能；扫描电镜Al-Si系铸造铝合金由于其具有高的比强度、高的比刚度、优异的铸造性能、良好的耐腐蚀性和可焊接性已被广泛应用于航天航空领域以及交通运输领域。然而Al-Si铸造铝合金缺乏可热处理强化能力，为了改善该系合金的这一性能，通常向合金中添加Mg、Cu等合金化元素。其中，ZL114A作为一种非常典型的可固溶时效热处理强化Al-Si-Mg合金，其时
效析出序列为：过饱和固溶体（Supersaturated Solid Solution, SSSS）→原子团簇（Clusters）→G.P.区→β″（Mg5Al2Si4）→β′（Mg9Si5），U1（Type A，MgAl2Si2），U2（Type B，MgAlSi），B′（Type C，Mg9Al3Si8）→β（Mg2Si）。该合金通过合适的固溶和时效处理后，会析出数密度很高的纳米尺度β″/β′/Mg2Si析出相，从而使得合金的强度得到了大幅度提升。但随着产品性能指标的提高，要求ZL114A合金的综合性能特别是塑性达到更高的水准。通常可通过添加变质剂、调控浇注温度和凝固速率等手段来改善ZL114A合金的综合性能。
向ZL114A铝合金中添加变质剂可以改变共晶硅的形核和生长方向，促使共晶硅细小弥散分布，从而改善合金的力学性能。目前，由于Sr改性的有效时间长、操作简单、无毒、效果明显且可多次熔炼，而Na盐变质会对设备产生腐蚀、且变质时间短。因此，Sr变质已逐渐取代Na成为铝硅合金的主要变质剂。但Sr的添加会增加铝熔体的吸气量，致使铸件上产生大量微小气孔，对铸件的力学性能和内部质量产生负面作用，因此需要科学的控制Sr元素的添加量，并且在熔炼过程中进行有效脱气。
对于大型薄壁铸件而言，合适的浇注温度是保证铸件质量和性能的关键一环。高的浇注温度有利于提高合金的流动性，但是合金中枝晶α-Al会随着浇注温度的提高而变得逐渐粗大，Si相从分散变得聚集，对合金的组织带来不利影响，进而影响铸件的性能。而浇注温度过低，合金的流动性大幅度下降，可造成铸件浇注不足以及冷隔等铸造缺陷，无法保证产品的质量和性能。因此，需要基于生产实际，确定合适的浇注温度。荸荠削皮机
铸件的凝固组织是由合金的成分及冷却条件共同决定的，因此一定成分合金的凝固组织直接反映着铸件的冷却情况。控制凝固过程的冷却速度，是获得细化的微观组织最为有效、应用最广泛的办法。随着铸件凝固速率的变化，铸件的组织结构也呈现出规律性的变化。当冷却缓慢时，形成相有足够的时间进行生长，造成晶粒粗大，偏析严重，并夹杂气孔等缺陷。增大冷却速率时，形成相与合金在理想状态下平衡冷却时的形成相相同，并且形成细小的晶粒，成分的不均匀程度以及不均匀范围减小，缺陷减少。进一步增大冷速，会生成超细晶粒，少偏析甚至无偏析的亚稳相，扩大固溶度极限，形成过饱和固溶体，可以进行固溶强化、第二相析出、弥散强化、沉淀强化等。而针对砂型铸造Al-Si系合金可通过增大凝固速率细化晶粒、降低二次枝晶臂间距、并实现共晶硅由粗大的片层状向纤维状分枝结构转变、产生变质作用，从而达到改善铸件的拉伸强度和疲劳强度的目的。有必要指出的是Sr对共晶硅的变质作用受凝固速率影响较小，即使在较低凝固速率下，Sr变质后共晶硅在合适的热处理工艺下仍然可以变为纤维状，只不过在较高凝固速率下Sr变质后共晶硅向细化的穗状组织转变。所以，为了使铸件获得优异的性能，有必要采取适当的工艺措施来提高铸件的凝固速率。
在实际生产中，为了保障产品最终性能能达到使用要求，通常需要多个方面因素的协同调控。本文针对大型薄壁砂型铸件用ZL114A铸造铝合金，研究Sr变质对其微观组织结构和力学性能的影响，并通过调整元素Sr的含量以及熔铸工艺来改善铸件的强度和塑性。
1 实验
1.1 材料制备
首先根据GB/T 1173-2013《铸造铝合金》对ZL114A中化学成分的相关规定进行合金原材料配料，即合金元素Si 含量控制在6.5wt.%～7.5wt.%范围内、合金元素Mg含量控制在0.45wt.%～0.75wt.%范围内、合金元素Ti含量控制在0.10wt.%～0.20wt.%范围内、合金元素Be含量控制在0.00wt.%～0.07wt.%范围内、余量为Al。该标准中也对合金中的杂质元素进行了明确规定：杂质元素Fe和Cu含量均不高于0.20wt.%、杂质元素Zn和Mn含量均不高于0.10wt.%、其他杂
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质元素含量总和不高于0.75wt.%。由于实验所需合金量大，且要求真实反应实际生产产品问题，所以并未采用99.9%纯铝，取而代之的是工业铝锭。合金元素Mg使用99.99%的纯Mg锭，而由于Si、Ti、Be以及Sr的熔点较高，所以配料时均使用了99.99%的高纯中间合金：AlSi25、AlTi5B、AlBe3以及AlSr10。合金使用电阻炉进行熔炼，在熔炼过程中有加入精炼剂对合金熔液进行精炼除渣，而待合金熔液搅拌均匀后，取出少量浇铸成光谱试样后，采用德国进口布鲁克直读光谱仪对其成分进行测定，结果发现Mg有烧损，与名义成分相差较大，所以再添加了一定量的Mg。进一步成分检测合格后，采用氩气旋转喷吹精炼设备对熔体进行除气除杂，精炼时间为20min。扒渣后静置6min～8min，然后采
用差（低）压浇铸浇铸系统进行合金铸件的反重力浇注。浇注工艺参数设定如下：升液速度为60mm/ s、升液压力为25kPa、充型速度为70mm/s、充型压力为40kPa、保压时间为400s、保压压力为50kPa，且前后两台壳体铸件的浇注温度分别设定为710℃和695℃。有必要指出的是铸型采用的是3DP（Three-Dimensional Printing）砂型增材制造设备打印的，所用型砂和芯砂为树脂砂。为了使得铸件能实现整体顺序凝固，在砂型中预埋了冷铁。同时冷铁可以加速铸件的冷却速率，在一定程度上细化了铸件的晶粒、抑制共晶硅的生长。本工作中实验所用材料分别取自经0.06wt.%和0.02wt.%～0.04wt.%的Sr变质后的ZL114A铝合金砂型铸件。
1.2 材料热处理
取自砂型铸件本体的试块严格按照GB/T 25745-2010《铸造铝合金热处理》中规定进行热处理。首先在箱式电阻炉（控温精度±1℃）中完成固溶处理。试块在室温下随炉升温至540℃，升温速率为5℃/min，保温18h后在45℃水中淬火。紧接着对其进行人工时效，该过程在恒温鼓风干燥箱（控温精度±1℃）中完成，时效温度为165℃，保温8h后在空气中冷却，使试块达到T6状态。
1.3 力学性能测试
试块在热处理后，通过铣床和数控车床并按GB 6397-86《金属拉伸试验试样》中规定将其加工成直径10mm的标准拉伸试棒。拉伸实验根据GB/T 228.1-2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》
中规定进行，所有拉棒均在室温下通过CMT5305万能拉伸试验机完成，拉伸速率为5.0mm/min。为了准确的测定试样的屈服强度，在试验过程中使用了高精度引伸计。最终所得的抗拉强度、屈服强度、断后延伸率等值均为3个数据点的平均值。
1.4 微观组织结构观察
从热处理后的试块上用电火花线切割切取2cm×2cm×cm 的小块，通过金相研磨机对试样的观测面依次用200#、500#、1000#、1500#、2000#的水砂纸进行粗磨、细磨，紧接着通过抛光机对研磨好的面进行抛光处理，其中抛光布为长绒抛光
布、抛光液采用粒度为0.25µm的金刚石喷雾。抛光后的试样经自来水冲洗干净后用酒精擦拭、并用吹风机吹干。然后对制备好的金相试样进行金相组织观察和微米甚至纳米尺度组织观察。同时，在拉断后的拉伸试样截取含断口一端的试样进行断口形貌分析。微观组织结构观察在Leica Mias2000金相显微镜（Optical Microscope，OM）和Nova NanoSEM230扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope，SEM）上完成。其中微纳尺度组织在扫描电镜下采用二次电子（Secondary Electrons，SE）成像模式和背散射电子（Backscattered Electrons，BSE）成像模式下观察，二次电子成像模式工作电压为10.0kV，背散射电子成像模式工作电压为20.0kV。拉伸断口形貌在背散射电子成像模式下观察。此外，对于微纳尺度第二相粒子的化学成分是通过扫描电子显微镜上配备的能量散X射线谱
（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）进行点分析和元素面分布分析的，能谱仪的工作电压为20.0kV，最后根据各元素含量原子比鉴定第二相粒子种类。
2 结果与分析
2.1 经0.06wt.% Sr变质的ZL114A合金力学性能
通过对三组经0.06wt.%Sr变质后ZL114A铸件本体拉伸试棒进行拉伸测试，获得这三组试棒的抗拉强度分别为：σb-1-
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=330MPa、σb-1-2=323MPa、σb-1-3=318MPa，屈服强度分别为：σ0.2-1-1
=277MPa、σ0.2-1-2=272MPa、σ0.2-1-3=272MPa，断后延伸率分别为δ5-1-1=4.7%、δ5-1-2=5.0%、δ5-1-3=3.4%，然后通过计算这三组的平均值获得经0.06wt.%Sr变质后ZL114A铝合金铸件本体平均抗拉强度σb-1=323.7MPa，平均屈服强度σ0.2-1=273.7MPa，平均断后延伸率δ5-1=4.4%。合金强度已基本达到目标值（抗拉强度σb-0
≥320.0MPa，屈服强度σ0.2-0≥280.0MPa，断后延伸率≥6%），然而断后延伸率与目标值δ5-0=6.0%
针式吸盘仍有较大差距。而材料的微观结构决定了其力学性能，因此十分有必要对经0.06wt.%Sr变质后的ZL114A铝合金铸件本体进行微观结构分析。
主轴加工2.2 加0.06wt.% Sr变质的ZL114A合金微结构
对不同放大倍率下经0.06wt.%Sr变质的ZL114A铸件在T6状态下的金相组织进行分析可以发现，合金中的共晶Si由不经变质处理的正常长条状或块状变成了球状，即在该热处理工艺条件下合金中添加0.06wt.%的Sr元素起到了良好的变质作用，说明该热处理工艺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韧性。并且微观组织中很明确的显示铸件中存在微观孔洞，而微观孔洞的出现可能是由于Sr在熔炼过程中吸气造成的。为了进一步探明微观孔洞的来源及其对合金力学性能的影响，有必要对其进行更加深入的分析。
通过扫描电子显微镜对铸件的微观结构进行观察。同样可以证明合金中存在的微观孔洞。扫描电子显微镜凭借其高的放大倍率优势，对铸件进行微观组织观察过程中发现合金中除了
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存在被球化的Si颗粒外，在界面处还存在一种衬度较亮的颗粒。进一步通过扫描电子显微镜中的能谱
仪对该颗粒进行元素面分布分析，可以判定该颗粒为富Sr颗粒。富Sr颗粒的出现表明合金中的Sr含量偏高，从而产生过变质现象，对合金的力学性能产生不利的影响，减弱了Sr改性带来的益处。正如前文所述，Sr 的添加可以对共晶硅改性，但同样会增加熔体的吸气量，致使铸件产生微观孔洞等缺陷，铸件中微观孔洞的存在则证实了这一论述。
此外，在扫描电子显微镜下对合金的断口形貌进行了分析。不难发现，断口处基本没有出现韧窝，而且发现Si颗粒在拉伸过程中发生破碎，这一现象与Al-Si系合金断裂机理相符，即Al-Si系合金的断裂主要是由于Si颗粒的破碎和剥离引起的。值得指出的是在合金断口处有较多微观孔洞，这些孔洞的出现导致合金强度下降的同时，也对合金的断后延伸率带来了负面影响。因为在含有微观孔洞的样品中，微观孔洞使得样品有效承载面积减少并引起应力集中，导致断裂从微观孔洞处开始，并且裂纹倾向于绕过Si颗粒，微观孔洞成为裂纹的形成源和扩展源。此外，在固溶处理过程中，Mg原子会从α-Al基体中扩散到孔洞边缘，降低了α-Al基体中Mg含量，导致后续时效过程中形成的MgSi纳米析出强化相含量降低，从而在一定程度上减弱了合金的强度。
2.3 ZL114A强度和塑性协调提升
为了使铸件力学性能能够达到指标，现从以下三个方面对合金成分及熔铸工艺进行优化：①将Sr含量从0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%；②将浇注温度从710℃改为695℃；③采用外冷铁和内冷铁来
加快铸件的凝固速率。通过上述成分和工艺优化后，对三组经0.02wt.%～0.04wt.%Sr变质后ZL114A铸件本体拉伸试棒进行拉伸测试，获得这三组试棒的抗拉强度分别为：σb-2-1=347MPa、σb-2-2=367MPa、σb-2-3=341MPa，屈服强度分别为：σ0.2-2-1=287MPa、σ0.2-2-2=296MPa、σ0.2-2-3=280MPa，断后延伸率分别为δ5-2-1=6.5%、δ5-2-2=7.5%、δ5-2-3=6.5%，然后通过计算这三组的平均值得到铸件本体平均抗拉强度σb-2=351.7MPa，平均屈服强度σ0.2-2=287.7MPa，平均断后延伸率δ5-2=6.8%，合金的力学性能均达到了目标值（抗拉强度σb-0≥320.0MPa，屈服强度σ0.2-
≥280.0MPa，断后延伸率≥6%）。该合金相对于经0.06wt.%Sr变质的合金而言，抗拉强度和断后延伸率均有大幅度提升，而屈服强度的提升不明显。
采用金相显微镜对经合金成分优化、浇注工艺参数优化、及铸型工艺优化以提升铸件凝固速率后的ZL114A铝合金铸件的微观结构进行了分析。从金相组织中同样发现该ZL114A铝合金铸件中的共晶Si发生了球化，而且相对于经0.06 wt.% Sr变质的铸件中Si颗粒的分布，该ZL114A铝合金铸件中的共晶Si的分布更加弥散。引起这一现象的原因主要有以下三个方面：一方面
在于Sr元素含量的降低，减少甚至消除了合金中富Sr颗粒，避免由于富Sr颗粒的存在使得Si元素的偏聚；另一方面在于浇注温度的降低，使得枝晶α-Al变得细小，有效的细化了合金晶粒，进而导致Si相分布更加弥散；最后铸件凝固速率的提升，也可细化晶粒，而快冷可以抑制初生Si粒子的析出，而慢
冷有利于粗大组织的恢复。此外，更为重要的是在该ZL114A铝合金铸件中并未发现微观孔洞。这主要得益于Sr元素含量降低后，减小了铝熔体的吸气倾向性（主要是氢气），而铝熔体的氢含量的降低，使得铸件凝固过程中排除的气体减少，最终不会因为析气导致铸件中产生气孔等微观缺陷。而且对于大型铸件的凝固过程，已有研究报道指出当温度梯度与冷却速率的比值大于一定值时（需要注意的是温度梯度在凝固过程中并不保持为常数），可能会导致铸件内部产生微观缩孔。因此降低浇注温度和提高冷却速率在某种程度上可以确保温度梯度与冷却速率的比值在合理的范围内，从而避免铸件内部产生微观缩孔。
ZL114A铝合金铸件本体抗拉强度和断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炼和浇注过程中吸气量减少，消除了微观孔洞这一结构缺陷；②浇注温度的降低使得合金中枝晶细化，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细化，二次枝晶臂间距降低。而合金屈服强度和断后延伸率的提升主要得益于微观孔洞的消除。
3 结论
采用金相显微镜和扫描电子显微镜对ZL114A铝合金铸件进行微观结构观察、第二相粒子形貌和化学成分分析、拉伸断口形貌分析，并耦合ZL114A铝合金材料的力学性能，深入分析了微观结构对力学性能的影响，明确了导致ZL114A铝合金铸件力学性能无法满足使用需求的原因。通过对合金中Sr含量的调
控、熔铸过程中浇注工艺参数的优化、铸件冷却速率的调控，进而调控合金的微观组织结构，最终实现ZL114A铝合金铸件强度和塑性协同提升。主要结论如下：
纯化核酸（1）ZL114A铝合金中添加过量的Sr会在很大程度上增加熔体吸气量，使得ZL114A铝合金铸件中形成大量微观孔洞。ZL114A铝合金铸件在外力加载过程中，微观孔洞的存在减少了有效承载面积，并作为裂纹的形成源和扩展源，导致铸件过早失效。
（2）通过将ZL114A铝合金铸件中Sr元素的含量从0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%、浇注温度从710℃降至695℃并对铸型内外包冷铁等三条措施，成功的消除了铸件中的微观孔洞，并促使Si相更加弥散的分布，最终实现铸件本体的抗拉强度达到351.7MPa、屈服强度达到287.7MPa、断后延伸率达到6.8%。
（作者单位：航天风华精密设备有限公司 铝镁合金铸造工
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