Y元素對ZL114A合金微觀氣孔的影響

高文理 毛郭靈 劉東洋 袁航 高艷麗

摘? ?要：ZL114A合金是由北京航空材料院自主研發的鑄造亞共晶Al-Si合金，合金鑄錠的孔隙率、微觀氣孔的分布位置及形貌對合金的力學性能有很大的影響. 利用密度測量儀，SEM結合EDX，研究了砂型鑄造條件下，Y元素對ZL114A合金鑄錠的孔隙率、微觀氣孔的分布及形貌的影響. 結果表明，由于Y元素的原子序數較大，ZL114A合金的理論密度和實際密度都有少量增加;同時合金的孔隙率下降，鑄錠微觀氣孔的分布位置由分布于整個合金基體中變為多分布于共晶區域;微觀氣孔的形貌由顆粒狀、網絡狀共同存在變為以網絡狀存在為主;雖然Y元素對合金鑄錠的孔隙率、微觀氣孔的分布位置以及形貌都有影響，但不是通過直接與合金熔體中的氣體作用來發揮作用的.

關鍵詞：ZL114A合金;Y元素;密度;微觀氣孔

中圖分類號：TG146.21? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ?文獻標志碼：A

Effects of Y Element on Micro-pores of ZL114A Alloy

GAO Wenli1?，MAO Guoling1，LIU Dongyang1，YUAN Hang1，GAO Yanli2

（1. College of Materials Science and Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China;

2. Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China）

Abstract：ZL114A alloy is a casting hypoeutectic Al-Si alloy independently developed by Beijing Institute of Aeronautical Materials. The porosity， distribution and morphology of micro-pores have a great influence on the mechanical properties of the alloy. Using density measuring instrument， SEM with EDX， the effects of Y element on the porosity， distribution and morphology of micro-pores of ZL114A ingot were studied in sand casting conditions. The results showed that with the addition of Y，because the Y atomic number is larger，the theoretical density and actual density of ZL114A alloy increased slightly. At the same time，the porosity of the alloy? decreased， and the distribution of micro-pores changed from being distributed throughout the alloy matrix to being more distributed in the eutectic region， and the morphology changed from coexistence of particles and networks to network-based ones. Although the Y element had an effect on the porosity， distribution and morphology of micro-pores， the Y element did not? play a role by directly interacting with gases in the alloy melt.

Key words：ZL114A alloy;Y element;density;micro-pores

ZL114A合金具有優異的鑄造性能，較低的熱膨脹系數，良好的耐腐蝕性、耐磨性以及綜合力學性能，被廣泛應用于航空航天工業和汽車工業，尤其適合大型薄壁復雜結構鑄件的生產，如發動機燃油殼體[1-3]. ZL114A合金由初生α-Al和共晶組織組成，共晶組織包括共晶Al和共晶Si，硬度很高的Si相對鋁基體起到了很好的強化作用. 在未變質的合金中，共晶Si相呈粗大的板片狀，塑性變形的過程中，板片狀的Si尖角處很容易發生應力集中，導致基體開裂，合金斷裂. 變質共晶Si，將共晶Si由粗大的板片狀變質為細小的纖維狀、珊瑚狀等，是提高合金力學性能的一個十分重要的方法[4-9].? 變質共晶硅的方法有物理變質和化學變質等.物理變質方法如電磁攪拌、振動等等;化學變質是指加入某些化學元素，改變共晶Si的形核生長方式，從而改變共晶Si的形貌，如Sb元素[10-11]、Na元素[12-13]等，化學變質操作簡單便捷，是最常用的變質方法，變質劑元素的種類及變質機理得到了廣泛的研究.

Y元素也是一種很有效的變質劑[14-16]. 研究表明Y元素通過促進共晶Si孿晶的產生來變質共晶Si [14];Kang等[15]則認為Y元素之所以能變質共晶Si是因為它與Si元素有很大的負混合焓. De-Giovanni等[16]利用三維原子探針發現Y元素很容易偏聚在Si相中，使得共晶Si的形貌發生改變，從而變質共晶Si. 本課題組之前也研究了Y元素對ZL114A合金共晶Si變質作用和變質機理[17-18]. 目前，關于Y對共晶Si變質作用及變質機理的研究很多. 除了共晶Si，鑄件的微觀孔隙率也是影響鑄件力學性能的一個很重要的因素，在鑄件服役的過程中，微觀氣孔會成為裂紋源和裂紋擴展路徑，加速裂紋的擴展，導致鑄件失效. 為了更加全面理解Y元素在ZL114A合金中的作用，為Y元素的工業化提供更加豐富全面的基礎數據，加快Y元素工業化腳步，本文研究了砂型鑄造條件下Y元素對ZL114A合金微觀氣孔的影響，期望本文可以為ZL114A合金的改性與升級提供部分可參考的基礎數據.

1? ?實驗過程

為了保證實驗結果的可靠性，每次實驗采用50 kg原料;同時為了保證制作樣品鑄錠熔體的質量，廢棄掉坩堝底部10 kg左右的堝底料，只用扒渣之后坩堝中上部的合金液制取樣品. 將Al-12%Si、Al-1.89%Y（質量分數，中間合金）、Al-Ti-B（晶粒細化劑）裝入電阻爐熔化，待熔化完全攪拌10～15 min，使熔體均勻;降溫到690～700 ℃加Mg，攪拌5 min;710～715 ℃在900 Pa的壓強下真空除氣20 min;之后在715～720 ℃使用C2Cl6和TiO2的混合物進行精煉;精煉結束之后，為防止Ti-B沉淀，輕輕攪拌5 min;扒渣，澆注到樹脂砂型模具中.

根據HB 6731.10—2005標準利用電感耦合等離子體原子發射光譜法測定合金的實際成分，結果如表1所示. 利用FEI QuANTA 200環境掃描電子顯微鏡（SEM）拍取足夠多的照片，用來評價微觀氣孔的位置和形貌，采用金相標準制樣的方法制取SEM樣品，同時利用環境掃描電子顯微鏡上配備的能譜裝置（EDX），分析氣孔及氣孔附近的元素種類. 利用KQ-500DE超聲波清洗器將樣品洗凈，避免樣品表面臟物對實驗結果的影響，將樣品吹干后，利用MH-300A密度測量儀測量樣品的實際密度，在每一個成分合金鑄錠的相同位置選取3個樣品，每一個樣品測量密度兩次，每一個成分得到6個理論密度的值之后求取平均值作為該成分合金的實際密度.

2? ?實驗結果

圖1（a）為合金1#和2#的理論密度和實際密度，圖1（b）為合金1#和2#的孔隙率. 合金的孔隙率fp由公式（1）計算得到[19].

fp = （1 - ）? ? ? ?（1）

式中：ρ為合金的實際密度;ρ0為合金的理論密度. 從圖1（a）可以看出，隨著Y元素的加入，合金的理論密度和實際密度都會有少量的增加. 從圖1（b）可以看出，未加Y元素的ZL114A合金的孔隙率為1.23%，加了質量分數為0.36%的Y元素的ZL114A合金孔隙率為0.93%，隨著Y的加入，ZL114A的孔隙率降低. 由圖1可知，隨著Y元素的加入，ZL114A合金的理論密度和實際密度都增大，但合金的孔隙率降低.

圖2為合金1#微觀氣孔的分布與形貌圖. 箭頭表示的是共晶硅相，圓圈表示共晶硅相附近的氣孔，方框表示在初生α-Al中的氣孔. 根據亞共晶Al-Si合金的平衡相圖，合金凝固之后由初生α-Al區域和共晶區域組成，在共晶硅相附近的氣孔表示該氣孔位于共晶區域，遠離共晶硅相的氣孔表示該氣孔位于初生α-Al區域. 從圖2可以看出，合金1#的微觀氣孔部分分布在初生α-Al中，部分分布在共晶組織中，即分布于整個合金基體中，如圖中的圓圈和方框所示;有些氣孔很小，呈現顆粒狀，有些氣孔較大，連接成片，呈現網絡狀. 圖3為合金2#微觀氣孔的分布與形貌圖，箭頭表示的是共晶硅相，圓圈表示共晶硅相附近的氣孔. 從圖3可以看出，在ZL114A合金中添加Y元素之后，氣孔絕大多數分布在共晶硅相附近，即分布在共晶區域，在初生α-Al區域很少有氣孔;呈現顆粒狀的小氣孔很少，大多數氣孔都是較大，連接成片，呈現網絡狀. 由圖2和圖3可知，Y元素改變了ZL114A合金鑄錠微觀氣孔的分布位置，氣孔由分布于整個合金基體中變為多分布于共晶區域;Y元素改變了微觀氣孔的形貌，氣孔形貌由顆粒狀、網絡狀共同存在變為以網絡狀存在為主.

圖4為微觀氣孔的能譜圖. 從圖4中可以看出，無論是微觀氣孔里面還是微觀氣孔附近，都不含有Y元素. Y元素的加入，會有含Y元素的金屬間化合物出現[17]，微觀氣孔里面和附近都沒有檢測到Y元素，說明金屬液中的氣體極大可能不會依附在含Y元素的金屬間化合物上，換句話說，Y元素不是通過直接與合金熔體中的氣體作用的方法來降低合金鑄錠的孔隙率.

3? ?分析與討論

由表1可知，ZL114A合金主要含有Al元素和Si元素，還含有少量的Mg元素和Ti元素，從元素周期表中得知，Al元素為13號元素，Si元素為14號元素，Mg元素為12號元素，Ti元素為22號元素，而Y元素為39號元素，由于Y元素的原子序數大，所以Y元素的加入會使得ZL114A合金的理論密度和實際密度有少量的增加，其結果如圖1（a）所示. 鋁液中的氫以氣泡的形式析出，而自發形核十分困難[20-21]，鋁液中懸浮的氧化夾雜物表面有大量的孔洞、裂紋，并且形狀不一，氣泡很容易在這些氧化夾雜物上面形核[22]，除此之外懸浮的夾雜物還能吸附氫，制約氫氣的擴散，如果減少鋁液中的氧化夾雜物，便能減少含氫量，減少含氣量[23-28]，降低合金鑄錠的孔隙率. Y為稀土元素，與氧元素的親和能力強[29-30]，在鋁熔體中會奪走氧化夾雜物中的氧元素，形成含有Y元素的氧化物，減少熔體中的原有氧化夾雜物的數量，Y的氧化物密度比ZL114A合金熔體的密度大，在熔煉過程中會下沉到熔體底部，從而減少ZL114A合金熔體中氧化夾雜物的數量和含氣量，因此ZL114A合金的孔隙率降低，其結果如圖1（b）所示. 在ZL114A合金凝固的過程中，隨著溫度的下降，初生α-Al形核長大，溫度進一步下降，達到共晶溫度點，在枝晶間液中，共晶反應發生，共晶組織出現，Y元素的加入使得合金熔體中氧化夾雜物以及含氣量減少，在初生α-Al形核長大時，熔體中的氣體濃度不足以支持微觀氣孔的形核長大，所以直到共晶反應發生，合金熔體進一步減少，熔體中的氣體濃度進一步升高，微觀氣孔才會形核長大形成，因此，隨著Y元素的加入，氣孔所在的位置分布于整個合金基體中變為多分布于共晶區域;另一方面，氧化夾雜物的減少使得氣孔形核核心減少，氣孔的數量減少，單個氣孔的尺寸變大，因此，隨著Y元素的加入，微觀氣孔形貌由顆粒狀、網絡狀共同存在變為以網絡狀存在為主，其結果如圖2和圖3所示.

4? ?結? ?論

利用密度測量儀、SEM、EDX，研究了砂型鑄造條件下，Y元素對ZL114A合金鑄錠的孔隙率、微觀氣孔的分布以及形貌的影響，得到結論如下：

1）由于Y元素的原子序數較大，它的加入會使ZL114A合金的理論密度和實際密度都有少量的增加.

2）隨著Y元素的加入，ZL114A合金的孔隙率下降，鑄錠微觀氣孔的分布位置由分布于整個合金基體中變為多分布于共晶區域;微觀氣孔的形貌由顆粒狀、網絡狀共同存在變為以網絡狀存在為主.

3）Y元素不是通過直接與合金熔體中的氣體作用的方式來降低合金鑄錠的孔隙率和改變微觀氣孔的分布與形貌.

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