超聲振動和微量Sr+Sc對A380合金組織的影響及作用機理

雷吉平，余劍武，羅 紅，陳健美，李 偉，李承波

(1.湖南大學 汽車車身先進設(shè)計制造國家重點實驗室，長沙 410082；2.湖南涉外經(jīng)濟學院 機械工程學院，長沙 410205;3.中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

A380合金具有比強度高、力學性能良好、強耐腐蝕性能及優(yōu)良的鑄造性能等特性，廣泛應(yīng)用于汽車、航空等領(lǐng)域。但粗大的樹枝狀晶與板狀或塊狀的初晶Si相或共晶Si相在A380合金中形成，改變了α-Al相基體的連續(xù)性，使A380合金的硬度、強度和塑性等力學性能及加工性能惡化，很難擴展A380合金的應(yīng)用范圍；因此，對合金中的樹枝狀晶相與初晶Si相或共晶Si相進行變質(zhì)細化處理非常必要[1-2]。目前，鍶(Sr)是已被證明對Al-Si合金中的樹枝狀晶與初晶Si相或共晶Si具有良好的變質(zhì)作用，且環(huán)保、優(yōu)質(zhì)(較好的重熔性和在熔體存在時間長)，為國內(nèi)外應(yīng)用較廣泛的變質(zhì)劑之一。蘇蕙[3]發(fā)現(xiàn)：鑄態(tài)下Sr-Y復合變質(zhì)Si相呈非常細小的粒狀或細片狀，與單獨 Sr變質(zhì)相比，顆粒要更加細小，而且不存在粗大片狀共晶Si，變質(zhì)均勻徹底。經(jīng)T6熱處理后，共晶Si大部分呈圓整顆粒狀存在，且顆粒更加細小，同時不存在長條狀共晶Si，粒化的Si晶體圓整度和均勻性均得到提高，球狀共晶Si增多。蔡郭生等[4]研究Sr變質(zhì)ZL102合金時發(fā)現(xiàn)：隨Sr加入量的增加，共晶Si的形貌由片狀變?yōu)獒樒瑺罴永w維狀，最后為細小纖維狀。Sr加入量0.05%時變質(zhì)效果最佳，共晶Si呈細小纖維狀，α-Al呈細小短棒狀，抗拉強度為218.5 MPa，伸長率為2.80%。鈧(Sc)是近年來發(fā)現(xiàn)對鋁合金較好的變質(zhì)劑，根據(jù)Al-Sc二元相圖，添加Sc的鋁合金在凝固過程中的共晶反應(yīng)生成細小Al3Sc質(zhì)點，促進了非均質(zhì)形核的產(chǎn)生，晶粒得到細化，形成了細晶強化和沉淀強化，促進了合金力學性能的提高[5]。郭晶[6]在過共晶Al-18%Si合金中同時添加兩種合金化元素Bi和Sc，由于Bi和Sc分別變質(zhì)、細化共晶Si和α-Al枝晶，故復合變質(zhì)可以達到有效疊加變質(zhì)互補的效果，合金組織細小致密，粗大的α-Al枝晶消失，共晶硅變細變短，抗拉強度提高了17.3%，延伸率提高了157.1%。張?zhí)K[7]研究La、RE、Sc變質(zhì)細化A356合金發(fā)現(xiàn)：加入適量的La、RE和Sc后，A356合金組織中粗大的層片狀共晶Si逐漸變質(zhì)為顆粒狀或蠕點狀，且彌散、均勻地分布在α-Al相的晶界處；大部分α-Al相也細化為球狀晶，樹枝晶減少。當Sc變質(zhì)A356合金添加0.6%最佳，變質(zhì)后強度提髙了106.9%，延伸率提高了450%，硬度提高了8.2%。潘海成[8]研究微量Sc-Zr復合對Al-Fe合金變質(zhì)時發(fā)現(xiàn)：在到Al-Fe合金中同時添加微量元素Sc、Zr可使合金中的初生Al3Fe相由粗長塊狀或針片狀Al3Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)榧毝痰尼樒瑺罨蝾w粒狀，同時細化了合金中的其他組織且整體分布更加均勻，顯著提高了合金的強度和塑性。

同樣，研究表明鋁熔體經(jīng)過超聲外場處理后晶粒組織由粗大樹枝狀晶向細小等軸晶轉(zhuǎn)變。Puga等[9]研究了對Al-Si-Cu合金導入超聲波振動可使合金中α-Al相球化和使共晶Si相細化成點碎狀，氣孔率下降明顯，合金的抗拉強度和延伸率顯著提升。李瑞卿等[10]在7085鋁合金凝固過程中施加超聲波振動外場的研究中發(fā)現(xiàn)，超聲波振動能促使合金中晶粒從樹枝狀晶形貌變?yōu)榈容S狀晶，晶粒尺寸明顯細化且均勻分布，平均晶粒大小由 661 μm細化至182 μm。Khalifa等[11]在研究ADC12合金時添加超聲波振動外場，發(fā)現(xiàn)超聲波振動使含F(xiàn)e中間化合物尺寸形貌更加細小并均勻彌散分布，抗拉強度和伸長率分別提高4.56%和62.5%。Zhang等[12]通過數(shù)值模擬超聲波振動加工鋁基復合材料時發(fā)現(xiàn)讓納米陶瓷顆粒快速均勻地彌散到合金中的最優(yōu)工藝條件是：超聲振動功率2 kW、頻率20 kHz、工具桿直入熔體深度20～30 mm、振動時間120 s。Song等[13]數(shù)值模擬和實驗驗證在超聲波空化加工鎂基納米復合材料的微結(jié)構(gòu)和機械性能獲得明顯改善。蔣日鵬[14]在總結(jié)超聲場對鋁合金熔體凝固過程的作用機理時發(fā)現(xiàn)：在結(jié)晶溫度區(qū)域，超聲振動通過空化效應(yīng)與壓力過冷、異質(zhì)活化提高形核率，從而細化鑄錠晶粒；在固液相共存溫度區(qū)域，超聲振動通過諧振效應(yīng)，抑制晶體生長速度，實現(xiàn)鑄錠晶粒的細化。

但目前對添加Sr+Sc和超聲振動協(xié)同對鋁合金的變質(zhì)行為少有研究。本論文研究了不同Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)和超聲振動協(xié)同對A380合金在微觀組織和力學性能的影響，對其作用機制進行了模擬，對其作用機理進行了分析。

1 實驗材料及方法

試驗材料A380合金，其成分為：Al-9.25%Si-3.12%Cu-0.58%Fe，采用工業(yè)純鋁Al(99.88%)、硅Si(99.98%)、銅Cu(99.98%)、Al-8Fe、Al-3Sc和Al-5Sr中間合金熔煉配制而成，(合金中添加Sr+Sc的質(zhì)量分數(shù)分別為0.05%+0.10%、0.10%+0.20%、0.15%+030%、0.20%+0.40%、0.25%+0.50%)，熔煉設(shè)備為100 kg熔鋁爐，在750 ℃進行熔煉，對熔體合金進行排氣、精煉、扒渣，降溫到720 ℃靜置20 min，冷卻到640 ℃，將工具桿直入A380熔體約20 mm深，施加超聲波振動攪拌100 s；超聲波電源為全自動數(shù)顯調(diào)頻超聲波發(fā)生器(型號為USC-351C)，其最大功率為1 kW，頻率為33～36 kHz；超聲波振動系統(tǒng)還包含換能器和變幅桿及工具頭；將熔體澆注入已預熱到500 ℃的標準試樣鋼模中，鑄造試樣的規(guī)格：Φ15×180 mm，在室溫冷卻后取出試樣。如圖1所示。

圖1 試驗設(shè)備原理圖Fig.1 Schematic diagram of test equipment

根據(jù)國家標準將鑄造試樣加工成Φ10 mm的拉伸試樣，在室溫條件下利用微機控制的材料拉伸試驗機(型號為KKQL-300)以0.5 mm/min的拉伸速率進行拉伸驗證；金相試樣在鑄造試棒中部截取，尺寸為Φ5×20 mm，經(jīng)砂紙研磨、拋光和腐蝕及吹干后，在顯微鏡(型號為Leica DwIL LED)下觀察顯微組織；合金的硬度通過數(shù)顯顯微硬度計(型號為HVS-1000)測量；合金中相的組成元素由掃描電鏡(型號為EVO MAI10ZEISS)檢測；合金的納米組織通過透射顯微電子電鏡(型號為Tecnai G2FA20)來觀察。

2 實驗結(jié)果

2.1 性能

2.1.1 硬度

圖2為不同Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)與超聲振動協(xié)同作用下對A380合金硬度的影響(其中Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)為0時不直入超聲振動，當添加Sr+Sc同時直入超聲振動，下同)。從圖中可以看出，當添加Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)的提高，A380合金的硬度先提高后降低，當添加Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)為0.15%Sr+0.3%Sc時硬度值達到最大。A380合金在未添加Sr+Sc和超聲振動的合金的原始硬度為88BHN,添加0.15%Sr+0.3%Sc和超聲振動的增加至113BHN，硬度提高28.4%，添加0.2%Sr+0.4%Sc和超聲振動后硬度逐漸下降。

圖2 超聲振動與微量Sr+Sc對A380合金硬度的影響Fig.2 The influence of the trace Sr+Sc and UV on the hardness of A380 alloy

2.1.2 拉伸性能

圖3為不同Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)與超聲振動協(xié)同對A380合金拉伸性能的影響。從圖中可以看出，當添加Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)的增加，強度先增加后降低，在0.2%Sr+0.4%Sc時強度最大。伸長率也是當添加Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)的提高先變大后降低，在0.15%Sr+0.3%Sc時伸長率到達最大。添加微量Sr+Sc和超聲振動的合金抗拉強度和伸長率與未添加微量Sr+Sc和超聲振動的合金相比均得到提高。在A380合金添加0.2%Sr+0.4%Sc時抗拉強度和屈服強度的改善最佳，與未添加Sr+Sc元素的相比，分別從227 MPa和154 MPa提高到302 MPa和272 MPa，分別提高了33%和74.8%。A380合金添加0.15%Sr+0.3%Sc時伸長率的改善最佳，與未添加Sr+Sc元素的相比，分別從2.2%提高到4.7%，提高了113.6%。

圖3 超聲振動與微量Sr+Sc對A380合金拉伸性能的影響Fig.3 The influence of the trace Sr+Sc and UV on the tensile properties of A380 alloy

2.2 顯微組織分析

圖4為不同Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)與超聲振動協(xié)同作用的A380合金微觀組織。合金中未添加Sr+Sc與超聲振動時，如圖4(a)所示，初生α-Al相呈粗大樹枝晶狀，二次枝晶多為薔薇狀、板狀或塊狀顆粒，晶粒形貌尺寸相差較大，晶間發(fā)現(xiàn)一些連續(xù)的第二相與晶內(nèi)第二相，晶界處看到許多的不平衡共晶組織。隨Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)的增加，初生α-Al相的形貌和大小變質(zhì)顯著，一次晶晶粒數(shù)量明顯增多，二次枝晶晶粒間距發(fā)現(xiàn)變小減慢，還發(fā)現(xiàn)不少的薔薇狀α-Al相，且α-Al相有逐漸球化的趨勢。圖4(c)為添加0.1%Sr+0.2%Sc時，試樣中α-Al 相晶粒明顯球化圓潤，共晶Si相與中間化合物相晶粒細化顯著，但晶界較寬。圖4(d)為添加0.15%Sr+0.3%Sc時，試樣中α-Al相晶粒球化充分，共晶Si相與中間化合物相晶粒更加細小，分布彌散均勻，晶粒之間發(fā)現(xiàn)明顯的第二相與晶內(nèi)第二相，晶粒尺寸細化最好，顯微組織最佳。當添加0.2%Sr+0.4%Sc后，圖4(e)和(f)可以看出，試樣中α-Al相晶粒開始出現(xiàn)兩極分化狀況，晶界變得寬大，可看到第二相，而共晶Si相與中間化合物相晶粒間出現(xiàn)搭接、擴展、抱團現(xiàn)象，晶粒大小逐漸增加。為了能夠準確地對比不同Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)和超聲波振動協(xié)同作用的A380合金初生α-Al相尺寸的大小，通過Image-pro plus6.0軟件對A380合金顯微組織中平均晶粒的尺寸和形狀因子進行了定量分析，如圖5所示。

由圖5可知，當添加Sr+Sc質(zhì)量分數(shù)的增加，晶粒尺寸先減小后增加。合金中未添加Sr+Sc時，晶粒尺寸最大，約為86 μm，當添加0.15%Sr+0.3%Sc時，晶粒尺寸最小，約為27 μm，形狀因子最大，為0.8，這是由于添加微量Sr和Sc元素后，與超聲振動的空化與聲流效應(yīng)協(xié)同作用下細化了共晶Si相、也球化了α-Al相的效果；當添加0.2%Sr+0.4%Sc和0.25%Sr+0.5%Sc時，晶粒尺寸有所增加，分別增加了7 μm和19 μm，形狀因子變小，這是由于添加微量Sr和Sc元素質(zhì)量分數(shù)增加引起Sr和Sc元素富集，與超聲振動的空化與聲流效應(yīng)時間加長引起的熱效應(yīng)共同作用下融合了細化了共晶Si相與球化了的α-Al相的效果，促進了晶粒間粘結(jié)且有棱角，出現(xiàn)惡化趨勢。

(a) Sr+Sc-free (b)Sr0.05%+Sc0.1% (c) Sr0.1%+Sc0.2% (d) Sr0.15%+Sc0.3% (e)Sr0.2%+Sc0.4% (f) Sr0.25%+Sc0.5%

圖4 超聲振動與不同微量Sr+Sc的A380合金微觀組織
Fig.4 Microstructure of A380 alloys with different trace Sr+Sc and UV

圖5 超聲振動與微量Sr+Sc對晶粒尺寸與形狀因子的影響Fig.5 Effect of the trace Sr+Sc and UV on the grain size and the form factor

圖6為A380鋁合金的TEM照片。從圖6中可以看出，試樣基體內(nèi)出現(xiàn)馬蹄狀的粒子，該粒子在基體內(nèi)形貌細微，分布均勻彌散，尺寸大小約為20 nm，從相應(yīng)的<001>衍射斑點可以發(fā)現(xiàn)：彌散粒子與合金基體的共格關(guān)系良好。這些彌散粒子為Al3(Sc,Sr)，鑲嵌在合金基體中具有很好的強化效果。

圖6 A380鋁合金的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM of A380 alloys

3 分析討論

A380合金作為使用最為廣泛的壓鑄用鋁合金，主要是因為其Si含量較高在液態(tài)時流動性較好，但合金中的共晶Si呈粗大的板條狀，割裂了α-Al基體，惡化材料的力學性能，降低了合金的強度和韌性，限制了其應(yīng)用范圍。本論文實驗在A380合金中添加微量Sr和Sc元素后，與超聲振動協(xié)同作用下使共晶Si細化呈細小的短簇狀、α-Al得到球化，提高合金的綜合性能，特別是塑韌性大幅度提高；而超聲振動作用于鋁合金熔體組織的機制機理主要是由超聲空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)等引起的細晶強化效果，但合金熔體在凝固過程中的高溫與不可觀察等原因缺乏最直接的實驗證據(jù)，本論文利用ANSYS FLUENT軟件對A380合金直入超聲振動與添加微量納米Sr和Sc元素過程進行仿真，考察添加超聲波振動和微量Sr+Sc對A380合金的顯微組織的影響和作用機理。

3.1 A380合金熔體中超聲空化場的仿真

3.1.1 建立超聲波振動的有限元模型

用ANSYS FLUENT軟件建立了傳統(tǒng)計算的二維模型，該模型用Quad4單元劃分網(wǎng)格和求解。為了減小計算負荷，在本論文中坩堝的幾何模型按其的實際幾何模型進行了縮小，坩堝的幾何參數(shù)為直徑為150 mm，高度為200 mm，超聲波變幅桿直徑為40 mm。

3.1.2 建立和求解數(shù)學模型

為了便于計算,本文提出了以下假設(shè)：①整個仿真系統(tǒng)絕熱和沒有考慮熱對流；②A380合金熔體是一個不可壓縮非牛頓流體；③溫度變化對熔體的密度的影響被忽視；④崩潰所產(chǎn)生的射流空化氣泡被忽視⑤添加Sr+Sc為納米顆粒。假設(shè)以線性波傳播而剪切力不考慮，聲壓可以通過求解式(1)波動方程獲得

(1)

式中：ρ是鋁合金熔體的密度，kg/m3;c是超聲波的在熔體中的傳播速度，m/s;p為聲壓，Pa。

為了研究超聲波處理金屬熔體后納米顆粒的分布，采用歐拉法，用ANSYS FLUENT中使用標準k-ε模型的空化效應(yīng)，其流場的質(zhì)量守恒方程和動量守恒方程為[15]

質(zhì)量守恒方程

(2)

動量守恒方程

(3)

在湍動能K方程的基礎(chǔ)上，引入一個湍動耗散率ε的方程，形成了標準k-ε模型。標準k-ε模型假設(shè)湍流黏性和湍動能及耗散率有關(guān)。標準k-ε模型的輸運方程為

(4)

假設(shè)液體是不可壓縮的，由運動方程、波動方程和空泡表面邊界條件，可求得氣泡運動遵循的生長模型[16-17]

(5)

式中：R和R0分別為氣泡的瞬時半徑和初始半徑；P0、Pv和Pmsinωt分別是空化氣泡的靜壓力、蒸汽壓和聲壓；σ是表面張力。

通過以上超聲場-流固耦合方程進行有限元模擬仿真，結(jié)果見圖7。圖7(a)是超聲振動下的金屬顆粒運動軌跡及駐留時間，靠近工具頭底部的鋁合金熔體攪拌效果較好，駐留時間非常短，說明超聲振動對Sr+Sc在鋁合金熔體的分散性有較好的影響。圖7(b)為超聲振動鋁合金熔體流場分布特征，當超聲場導入鋁合金熔體中時，工具頭端面下方產(chǎn)生了較強的沖擊流和湍流動能，并配合澆注口流體流動的協(xié)同作用，Sr+Sc為納米顆粒在超聲振動的驅(qū)動下其流動性得到了顯著增強，最大流速達到0.54 m/s[18]，在極大程度上促進了熔體內(nèi)部的傳熱與傳質(zhì)，這對熔質(zhì)元素的偏析的改善、二次枝晶根部的熔斷加速、細化晶粒均非常有效。圖 7(c)、(d)所示為A380合金熔體中超聲波振動聲壓靜態(tài)壓力和動態(tài)壓力幅值仿真分布圖。由圖發(fā)現(xiàn)工具頭輻射端面附近為聲壓較大，波動較快，沿工具頭端面向下方向聲壓幅值快速衰減。工具頭側(cè)面也發(fā)現(xiàn)聲壓輻射現(xiàn)象，但相對端面區(qū)域聲壓幅值低，面積也較小。當超聲波振動引起的熔體壓力要超過一定的空化閾值時就會引發(fā)超聲波空化效應(yīng)，而空化閾值與熔體、熔體的溫度、熔體的壓力狀態(tài)、熔體的含氣量及空化核的大小和分布等因素密切相關(guān)。根據(jù)文獻研究[19-20]，在7050鋁合金熔體在700 ℃時添加超聲波振動產(chǎn)生的空化閾值約為1.1 MPa。而根據(jù)相關(guān)文獻[21]計算本實驗空化氣泡破滅能產(chǎn)生的最大壓強為2.8 GPa，如此大的壓強能將即能促進熔體過冷提高形核率，又能迅速破碎枝晶，達到晶粒細化的效果。

3.2 超聲振動的作用機制機理探討

結(jié)合圖7的分析和已出版的文獻研究成果，對超聲波空化效應(yīng)、聲流效應(yīng)、壓力場等的耦合效應(yīng)對A380合金凝固過程的引導作用進行了探討，本試驗研究中，超聲振動對添加Sr+Sc后的A380合金凝固過程細化晶粒的機制和機理表現(xiàn)為：①超聲波聲流效應(yīng)所產(chǎn)生的湍流加強鋁合金熔體的隨機流動，加速Sr和Sc納米顆粒的均勻分散與分布，強烈的湍流作用可以抑制枝晶臂的快速生長，使二次枝晶臂的熔斷加快，降低短枝晶臂晶體二次分支，促進其完全融合或合并生長，實現(xiàn)柱狀晶轉(zhuǎn)變成等軸晶，圖4(d)的SEM顯微組織也說明了超聲作用下的晶粒細化效果很好；②高頻超聲波振動的作用促進合金熔體中游移的空化氣泡不斷產(chǎn)生、拉伸膨脹、壓縮收縮和崩潰爆裂后，空化氣泡潰滅爆裂會產(chǎn)生微激波，局部形成很大的壓強，連續(xù)不斷地沖擊熔體內(nèi)的不同晶粒的表面，尋找晶團、枝晶等晶粒的薄弱環(huán)節(jié)將其擊碎和驅(qū)散，形成許多非均質(zhì)形核核心，產(chǎn)生一系列的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)，從而促進粗大的α-Al相球化而變得圓潤；同時合金中的片狀共晶Si相和針狀Al3FeSi2金屬間化合物相等在超聲波空化的沖擊下而被擊碎，在聲流和湍流的作用下迅速打散，擴大了其與合金熔體的接觸面，增強了Sr和Sc等異質(zhì)形核的活性，產(chǎn)生了更多的有效的非均質(zhì)形核核心，從而使形核率迅速提升；同時在共晶Si的生長孿晶槽對Sr和Sc的吸附作用，抑制了孿晶的擇優(yōu)生長，促進了共晶Si形態(tài)發(fā)生改變，細化合金的凝固組織，其力學性能顯著提高，與實驗結(jié)果相符，與圖2、圖3、圖4一致。

(a)

(b)

(c)

(d)

4 結(jié) 論

(1)隨著Sr+Sc含量與超聲振動的增加，晶粒尺寸先減小后增加，初生α-Al晶粒的形狀因子先增大后減小；0.15%Sr+0.3% Sc時，其晶粒尺寸最小，約為27 μm，形狀因子最大，為0.8，當Sr+Sc的質(zhì)量分數(shù)繼續(xù)增加，晶粒尺寸有所增加，形狀因子有所減小。

(2)隨著Sr+Sc含量與超聲振動的增加，強度和硬度均先增加后降低，0.2%Sr+0.4%Sc時，強度最高，抗拉強度和屈服強度分別為：302 MPa和272 MPa，較未添加Sr+Sc的合金分別提高了33%和74.8%；0.15%Sr+0.3%Sc時，硬度和伸長率最大，分別為：113BHN和4.7%，較未添加Sr+Sc的合金分別提高了28.4%和113.6%。

(3)超聲波聲流效應(yīng)所產(chǎn)生的湍流加速Sr和Sc納米顆粒的均勻分散與分布，抑制枝晶臂的快速生長，降低短枝晶臂晶體二次分支，促進其完全融合或合并生長，實現(xiàn)柱狀晶轉(zhuǎn)變成等軸晶。超聲波空化效應(yīng)促進粗大的α-Al相球化而變得圓潤；同時強大的空化沖擊力將合金中的片狀共晶Si相和針狀Al3FeSi2金屬間化合物相擊碎，擴大了其與合金熔體的接觸面，增強了Sr和Sc等異質(zhì)形核的活性，產(chǎn)生了更多的有效的非均質(zhì)形核核心，從而使形核率迅速提升，細化了合金的顯微組織，提高了力學性能。ANSYS FLUENT仿真狀態(tài)與實驗結(jié)果一致。