A206/1%Al2O3鋁基納米復合材料的熱裂行為

李 克， 王 倩， 周耐根， 高 挺

(南昌大學機電工程學院，南昌330031)

A206鋁合金是一種適用于飛行器及汽車鑄件的優質高強度合金，具有優良的高溫抗拉強度和低循環疲勞強度，其力學性能甚至接近某些韌性鑄鐵［1］。然而，A206鋁合金在金屬模澆鑄過程中的凝固區間較寬(約80℃，650～570℃)，因而具有很強的熱裂傾向，很難用來制造一些重要的零件。另外，鑄造過程形成的疏松、氧化皮等缺陷也會影響其機械性能和通過形變獲得加工硬化的潛力［2，3］，并且，在A206鋁合金的焊接過程中也會產生熱裂［4］。隨著車輛降低自重及成本等需求的日益增長，A206鋁合金金屬型鑄造技術的開發引起汽車工業的廣泛關注，其中，如何消除或減輕其結構缺陷至關重要。細化晶粒和控制模溫是克服熱裂敏感合金中出現鑄造缺陷的兩種常用方法［5，6］。添加微/納米陶瓷顆粒不僅能強化合金基體，還具有細化晶粒的作用［7～9］，但是鑄造法制備鋁基納米復合材料，添加納米顆粒工藝是公認的技術難題。超聲分散法可改善納米顆粒與熔體間的潤濕性，獲得顆粒均勻分散的納米復合材料［9～11］。

本工作采用超聲分散法將γ-Al2O3納米粒子加入A206鋁合金熔體，選擇A356鋁合金為參照材料，用受限桿(CRC)模具澆鑄鑄件來評估不同合金的熱裂敏感性，以研究γ-Al2O3納米粒子對A206鋁合金鑄件熱裂敏感性的影響，并通過分析顯微組織來探求與熱裂行為相關的微觀機制。

1 實驗方法

1.1 實驗材料及制備

熱裂敏感性測試的材料有A206鋁合金和A356鋁合金，其化學成分見表1。

表1 A206和A356鋁合金的主要化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical composition of A206 and A356 ingot (mass fraction/%)

利用超聲分散技術制備納米陶瓷顆粒增強復合材料，實驗裝置如圖1所示。采用鈮合金超聲變幅桿獲得17.5 kHz、最大功率輸出為4.0kW的超聲波來進行熔體超聲處理。變幅桿端面浸入熔體約10mm，用鈮合金制作的網罩使納米顆粒維持在超聲波作用范圍內。用流量為3 L/min的Ar氣保護，在石墨坩堝中熔煉約900g的A206鋁合金。首先在740℃用Cl2+N2混合氣體進行除氣處理，通過超聲分散向熔體中添加1.0%(質量分數)50nm的γ-Al2O3粒子。不同合金的熔煉和澆鑄工藝參數如表2所示。除了制備的A206/1%Al2O3復合材料之外，另外在CRC模具中澆鑄未加納米粒子的A206和 A356鋁合金作為對比。

表2 不同合金的熔煉工藝參數Table 2 Processing parameters for different alloys

圖1 納米復合材料制備實驗裝置示意圖Fig.1 Schematic of experimental setup for fabricating nanocomposites

1.2 熱裂敏感性測試

用如圖2所示的模具澆鑄受限桿(CRC)鑄件來評價鑄造合金的熱裂敏感性，圖3為CRC鑄件照片。鑄件上有四根直徑為9.5mm、長度分別為51 mm，89 mm，127 mm，165 mm的圓桿，每根圓桿端部形成一個直徑為19mm的圓球來限制鑄件的自由收縮。模具表面噴涂BN涂料并在澆鑄前預熱到(350+5)℃。澆鑄溫度設定在775℃(液相線上約125℃)，澆鑄10min后開模。熱裂紋通常會出現在圓桿與直澆道的結合處，有時也會出現在圓球結合處或圓桿中部。用Nikon Coolpix 8700型數碼相機拍攝鑄件上裂紋的照片，用Paintshop Pro v7.0軟件測量最大裂紋寬度。

熱裂敏感性的計算式如下：

式中裂紋寬度因子 ωcrack為測到的最大裂紋寬度，mm;裂紋長度因子flength分別為4(最長棒)、8(次長棒)、16(次短棒)、32(最短棒);裂紋位置因子flocation分別為1(直澆道端)、2(圓球端)、3(圓桿中部)。

1.3 微觀組織分析

從CRC鑄件圓桿與直澆道接合處截取圓桿的縱截面，如圖3所示，鑲嵌、機械拋光制備金相試樣后，進行光學顯微鏡和掃描電鏡分析。A206鋁合金與復合材料CRC鑄件中的最長棒均發生斷裂，取斷裂面在掃描電鏡下進行表面形貌分析和電子探針分析。用截線法測定α-Al晶粒度，截取約300個晶粒來計算得到平均晶粒尺寸。

2 實驗結果與討論

2.1 熱裂敏感性

熱裂敏感性(HCS)測試結果如圖4所示。HCS值越高，說明該材料的熱裂傾向越嚴重。通常A356鋁合金被認為是熱裂傾向很低的合金材料，這里用來作為HCS測試的參照材料。圖4中A206鋁合金的HCS值最高，A206/1%Al2O3復合材料的HCS值略高于A356鋁合金，但是遠低于未經細化處理的A206鋁合金，說明γ-Al2O3納米粒子的加入使A206鋁合金的高熱裂傾向大為改善。

圖4 熱裂敏感性比較Fig.4 Comparison of hot cracking susceptibility

2.2 微觀組織

2.2.1 光學顯微照片

圖5為A206鋁合金和A206/1%Al2O3復合材料鑄件在圖3所示位置1橫截面處的光學顯微照片。可見加入γ-Al2O3納米粒子之后，A206鋁合金中的α-Al晶粒由粗大的樹枝晶轉變為細小的等軸晶，晶粒尺寸由164μm減小至約26μm。圖5c，d中灰色Al2Cu相(θ相)由骨骼狀轉變為沿晶界分布的細小桿狀。

圖5 A206鋁合金(a，b)和A206/1%Al2O3復合材料(c，d)的光學顯微照片Fig.5 Optical microstructures of transverse section of A206 alloy(a，b)and A206/1%Al2O3composite(c，d)

圖6為A206鋁合金和A206/1%Al2O3復合材料鑄件在圖3所示位置2縱截面處的光學顯微照片。可以看到在A206鋁合金中，連續的θ相沿徑向貫穿鑄件中圓桿與直澆道結合部位，并發生開裂，而在A206/1%Al2O3復合材料中未發現類似形態的θ相，僅有收縮造成的少量疏松，分別如圖6a，b中箭頭所指。在未加細化劑的A206鋁合金的凝固過程中，α-Al晶粒逐步長大成粗大枝晶，高Cu含量的剩余液相將分布于枝晶間或二次枝晶臂間。當鋁液冷卻到接近固相線溫度時，已凝固固相的劇烈收縮使得剩余液相更多地聚集到粗大枝晶間的間隙，通過共晶反應形成連續的θ相。同時在進一步的劇烈收縮過程中，這些連續θ相邊緣很可能萌生熱裂紋。

圖6c，d為局部放大照片。圖6c中顯示在粗大連續θ相與α-Al晶粒的相界上出現開裂，在拉伸應力作用下，連續θ相發生了碎裂;另外，在α-Al枝晶內分布少量細小的球形θ相。圖6d中的灰色θ相同樣沿α-Al晶界分布，但是與A206鋁合金相比，添加γ-Al2O3納米粒子后，θ相的尺寸變得更為細小、分布更為均勻。CRC鑄件中圓桿與直澆道結合部是應力集中區域，對于A206鋁合金，收縮應力將集中作用于連續θ相與α-Al晶粒相界，并在凝固最終階段產生開裂;對于A206/1%Al2O3復合材料，α-Al晶粒、θ相的細化和均勻分布使收縮應力的破壞作用分散，因此更不容易產生裂紋。

2.2.2 熱裂斷面形貌的掃描電鏡分析

A206鋁合金和A206/1%Al2O3復合材料鑄件中的最長圓桿與直澆道的連接處均發生開裂，對該斷裂面進行SEM觀察和EDS分析。

圖6 A206鋁合金(a，c)和A206/1%Al2O3復合材料(b，d)CRC鑄件熱裂區的光學顯微照片Fig.6 Optical microstructures of longitudinal section near neck area of pure A206 aluminum alloy (a，c)and A206/1%Al2O3composite rod casting(b，d)(arrows indicate the θ phases)

圖7a中A206鋁合金的斷裂面上主要為發達的α-Al樹枝晶，晶粒表面有許多突出的纖維狀相，EDS測定其成分以Al為主;局部有撕裂面，如圖7c所示，EDS微區能譜分析表明該區域含Cu量較高，是θ相脫落的位置。可見，A206鋁合金鑄件的熱裂發生在液固兩相共存的較高溫度區間，在α-Al枝晶長大后的凝固后期，剩余液相被拉伸成纖維狀，已形成的粗大θ相易與α-Al晶粒發生脫離。

圖7b中A206/1%Al2O3的斷裂面上，存在大量夾于α-Al晶粒之間的薄片狀相，EDS分析表明這些相為含Fe，Mn較高的θ相。可見，在A206鋁合金中添加Al2O3納米粒子后，隨著α-Al晶粒被細化，θ相的尺寸及形態也發生了改變。斷面上未觀察到纖維狀富Al相，說明A206/1%Al2O3復合材料的開裂發生在液固共存區之下的較低溫度。

圖7 A206鋁合金(a，c)和A206/1%Al2O3復合材料(b，d)CRC鑄件熱裂表面形貌的SEM照片Fig.7 SEM images of fracture surface on A206 alloy(a，c)and A206/1%Al2O3composite(b，d)CRC test samples

2.2.3 Al2O3納米粒子對A206鋁合金凝固熱裂行為的影響

通常認為熱裂敏感性高的合金在凝固過程中，由于缺乏液態金屬及時補充收縮后形成的空洞而產生熱裂缺陷［12］。根據凝固理論［13］，鋁銅系合金的凝固初期，α-Al主枝晶臂的生長將剩余液相推向相鄰枝晶間，二次枝晶的生長則會使剩余液相包圍在枝晶臂間;凝固末期，剩余液相在枝晶間凝固形成富Cu帶，發生共晶反應形成θ-CuAl2相，并構成新的晶界。在此過程中，如果α-Al枝晶發達和粗大，由于剩余液相不能及時補充到鑄件中收縮受限的區域，容易發生晶間開裂。

材料的凝固收縮率決定了液固界面的應力集中程度，是影響熱裂的重要因素。A206鋁合金的凝固收縮率較高，在CRC鑄件中連接圓桿與直澆道的轉角處，由于溫度梯度較高，凝固過程中的軸向收縮應力尤為集中，且易于垂直于型壁生長成粗大α-Al枝晶。這意味著經過劇烈收縮變形之后，此區域的枝晶間隙變大，并容納較厚的液膜。因此，大部分剩余液相將集中到粗大α-Al枝晶間，形成連續長θ相，如圖6所示。另外，在收縮應力條件下，熱裂易于發生在固相線以上溫度。圖7的SEM照片證實，軸向收縮使枝晶分離，枝晶間剩余液相被拉伸出富Al的纖維。即使較高溫度時熱裂得以延緩，連續θ相仍然是凝固后期發生熱裂的薄弱環節，熱裂總是容易在這些θ相的邊界上萌生和發展。

對于A206/Al2O3的CRC鑄件，由于加入納米粒子對α-Al晶粒的細化以及對θ相形態的改變，其熱裂行為與 A206鋁合金截然不同。一方面，γ-Al2O3納米粒子作為α-Al晶粒的有效異質形核核心，降低形核過冷度并提高形核率，因此，圖5中的α-Al晶粒得到顯著細化。在凝固階段末期，剩余液相均勻地分布在α-Al等軸晶之間的間隙處，并形成如圖7b，d所示的細小薄片狀θ相，使收縮應力得以分散。另一方面，薄片狀θ相在較高溫度下形成并呈彌散分布，有助于提高A206鋁合金在近固相線溫度時的高溫抗拉強度和抗熱裂性。

根據液膜理論，凝固末期的枝晶結合力由晶間液膜的數量和分布決定，可由下式計算得到［14］：

式中，P為晶界結合力，kg;σ是枝晶間液膜的表面張力，kg/m;A是枝晶間液膜的面積，m2;b是液膜的厚度，m。

由式(2)可見，隨著液膜面積A的增大和液膜厚度b的降低，A206/Al2O3復合材料中的晶界結合力得以提高，從而延緩了枝晶分離，即熱裂的發生。

A206鋁合金與A206/Al2O3復合材料之間熱裂敏感性的顯著差別還取決于共晶液相不同的聚集方式。加Al2O3粒子之前，A206鋁合金凝固末期局部區域收縮受阻，導致高應變區內形成連續長θ相，使其具有很高的熱裂敏感性;加入Al2O3粒子之后，不僅使α-Al晶粒細化，還促進了凝固末期剩余富Cu液相的均勻分布、降低枝晶間液膜的厚度，從而提高了A206鋁合金的抗熱裂性。

3 結論

(1)γ-Al2O3納米粒子可作為A206鋁合金中α-Al的有效形核核心。

(2)加入1%的γ-Al2O3納米粒子后，A206鋁合金鑄態組織中的α-Al由粗大樹枝晶轉變為細小等軸晶，同時θ-CuAl2相由骨骼狀轉變為細小薄片狀，分布更加均勻。

(3)未加納米粒子時，在A206鋁合金鑄件的凝固末期，收縮嚴重區域的枝晶間液膜較厚，容易發生晶間熱裂，并易形成連續長θ相。而加入納米粒子后，α-Al的等軸晶化使晶間液膜變薄，收縮應力分散，熱裂敏感性降低，形成的細小薄片狀θ相可提高合金的高溫強度。

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