Mg含量對Al-xMg-1Si合金熱裂敏感性的影響*

劉 正，劉 佳，盛曉方，劉詩萌

(1. 沈陽工業大學 a. 材料科學與工程學院，b. 體育裝備研究院，沈陽 110870； 2. 萬豐奧特控股集團有限公司 工程中心，浙江 紹興 312500)

Al-Mg-Si合金因具有較高的比強度、較低的密度、良好的成形性以及優異的耐腐蝕性、焊接性和可加工性等優良的綜合性能，在建筑、航空、汽車及船舶領域得到廣泛應用.合金中Mg/Si質量比是影響Al-Mg-Si合金性能的重要參數[1]，且完全生成強化相Mg2Si時，鎂、硅元素的正常質量比為1.73[2].

目前國內外主要研究方向為微量元素的添加對Al-Mg-Si合金性能的影響，且主要集中在顯微組織和力學性能方面[3]，國外針對Al-Mg-Si合金熱裂方面的研究較少.Easton等[4]研究認為，含有α-Al+Mg2Si+Si共晶組織的Al-Mg-Si合金具有較高熱裂敏感性.Coniglio等[5]對一些文獻總結后發現，當Mg/Si質量比接近1.73時，Al-Mg-Si合金具有最高的熱裂敏感性.Xu等[6]研究了Si對Al-xSi(x=1%、3%、5%、7%和9%)合金枝晶干涉點的影響后發現，枝晶干涉溫度隨Si含量的增加而降低.胡悅高等[7]研究了Si含量對6082鋁合金熱裂傾向的影響后發現，隨著Si含量的增加，即Mg/Si質量比的降低，合金熱裂傾向降低.程鵬飛等[8]研究了Si變質對Al-Mg-Si系鋁合金熱裂性能的影響后也發現，隨著Si含量的增加，合金熱裂傾向降低.上述研究都是以合金中Si含量為變量來研究Al-Mg-Si合金的熱裂性能，而未考慮Mg含量變化所引起的Mg/Si比改變對合金熱裂傾向的影響.現有研究對鎂合金熱裂產生和控制機制的闡述也尚不明晰.

在變形鋁合金塑性成形前的鑄錠澆鑄、鑄造鋁合金的液態成形甚至鋁合金釬料的焊縫凝固過程中，鋁合金的熱裂敏感性均極為重要，已經成為實現大規格鑄錠、復雜結構鑄件和高質量焊接鑄件生產的瓶頸.因此，本文研究了Mg/Si質量比對Al-Mg-Si合金熱裂性能的影響，試圖尋找減小合金熱裂傾向的有效方法，從而為制備綜合性能優良的Al-Mg-Si合金提供理論依據.

1 實驗方法

1.1 熱裂實驗

采用純Al(質量分數為99.8%)、純Mg(質量分數為99.95%)、Al-30%Si中間合金作為原材料.設Si含量一定，通過控制Mg含量來改變Mg/Si比(x值)，配制Mg/Si比分別為1、1.4、1.73和2的Al-xMg-1Si合金.利用“T”型約束桿熱裂裝置定性評價Al-xMg-1Si合金的熱裂敏感性.該裝置主要由熱裂模具、傳感器和數據采集系統組成，其結構示意圖如圖1所示.將純Al熔化后，向熔煉爐中通入99.8%N2+0.2%SF6(體積分數)混合保護氣，再向熔化的Al液中加入純Mg和Al-30%Si中間合金并加熱到730 ℃.待合金熔化后攪拌1 min進行除渣.待保溫10 min后澆入預先加熱到250 ℃的“T”型模具中.

圖1 熱裂行為測試裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of testing device for hot tearing behavior

1.2 熱分析實驗

圖2為雙熱電偶分析法示意圖.為了保證熱量沿石墨坩堝徑向散發，坩堝頂部采用較厚的石棉封口，底部采用保溫砂進行隔熱保護.根據雙熱電偶分析法，在被測試的合金熔融液中放置兩根熱電偶，分別用來采集中心位置溫度Tc和邊緣位置溫度Te，以獲得合金凝固過程中的一些重要參數，如液相線溫度、α-Al的初晶形核溫度和形核結束溫度、枝晶搭接溫度等.根據牛頓基線法計算固相分數，相應數學表達式[9]為

(1)

式中：cc為冷卻曲線；bl為基線；T為合金凝固溫度；t為凝固時間；t1和ts分別為凝固開始和凝固結束時間.

圖2 雙熱電偶分析法示意圖Fig.2 Schematic diagram of dual-thermocouple analysis method

2 實驗結果與分析

2.1 雙熱電偶分析法測試結果

圖3為采用雙熱電偶分析法測出的Al-xMg-1Si合金的枝晶干涉溫度.隨著凝固溫度的下降，石墨坩堝邊緣與中心處的熔融金屬凝固存在一個時間差，由于固相冷卻速度高于液相，且兩處的熱量需要通過導熱率較低的液相進行傳導，從而導致圖3中ΔT值逐漸增大.當凝固進行到中心部分枝晶與邊緣處枝晶相互搭接的區域時，由于兩處的熱量通過導熱率較高的固相進行傳導，使得ΔT值迅速減小.因此，當邊緣熱電偶和中心熱電偶溫度差值達到最大值后開始轉小時，合金枝晶開始搭接，此時對應的中心電偶溫度稱為枝晶干涉溫度Tcoh[10].

圖3 Al-xMg-1Si合金的枝晶干涉溫度Fig.3 Dendrite coherent temperature of Al-xMg-1Si alloys

由圖3可見，當x值為1、1.4、1.73和2時，Al-xMg-1Si合金的枝晶干涉溫度分別為643.9、641.9、640.9和635.5 ℃，可見隨著x值的增加，即Mg/Si比的提高，Tcoh越來越小，使得合金凝固時處于整體補縮階段的時間增加，處于枝晶間局部補縮階段的時間縮短，從而致使合金的熱裂敏感性降低.

2.2 基于Clyne-Davies模型的熱裂敏感性預測

設Clyne-Davies模型[11]中tV為液相分數在0.01～0.10之間時對應的時間，tR為液相分數在0.10～0.60之間時對應的時間，tV和tR的比值則稱之為熱裂敏感系數CSC.合金的熱裂傾向程度可用CSC值的大小來衡量，其表達式為

(2)

在現有的有關合金熱裂的研究中，Clyne-Davies模型已被認為可廣泛應用于各類合金，但是該模型中應力松弛階段(液相分數為0.10～0.60)的上限只是一個假定值.為了更加突出Clyne-Davies模型的物理意義并更為準確地預測合金的熱裂敏感性，本文將原CSC計算公式中的t0.60更換為凝固時間tcoh，即

(3)

顯然，當采用CSC*值衡量合金的熱裂敏感性時，其物理意義更加明確.合金凝固以枝晶干涉點時間為界劃分為兩個階段：枝晶生長未受到干涉前，凝固固相可自由松弛，凝固收縮處于液相整體補縮階段；枝晶生長相互干涉后，凝固收縮處于殘余液相枝晶間補縮階段，凝固進入到脆弱區，熱裂紋將在此區域萌生和擴展.

將計算得到的4種合金的CSC*值繪制成曲線，結果如圖4所示.由圖4可知，Al-xMg-1Si合金的CSC*值隨著x值的增加而逐漸減小.

圖4 Al-xMg-1Si合金的CSC*值Fig.4 CSC* value of Al-xMg-1Si alloys

2.3 熱裂傾向測試

圖5為Al-xMg-1Si合金的宏觀裂紋照片.由圖5可見，Al-1Mg-1Si合金完全斷裂；Al-1.4Mg-1Si合金原本有少部分連接，單鑄件從模具中取出后完全斷裂；Al-1.73Mg-1Si合金熱節處存在環形外裂紋，但未完全斷裂；Al-2Mg-1Si合金鑄件表面無明顯裂紋.這說明Mg/Si比對Al-xMg-1Si合金熱裂敏感性的影響非常明顯，隨著x值的增加，Al-xMg-1Si合金的熱裂敏感性降低.對比圖4、5可知，實驗測試結果與CSC*值預測結果一致.

圖5 Al-xMg-1Si合金的宏觀裂紋照片Fig.5 Macroscopic crack photos of Al-xMg-1Si alloys

2.4 凝固應力應變曲線測定

圖6為Al-xMg-1Si合金凝固收縮應力和冷卻曲線.由圖6可見，隨著凝固過程的進行，合金內部產生的凝固收縮應力逐漸增大，當凝固收縮應力曲線突然下降或停止增長時，說明試樣中萌生了裂紋，發生了應力松弛現象，此時所對應的溫度被認為是熱裂紋的萌生溫度.觀察圖6可以發現，隨著x值的增大，熱裂紋的萌生溫度逐漸降低，且凝固收縮應力和冷卻曲線上的彎折程度逐漸變得平緩，表明合金的熱裂敏感性逐漸降低.

2.5 XRD圖譜分析

圖7為Al-xMg-1Si合金的XRD圖譜，通過對比標準PDF卡片，對具有不同Mg/Si比的Al-xMg-1Si合金進行標定.

圖6 Al-xMg-1Si合金的凝固收縮應力與冷卻曲線Fig.6 Solidification shrinkage stress and cooling curves of Al-xMg-1Si alloys

圖7 Al-xMg-1Si合金XRD圖譜Fig.7 XRD spectra of Al-xMg-1Si alloys

由圖7可見，Al-xMg-1Si合金主要由α-Al基體和Mg2Si相組成，當Mg/Si比較小時，或許還存在著微量Si相.縱向對比圖7中各個Mg2Si相的衍射峰后可以發現，隨著Mg/Si比的增大，Mg2Si相的衍射峰強度整體上逐漸增強，而晶體中原子的排列及數目決定了該相衍射峰的相對強度，說明合金中Mg2Si相含量逐漸增加.

2.6 熱分析曲線

圖8為通過雙熱電偶分析法得到的Al-xMg-1Si合金熱分析曲線.通過牛頓基線法，結合dT/dt與t的關系函數，可以推算出合金凝固過程中的各種溫度參數，冷卻梯度曲線上的峰與基線所圍成的面積可以表征對應析出的第二相數量，峰的面積越大說明相析出量和釋放的結晶潛熱越多[12].

圖8 Al-xMg-1Si合金熱分析曲線Fig.8 Thermal analysis curves of Al-xMg-1Si alloys

由圖8可見，4種成分合金的冷卻梯度曲線均有兩個明顯的衍射峰，第一個峰是初生α-Al相的析出峰，第二個峰是L→α-Al+Mg2Si+(Si)共晶反應的析出峰.隨著x值的增加，Mg2Si析出峰的面積逐漸增大，說明Al-xMg-1Si合金中的Mg2Si相含量逐漸增加.

圖9為Al-xMg-1Si合金凝固行為的分析結果.

圖9 Al-xMg-1Si合金凝固行為的分析Fig.9 Analysis of solidification behavior of Al-xMg-1Si alloy

由圖9a可見，Si已全部參與了L→α+Mg2Si的共晶反應，過剩Mg則溶于α-相中.由圖9bAl-xMg-1Si合金熔化過程的DSC分析結果可見，隨著Mg/Si比的增大，Mg2Si的溶解溫度提高，α-相的熔化溫度降低，尤其是Mg2Si峰向高溫方向的偏移更為明顯，顯現出兩峰相互接近的趨勢.結合圖8與圖9可知，Mg2Si的析出或熔化峰隨著Mg/Si比的增加而增大，且向α-相的析出或熔化峰靠攏，說明Al-xMg-1Si合金凝固過程中Mg2Si的析出放熱將隨之增加，這為α-相在凝固后期提供了更多的附加熱量，使得α-相在脆弱區的凝固收縮應力變緩，Mg2Si未完全析出時殘余液相的粘度降低，補縮能力持續增強，從而降低了合金的熱裂傾向.

2.7 斷口形貌分析

依據Feurer理論[13-14]可知，合金凝固過程中通過枝晶間的最大體積流量與凝固體積收縮之間的關系可判斷是否發生熱裂.如果發生熱裂，則說明枝晶間殘余液相已經不足以填補枝晶骨架的體積收縮.而枝晶骨架收縮還會受到晶間“晶橋”和“液膜”的阻礙，只有當收縮力大于“晶橋”強度和“液膜”張力時，熱裂紋才會萌生和擴展.

圖10為Al-xMg-1Si合金熱裂斷口形貌，顯示了凝固過程中枝晶骨架收縮與“晶橋”或“液膜”之間抗爭的痕跡.由圖10可見，Al-1Mg-1Si合金的斷口上晶粒表面清晰可見，說明“晶橋”或“液膜”很少，因而極易產生熱裂；Al-1.4Mg-1Si合金和Al-1.73Mg-1Si合金的斷口上開始出現一些褶皺，說明熱裂受到了一定的抵抗；Al-2Mg-1Si合金的斷口上褶皺最多，并且“晶橋”或“液膜”經過了明顯的被拉長，故而延緩了熱裂.因此，隨著Mg/Si比的增加，Al-xMg-1Si合金凝固過程中熱裂受到的抑制作用增強，合金的熱裂傾向降低.

圖10 Al-xMg-1Si合金裂紋處斷口SEM圖像Fig.10 SEM images of tearing fracture surfaces of Al-xMg-1Si alloys

3 結 論

通過以上分析可以得出如下結論：

1) 隨著Mg/Si比的增大，Al-xMg-1Si合金枝晶干涉溫度降低，合金的熱裂敏感性降低.

2) 隨著Mg/Si比的增大，Al-xMg-1Si合金凝固過程中Mg2Si相的析出溫度提高，析出數量與所釋放的熱量增加，合金在脆弱區的凝固收縮變緩，殘余液相的補縮能力增強，因而有利于降低合金的熱裂敏感性.

3) 隨著Mg/Si比的增大，合金凝固后期晶界上低熔點共晶相含量增加，使得斷口上的液膜厚度增大，其對枝晶骨架收縮的抑制作用增強，從而降低了合金的熱裂敏感性.