振動(dòng)對(duì)消失模鑄造Al-18Si/AZ91D 雙合金界面組織和力學(xué)性能的影響

王俊龍，蔣文明，管 峰，李廣宇，張 政，樊自田

（華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北武漢 430074）

鋁合金和鎂合金由于其輕量化的特點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于汽車、武器裝備和航空航天等領(lǐng)域，如果將鋁合金和鎂合金復(fù)合，可以在保留兩種合金優(yōu)點(diǎn)的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)性能上的互補(bǔ)，獲得具有良好冶金結(jié)合和優(yōu)異機(jī)械性能的輕質(zhì)雙合金，更好地滿足工業(yè)應(yīng)用的要求[1]。

目前已經(jīng)有多種用于制備Al/Mg 雙合金的成熟工藝，如：焊接[2]、擠壓[3]、軋制[4]以及復(fù)合鑄造[5]。其中，消失模鑄造（LFC）技術(shù)是一種近凈成形的新型鑄造工藝，利用消失模工藝復(fù)合Al/Mg 雙合金有著諸多優(yōu)勢(shì)，比如具有極高的設(shè)計(jì)自由度；固態(tài)嵌體便于固定；泡沫分解產(chǎn)物是具有還原性的氣體，能夠起到防止固態(tài)嵌體和熔融金屬液氧化的效果等[6]。但是，Al/Mg 雙合金的制備存在一些難以解決的問題，其界面的相組成為Al3Mg2和Al12Mg17相，這兩種金屬間化合物堅(jiān)硬而脆，造成界面層應(yīng)力集中，進(jìn)而影響Al/Mg 雙合金的結(jié)合性能[7,8]。因此，探究消除Al/Mg 結(jié)合界面脆性相，對(duì)提升Al/Mg 雙合金結(jié)合性能具有重要意義。目前已經(jīng)有許多針對(duì)上述問題的研究，比如在Al/Mg 復(fù)合過程中添加合金元素、嵌體表面涂敷涂層等[9]。在復(fù)合過程中施加振動(dòng)被認(rèn)為是減少Al/Mg 雙合金結(jié)合區(qū)界面層厚度和消減脆性相的有效方法[10]，相比于添加中間層和添加合金元素，振動(dòng)輔助鑄造工藝成本更低，同時(shí)也更便于操作和控制，然而，關(guān)于振動(dòng)對(duì)鑄造Al/Mg 雙合金組織結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能的影響尚有待進(jìn)一步研究。

本論文將機(jī)械振動(dòng)施加于消失模鑄造Al-18Si/AZ91D 雙合金制備過程，研究振動(dòng)對(duì)Al-18Si/AZ91D 雙合金界面組織和力學(xué)性能的影響，旨在為Al/Mg 雙合金的強(qiáng)化提供新思路和理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究采用的復(fù)合工藝為消失模鑄造，以Al-18Si 鋁合金作為固態(tài)嵌體，將熔融AZ91D 鎂合金澆注在鋁合金嵌體周圍，其成分如表1 所示。

表1 Al-18Si 和AZ91D 合金的化學(xué)成分 w/%

試驗(yàn)所用的中間Al 嵌體為線切割加工的圓棒，長為110mm，直徑為10mm，為消除線切割痕跡以及油污，首先使用由80～2000 目的砂紙對(duì)鋁棒表面進(jìn)行打磨，然后依次采用除油劑、無水乙醇在超聲波清洗機(jī)中對(duì)其進(jìn)行10min 超聲清洗以去除雜質(zhì)。之后，依次使用0.5mol/L 的鹽酸浸泡20s以及10g/L 的NaOH 溶液浸泡15s 以去除Al 棒表面的氧化膜，再次用無水乙醇超聲清洗5 min后將Al 棒烘干保存。

消失模泡沫模型包括冒口、直澆道、內(nèi)澆道以及組合嵌體的部分，各部分預(yù)先切割為設(shè)計(jì)好的尺寸并用專用冷膠粘合固定，最后將經(jīng)過預(yù)處理的Al 棒嵌入，完成復(fù)合模樣。復(fù)合模樣需要涂刷涂料，然后在鼓風(fēng)干燥箱以65℃烘干。在澆注過程中，使用K 型熱電偶測(cè)量特定位置的溫度變化并由數(shù)據(jù)采集軟件記錄，泡沫模型及熱電偶設(shè)置位置如圖1a 所示。

消失模鑄造Al/Mg 雙合金的試驗(yàn)設(shè)備原理如圖1b 所示。澆注試驗(yàn)前需要將試驗(yàn)所需金屬工具如坩堝、工具鉗、打渣勺預(yù)先刷涂耐火涂料。采用坩堝電阻爐熔煉鎂合金，坩堝爐設(shè)定溫度為730℃，在鎂合金熔煉過程中為防止燃燒，通入0.5%SF6+CO2混合保護(hù)氣等待澆注。

圖1 雙合金制備原理圖及泡沫模樣示意圖

復(fù)合模型在砂箱中填砂緊實(shí)，用塑料膜蓋在砂箱頂部，對(duì)砂型抽真空緊實(shí)，整個(gè)過程維持在0.03 MPa 的真空度。試驗(yàn)所用澆口杯放在澆口位置需用膠帶固定以防止振動(dòng)過程中偏移，待鎂合金熔煉完成，開啟振動(dòng)臺(tái)并在均勻的振動(dòng)下將其澆入模型，待金屬液完全凝固取出，用金相切割機(jī)切割內(nèi)澆道得到Al/Mg 雙合金樣品。本試驗(yàn)的相關(guān)參數(shù)為：澆注溫度720℃，振動(dòng)時(shí)間300s，振動(dòng)頻率50Hz，振動(dòng)加速度1.0g。

組織測(cè)試樣品取樣位置在測(cè)溫位置上下，使用線切割的方式得到金相試樣。分別由目數(shù)為240～2000 的砂紙依次打磨后，采用1.5μm Al2O3+無水乙醇的混合拋光液將試樣拋光至平整無劃痕為止。對(duì)需要進(jìn)行觀察的樣品采用4%硝酸酒精腐蝕5s，然后采用超聲波在無水乙醇中清洗5 min，完全烘干后保存。

試驗(yàn)采用Quanta200 掃描電鏡觀察界面處的微觀組織以及形貌特征，采用Image Pro-plus 軟件測(cè)量界面層厚度；采用EPMA 電子探針對(duì)雙合金樣品結(jié)合界面的元素分布進(jìn)行分析；采用HV-1000 維氏硬度儀對(duì)試樣的硬度進(jìn)行測(cè)試；使用Zwick Z100 通用測(cè)試儀（日本島津公司）測(cè)試雙合金試樣的剪切強(qiáng)度，其原理如圖2 所示，壓縮速率為0.5mm/min，在相同位置選擇六個(gè)樣品分別測(cè)試其剪切強(qiáng)度，取測(cè)試結(jié)果的平均值作為抗剪強(qiáng)度。利用掃描電鏡對(duì)Al-18Si/AZ91D 雙合金的斷口截面進(jìn)行觀察和分析。

圖2 剪切測(cè)試原理圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 振動(dòng)對(duì)Al-18Si/AZ91D 界面組織的影響

圖3 為振動(dòng)和未振動(dòng)的Al-Mg 雙合金界面結(jié)合區(qū)域的SEM圖像，根據(jù)界面過渡區(qū)域的特征和EDS 點(diǎn)分析結(jié)果，結(jié)合EPMA 元素分析（圖5），確認(rèn)界面由共晶層、金屬間化合物層以及兩層之間的一層明顯的過渡區(qū)域組成，在此將這一過渡區(qū)域稱為過渡層。界面微觀組織如圖3 所示，其中Ⅰ區(qū)域是共晶層，主要是Al12Mg17+δ-Mg；Ⅱ區(qū)域是過渡層，由Al12Mg17+δ-Mg 共晶組織和Mg2Si 相組成，金屬間化合物層由Mg2Si 和Al/Mg 金屬間化合物組成，根據(jù)組織和形貌的不同可以分為兩個(gè)區(qū)域，在圖中從左至右的Ⅲ區(qū)域?yàn)锳l12Mg17+Mg2Si層，Ⅳ區(qū)域是Al3Mg2+Mg2Si 層。

圖3 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層宏觀SEM圖像

采用Image Pro-plus 軟件對(duì)Al-18Si/AZ91D雙合金界面層每個(gè)區(qū)域的平均厚度進(jìn)行測(cè)量，得到結(jié)果如圖4 所示，施加振動(dòng)之后，界面共晶層的平均厚度由589.7μm 增加到1028.0μm，IMCs 層的平均厚度明顯下降，由705.7μm 變?yōu)?75.4 μm，Al12Mg17+Mg2Si 層和Al3Mg2+Mg2Si 層在振動(dòng)之后都有所減小。變化最大的是過渡層的厚度，在未振動(dòng)時(shí)只有182.5μm，振動(dòng)之后達(dá)到300.7μm。

圖4 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層厚度

利用掃描電鏡拍攝了界面區(qū)域的微觀圖像，并進(jìn)行了EDS 點(diǎn)分析以確認(rèn)界面組成。圖5 顯示了界面層不同區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)圖，a1～a5 對(duì)應(yīng)圖3a，b1～b5 對(duì)應(yīng)圖3b。從圖5（a1～a5）可以看出，靠近Mg 基體的共晶層存在較為粗大的枝晶和菊花狀共晶組織，靠近Al-18Si 基體的IMCs 層主要由灰色的金屬間化合物和黑色的Mg2Si 顆粒組成，在靠近Al 基體的一層還發(fā)現(xiàn)了粗大的初生Si相，表現(xiàn)為淺灰色的顆粒，在其表面一周圍繞著密集的黑色片狀和顆粒狀組織，經(jīng)EDS 點(diǎn)分析確認(rèn)為Mg2Si。

此外，在共晶層和金屬間化合物層的交界還存在不規(guī)則的過渡層（對(duì)應(yīng)圖3 的Ⅱ?qū)樱搶颖憩F(xiàn)為菊花狀共晶組織和Mg2Si 顆粒以及Al/Mg 金屬間化合物的混合物。值得一提的是，在未振動(dòng)的情況下，過渡層的邊界有一層明顯的黑色邊界阻礙了共晶層和金屬間化合物層之間的擴(kuò)散，這一黑色邊界是由Al-18Si 嵌體表面存在的Al2O3在復(fù)合過程中形成的氧化夾雜物（Al2O3和MnO）[12]，在此情況下，這一氧化夾雜不僅阻礙了元素之間的擴(kuò)散，還帶來氣孔等缺陷。

在施加振動(dòng)之后，每一層的組織和未振動(dòng)基本一致，并無新相的形成。但是，在共晶層發(fā)現(xiàn)粗大的柱狀晶明顯被破碎，過渡層邊界的氧化膜也消失不見，過渡層寬度明顯增加，從圖5b2 和b3 可以看出，過渡層靠近共晶層和靠近IMCs 層的形貌基本一致，有著十分均勻的組織分布。與此同時(shí)，施加振動(dòng)之后IMCs 層的變化也很顯著，Mg2Si 相比于未振動(dòng)更加的分散和均勻，并且Al3Mg2基底中也并未觀察到粗大的初生硅相，只存在細(xì)小分散的Mg2Si 顆粒。

圖5 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層不同區(qū)域微觀SEM圖像

2.2 振動(dòng)對(duì)Al-18Si/AZ91D 元素分布的影響

通過EPMA 面掃分析了Al-18Si/AZ91D 雙合金界面的主要元素成分的分布，如圖6 所示。根據(jù)Al 元素和Mg 元素的對(duì)比可以看出，過渡層具有明顯的變化，Mg 元素的比重增加，Al 元素的比重下降，一定程度上說明振動(dòng)促進(jìn)了Mg 元素在結(jié)合界面的擴(kuò)散。Si 元素主要分布在IMCs 層和過渡層，未振動(dòng)時(shí)IMCs 層界面大片不均勻的黑色斑點(diǎn)意味著該處只有Al/Mg 脆性相的存在，而在施加振動(dòng)之后這一現(xiàn)象明顯得到改善，Si 元素更均勻地分布在整個(gè)IMCs 層界面。此外，EPMA 結(jié)果也顯示了振動(dòng)之后IMCs 層厚度的減小和共晶層以及過渡層厚度的明顯增加。

圖6 Al-18Si/AZ91D 雙合金的組織及對(duì)應(yīng)元素分布的EPMA 圖像

與此同時(shí)，根據(jù)界面O 元素分布圖可以看到，未振動(dòng)的情況下共晶層和過渡層之間存在明顯的一層氧化膜，而施加振動(dòng)之后界面的氧化膜被消除。

2.3 振動(dòng)對(duì)Al-18Si/AZ91D 力學(xué)性能的影響

圖7 為Al-18Si/AZ91D 雙合金的界面維氏硬度，界面層不同區(qū)域的硬度也有所不同，未振動(dòng)時(shí)，共晶層的硬度最低，在150～200HV 之間，金屬間化合物層的硬度最高，在250HV 以上，過渡層的硬度介于共晶層和金屬間化合物層之間；施加振動(dòng)之后，界面層整體的硬度降低。

圖7 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面維氏硬度

圖8 顯示了無振動(dòng)和振動(dòng)之后的Al-18Si/AZ91D 雙合金的平均剪切強(qiáng)度。施加振動(dòng)之后，Al/Mg 雙合金的平均剪切強(qiáng)度從49.7MPa 提高到65.2MPa，Al/Mg 雙合金的結(jié)合性能提高了31.18%。

圖8 Al-18Si/AZ91D 雙合金剪切強(qiáng)度

圖9 是剪切試驗(yàn)之后Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層縱向斷面的ESEM圖像，顯示了界面層的斷口延伸情況。從圖9a1 和b1 可以看出，斷裂總是從靠近Al 基體的Al3Mg2+Mg2Si 層開始，隨后穿過Al12Mg17+Mg2Si 層延伸到過渡層，在未施加振動(dòng)的情況下，裂紋沿過渡層與共晶層的交界處擴(kuò)展直至完全斷裂，如圖9a2；施加振動(dòng)之后，裂紋在擴(kuò)展至過渡層與共晶層的交界處之后向共晶層繼續(xù)擴(kuò)展，因此，共晶層也存在多道裂紋（圖9b2）。

圖9 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層縱向斷面SEM圖像

2.4 分析

施加振動(dòng)主要作用是促進(jìn)熔體中的強(qiáng)制對(duì)流換熱，增加結(jié)合界面凝固過程的冷卻速率，熔體從液相線降溫到固相線所需的時(shí)間縮短，縮短了元素?cái)U(kuò)散時(shí)間和相變時(shí)間，這一作用具有導(dǎo)致減小界面層厚度的作用[13]；但與此同時(shí)，振動(dòng)帶來的界面擾動(dòng)和沖擊具有促進(jìn)元素交換的作用，這一作用與冷卻速率增加對(duì)界面層厚度的影響是相互競(jìng)爭的關(guān)系[14]。這一相互作用在Al-18Si/AZ91D 雙合金結(jié)合過程中得到了明顯的反映。

圖10 是通過測(cè)溫?zé)犭娕嫉玫降腁l-18Si/AZ91D 雙合金整個(gè)充型凝固過程的溫度-微分曲線，可以很直觀地看到，在0～10s 為充型過程的升溫階段，振動(dòng)之后升溫速率的短暫增加是振動(dòng)擾動(dòng)的結(jié)果；50～200s 屬于降溫初始階段，200s 之后在結(jié)合區(qū)Al12Mg17和Al3Mg2相開始生成，之后發(fā)生共晶反應(yīng)，Al12Mg17+δ-Mg 共晶組織形成，300s 時(shí)振動(dòng)結(jié)束，溫度到達(dá)固相線，界面反應(yīng)已經(jīng)基本結(jié)束。

對(duì)50～200s 的冷卻曲線進(jìn)行計(jì)算得到結(jié)果如圖10c 所示，其中ΔT 為溫度差值，Δt 為時(shí)間差值，冷卻速率表示為d=ΔT/Δt。計(jì)算得到的結(jié)果顯示，施加振動(dòng)之后界面層凝固過程的冷卻速率從0.538℃/s 增加到0.684℃/s，在圖10d 明顯可以看到IMCs 層反應(yīng)時(shí)間的提前與反應(yīng)持續(xù)時(shí)間的縮短，IMCs 層（Al12Mg17+Mg2Si 層和Al3Mg2+Mg2Si 層）的厚度從715.7μm 減至575.4 μm，減小了20%（圖4）。

圖10 Al-18Si/AZ91D 雙合金凝固階段的溫度-微分曲線

相應(yīng)地，施加振動(dòng)的一組在振動(dòng)300s 停止之前，共晶層的反應(yīng)已經(jīng)開始，但是如圖4～10 所示，振動(dòng)對(duì)共晶層并沒有產(chǎn)生太大影響，但是結(jié)合界面厚度統(tǒng)計(jì)（圖4）和界面元素分布圖（圖6）來看，共晶層的厚度都明顯增加，這無疑是振動(dòng)促進(jìn)了元素?cái)U(kuò)散的結(jié)果。圖6 中Al 元素的擴(kuò)散范圍明顯增加，并且在IMCs 層表現(xiàn)出更明顯的梯度，Mg元素?cái)U(kuò)散更加明顯，加之氧化膜因振動(dòng)作用被破除，更多的Mg 元素與來自Al-18Si 基體的Al 和Si 元素結(jié)合，促進(jìn)了過渡層和共晶層厚度的增加。

振動(dòng)對(duì)Al-18Si/AZ91D 雙合金界面層微觀組織形成過程的影響機(jī)理如圖11 所示。AZ91D 熔液和Al-18Si 嵌體相接觸，根據(jù)測(cè)熱電偶測(cè)溫結(jié)果，接觸區(qū)域的實(shí)際溫度在580℃以上，高于Al-Si 共晶反應(yīng)溫度[15]，接觸區(qū)域形成熔池，由于元素梯度的存在，來自Al-18Si 基體的Al 元素和來自AZ91D 的Mg 元素相互擴(kuò)散。根據(jù)Mg-Si 二元相圖，Mg2Si 的形成溫度在637.6℃，因此熔池中先形成Mg2Si 相，與亞共晶Al-Si 合金不同的是，Al-18Si 由于Si 含量很高，基體中存在的長棒狀的初晶Si 也會(huì)進(jìn)入熔池。根據(jù)圖5 可知，在界面凝固過程中形成的Mg2Si 一部分來自于共晶Si，還有一部分則是由初晶Si 轉(zhuǎn)化而來，在未振動(dòng)的情況下，初生Si 周圍聚集著絮狀的Mg2Si 顆粒[16]，如圖11e 所示，其余的Mg2Si 大多以塊狀或聚集的長條狀分布在IMCs 層的Al/Mg 金屬間化合物基體上。在施加振動(dòng)時(shí)，振動(dòng)加速了Si 元素在界面的擴(kuò)散，Si 元素與足夠多的Mg 元素結(jié)合，界面不存在初晶Si；同時(shí)振動(dòng)的垂直振動(dòng)沖擊力還促進(jìn)了Mg2Si 的細(xì)化與分散，得到的結(jié)果如圖11g 所示。

圖11 Al-18Si/AZ91D 雙合金界面組織形成機(jī)理示意圖

隨著溫度的繼續(xù)降低，元素仍在熔體和嵌體之間的結(jié)合區(qū)發(fā)生擴(kuò)散，Al3Mg2、Al12Mg17和Al12Mg17+Mg 共晶組織依次形成，振動(dòng)的施加使固、液兩相進(jìn)行更頻繁的熱交換，從而導(dǎo)致界面結(jié)合區(qū)的冷卻速率增加。因此，相變的持續(xù)時(shí)間縮短，這就導(dǎo)致了金屬間化合物層的厚度減小，同時(shí)也意味著Al3Mg2和Al12Mg17相的范圍減小。由于Al-18Si 嵌體表面氧化膜的存在，一定程度上阻礙了Al、Si 元素和Mg 元素的相互擴(kuò)散，并容易在氧化膜的位置形成氣孔和氧化夾雜等缺陷。振動(dòng)沖擊力使氧化膜破除，促進(jìn)了元素的擴(kuò)散，共晶層（Al12Mg17+δ-Mg）和過渡層（Al12Mg17+δ-Mg+Mg2Si）的厚度因此而增加。

相比于無振動(dòng)的性能，振動(dòng)之后Al-18Si/AZ91D 雙合金的平均剪切性能從49.7 MPa 提升到65.2MPa，有著比較明顯的提升，力學(xué)性能的提高主要來自三個(gè)方面的影響。

首先，振動(dòng)的施加導(dǎo)致IMCs 層的厚度減小，脆性相因此得到消減，Al3Mg2、Al12Mg17等脆性金屬間相是導(dǎo)致界面脆性斷裂的主要原因，因此，減少脆性相使得Al-18Si/AZ91D 雙合金剪切性能得以提高。其次，振動(dòng)消除了Al3Mg2層存在的粗大初晶Si，將其轉(zhuǎn)化為更細(xì)小的Mg2Si，并促進(jìn)了整個(gè)IMCs 層Mg2Si 相的細(xì)化與分散，而均勻分散的細(xì)小Mg2Si 起到使裂紋偏轉(zhuǎn)的作用，在承受和分散載荷方面表現(xiàn)出比脆性的Al3Mg2和Al12Mg17相更積極的作用[17]，如圖12 所示。最后，氧化膜導(dǎo)致了共晶層和IMCs 層之間產(chǎn)生氣孔和夾雜缺陷的情況，氣孔和夾雜會(huì)嚴(yán)重惡化雙合金結(jié)合界面的質(zhì)量，對(duì)界面性能產(chǎn)生不利影響，而施加振動(dòng)表現(xiàn)出破除氧化膜的作用，這一方面減少了界面缺陷，進(jìn)一步提升合金結(jié)合強(qiáng)度；另一方面，氧化膜的消除有利于元素?cái)U(kuò)散，進(jìn)而促進(jìn)了過渡層厚度的增加，相比于脆性相，過渡層的均勻混合組織對(duì)雙合金結(jié)合性能的提升更為有利。

圖12 Al-18Si/AZ91D 雙合金的斷裂機(jī)理

3 結(jié)論

（1）Al-18Si/AZ91D 雙合金的結(jié)合界面由三層組成，分別為靠近AZ91D 的共晶層、靠近Al-18Si 基體的IMCs 層以及兩者之間的過渡層，其中共晶層的組織為Al12Mg17+δ-Mg，IMCs層由Al3Mg2+Mg2Si、Al12Mg17+Mg2Si 組成，過渡層為Al12Mg17+δ-Mg+Mg2Si 的混合組織。

（2）振動(dòng)具有減少IMCs 層厚度的作用。施加振動(dòng)之后，雙合金結(jié)合界面的IMCs 層厚度由715.7μm 減小到575.4μm，脆性相的數(shù)量隨界面層厚度的減薄而減少。振動(dòng)具有促進(jìn)Al-18Si/AZ91D 雙合金界面元素?cái)U(kuò)散的作用。施加振動(dòng)之后，一方面振動(dòng)帶來的沖擊與擾動(dòng)增加了雙合金結(jié)合界面的Al 元素和Si 元素與Mg 元素的相互擴(kuò)散范圍，另一方面振動(dòng)破除了雙合金結(jié)合界面的氧化膜，利于元素的相互擴(kuò)散。

（3）振動(dòng)提高了Al-18Si/AZ91D 雙合金的剪切性能。施加振動(dòng)之后，Al-18Si/AZ91D 雙合金復(fù)合材的平均剪切強(qiáng)度從49.7MPa 提升到65.2MPa。