熔體急冷和鑄型溫度對(duì)ZZn Al4Y鋅合金組織均勻性和力學(xué)性能的影響

周 康 ,張 凱 ,王建華

(1.江蘇聯(lián)合學(xué)院常州鐵道分院智能制造學(xué)院,常州 213011;2.常州大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,常州 213164)

0 引言

鋅合金具有優(yōu)良鑄造性能和耐腐蝕性能以及無(wú)磁、加工無(wú)火花等優(yōu)點(diǎn),廣泛應(yīng)用于汽車、家用五金、儀器儀表等領(lǐng)域[1-3]。壓鑄鋅合金的強(qiáng)度可與鑄造鋁合金相比,耐磨性能可與軸承用青銅合金媲美,且具有成本低、加工方便的特性[4-6]。ZZn Al4Y 鋅合金是一種鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為4%的壓鑄鋅合金,主要用于汽車、摩托車、電子通信、儀表等機(jī)械零件以及玩具、飾物、餐具、鎖類等五金器件的壓鑄制備。目前,有關(guān)ZZn Al4Y鋅合金的研究主要集中在變質(zhì)處理、微合金化以及熔鑄工藝優(yōu)化方面。LIU 等[7]研究發(fā)現(xiàn),微量鍶可細(xì)化ZZn Al4Y 鋅合金共晶組織,減小共晶結(jié)構(gòu)的層間距,顯著提高合金的力學(xué)性能。LI等[8]研究發(fā)現(xiàn),隨著鋯含量的增加,ZZn Al4Y 鋅合金中共晶組織和初生η-Zn相明顯細(xì)化,綜合力學(xué)性能顯著提升。郭子輝等[9]研究發(fā)現(xiàn),鉻的加入可使ZZn Al4Y鋅合金中初生η-Zn相明顯細(xì)化且體積分?jǐn)?shù)增多。LI等[10]成功研制了ZZn Al4Y鋅合金微米級(jí)精密鑄造工藝,與常規(guī)鑄造工藝相比,該鑄造工藝具有非平衡凝固特征,晶粒明顯細(xì)化,初生相的比例增大,鑄件的力學(xué)性能提高。曹洋等[11]研究發(fā)現(xiàn),Al-5Ti-B變質(zhì)劑可有效細(xì)化ZZn Al4Y 合金晶粒尺寸,提高合金的強(qiáng)度與塑韌性。雖然微合金化和變質(zhì)處理能改善ZZn Al4Y 鋅合金的組織和力學(xué)性能,但是在優(yōu)化過(guò)程中消耗了稀有金屬元素,增加了生產(chǎn)成本,同時(shí)稀土元素存在一定的衰退特性[12]。通過(guò)優(yōu)化熔鑄工藝來(lái)提高鋅合金性能具有成本低、效率高的優(yōu)點(diǎn)。

熔體急冷的冷卻速率很高,可實(shí)現(xiàn)合金熔體的快速形核與生長(zhǎng),明顯細(xì)化合金凝固組織并使組織均勻性提高[13-14]。然而目前,未發(fā)現(xiàn)有關(guān)熔體急冷對(duì)ZZn Al4Y 鋅合金組織均勻性和力學(xué)性能影響的研究報(bào)道。為此,作者采用低溫銅管對(duì)鋅合金熔體進(jìn)行急冷并控制金屬鑄型溫度,研究了不同鑄型溫度下熔體急冷熔鑄工藝制備得到ZZn Al4Y 合金的顯微組織與力學(xué)性能,并與常規(guī)熔鑄工藝制備得到ZZn Al4Y合金進(jìn)行對(duì)比,以期為高質(zhì)量ZZn Al4Y鋅合金的制備提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料包括純度99.995%的0號(hào)鋅錠(株洲冶煉集團(tuán)有限公司生產(chǎn))、純度99.7%的A-00鋁錠(上海旗晨實(shí)業(yè)有限公司生產(chǎn))和純度99.95%的1號(hào)鎂錠(山東力昂新材料科技有限公司生產(chǎn))。根據(jù)ZZn Al4Y鋅合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)4.1% Al,0.05% Mg,余鋅)進(jìn)行配料。參考文獻(xiàn)[13-14],創(chuàng)新地提出了將鋅合金熔體流經(jīng)低溫銅管進(jìn)行急冷,再將急冷合金熔體澆注到一定溫度的金屬鑄型中凝固的熔體急冷熔鑄工藝。采用未熔體急冷的常規(guī)熔鑄工藝和熔體急冷熔鑄工藝制備合金試樣。常規(guī)熔鑄工藝如下:將配制好的原料放入坩堝中,在680℃的S62-5-10型電阻爐中熔煉并澆注得到ZZn Al4Y鋅合金錠;將合金錠置于坩堝中并放入電阻爐中進(jìn)行再次加熱,熔煉溫度為680℃,待完全熔化后用石英棒充分?jǐn)嚢?防止成分偏析,并采用六氯乙烷對(duì)合金液進(jìn)行精煉;將合金液溫度降至620℃保溫靜置30 min,然后澆鑄到溫度分別為室溫(25℃)以及200,250,300,350℃金屬鑄型中,鑄型內(nèi)腔尺寸分別為?12 mm×150 mm 和?30 mm×50 mm。在熔體急冷熔鑄過(guò)程中,將鋅合金液流經(jīng)傾斜30°放置的內(nèi)腔尺寸為?30 mm×500 mm 的低溫銅管(在液氮環(huán)境中預(yù)冷至-120℃),然后分別澆注到不同溫度金屬鑄型中,得到所需的合金試樣。

由于圓棒試樣的冷卻方向主要是徑向,最終得到的凝固組織是接近等軸晶的組織,距底端10 mm以上的縱向凝固組織與橫向凝固組織相似,且不同高度處的凝固組織也相似,因此僅對(duì)距底端10 mm處的橫向組織進(jìn)行觀察。在距試樣(尺寸?30 mm×50 mm)底端10 mm 的表面、1/2半徑處和中心切取試樣,經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后,采用體積分?jǐn)?shù)1%硝酸乙醇溶液腐蝕,用DMI3000M 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。將尺寸為?12 mm×150 mm 的試樣加工成如圖1所示的拉伸試樣和尺寸為?12 mm×55 mm 的沖擊試樣,分別按照GB/T 228.1—2010和GB/T 229—2020,采用INSTRON 5967型萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)和JB-300B型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)和室溫沖擊試驗(yàn),拉伸試驗(yàn)的拉伸速度為2 mm·min-1,測(cè)3次取平均值。采用JEOL-6510型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Size of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)組織均勻性的影響

由圖2可以看出,采用常規(guī)熔鑄工藝、室溫金屬鑄型凝固的ZZn Al4Y鋅合金的組織主要由初生η相以及β相和η相組成的共晶組織構(gòu)成[15],其中初生η相主要以樹枝晶形式存在。試樣中心的初生η相樹枝晶較粗大,1/2半徑處的樹枝晶比較細(xì)小,而表面處的樹枝晶最細(xì)小?？芍?試樣不同部位凝固組織中的初生η相樹枝晶粗細(xì)不均勻,組織均勻性很差。

圖2 常規(guī)熔鑄工藝下室溫金屬鑄型凝固ZZnAl4Y鋅合金試樣不同位置的顯微組織Fig.2 Microstructures at different positions of ZZnAl4Y zinc alloy sample solidified in room temperature metal mold under conventional melting casting process：(a)center；(b)1/2 radius and(c)surface

由圖3可見(jiàn):在常規(guī)熔鑄工藝下,與室溫金屬鑄型凝固相比,當(dāng)鑄型溫度為200℃時(shí),試樣表面初生η相的樹枝晶特征明顯減輕,主要以細(xì)小樹枝晶和顆粒狀存在;1/2半徑處樹枝狀初生η相減少,顆粒狀η相增多且其尺寸稍有增大;試樣中心的樹枝狀η相基本消失,η相以粗大顆粒狀存在。200℃金屬鑄型凝固組織中初生η相的圓整度和均勻性有所改善。當(dāng)鑄型溫度升高至250℃時(shí),除了初生η相尺寸稍有增加外,試樣不同位置的初生η相的形態(tài)和尺寸均勻性與200℃金屬鑄型凝固組織相似。當(dāng)鑄型溫度升高至300℃時(shí),合金試樣不同位置的初生η相均以顆粒狀存在,初生η相的圓整度和尺寸均勻性得到顯著改善。當(dāng)鑄型溫度提高至350℃時(shí),顆粒狀初生η相尺寸明顯增加,組織均勻性仍較好。

圖3 常規(guī)熔鑄工藝下不同溫度金屬鑄型凝固ZZnAl4Y鋅合金試樣不同位置的顯微組織Fig.3 Microstructures at different positions of ZZnAl4Y zinc alloy sample solidified in metal mold at different temperatures under conventional melting casting process：(a，d，g，j)center；(b，e，h，k)1/2 radius and(c，f，i，l)surface

由圖4 結(jié)合圖2 和圖3 可知,熔體急 冷后ZZnAl4Y鋅合金組織中的初生η相得到明顯細(xì)化。室溫金屬鑄型凝固試樣表面的初生η相為非常細(xì)小的樹枝晶,1/2半徑處和中心的初生η相主要以細(xì)小顆粒狀存在,樹枝狀η相很少,組織均勻性較差。200℃金屬鑄型凝固試樣表面的初生η相以樹枝狀和顆粒狀2種形式存在,其尺寸比室溫金屬鑄型凝固組織明顯增大;與室溫金屬型鑄造相同部位的凝固組織相比,1/2半徑處初生η相形態(tài)變化不大,而中心的初生η相以顆粒狀存在,尺寸都有所增加。當(dāng)鑄型溫度升高至250℃時(shí),除了試樣表面初生η相以樹枝狀和顆粒狀2種形式存在外,1/2半徑處和中心的初生η相均以顆粒狀存在,不同部位初生η相的圓整度和尺寸均勻性得到明顯改善。當(dāng)鑄型溫度提高至300℃時(shí),試樣表面、1/2半徑處和中心的初生η相均以顆粒狀存在,表面初生η相尺寸明顯大于鑄型溫度為200℃和250℃時(shí)試樣表面初生η相的尺寸,不同部位的合金組織相似。當(dāng)鑄型溫度進(jìn)一步提高至350℃時(shí),雖然試樣不同部位的組織一致性良好,但是初生η相發(fā)生粗化,且其顆粒圓整度變差。對(duì)比可知,熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固的ZZnAl4Y 鋅合金中的初生η相較細(xì)小,組織均勻性較好。

圖4 熔體急冷熔鑄工藝下不同溫度金屬鑄型凝固ZZnAl4Y鋅合金試樣不同位置的顯微組織Fig.4 Microstructures at different positions of ZZnAl4Y zinc alloy sample solidified in metal mold at different temperatures under melt quenching melting casting process：(a，d，g，j，m)center；(b，e，h，k，n)1/2 radius and(c，f，i，l，o)surface

ZZn Al4Y鋅合金的組織均勻性可采用組織中初生η相的表面形狀因子φ來(lái)表征。φ取值在0～1,越趨近于1,表示初生η相的形狀越趨近于圓形。φ的具體表達(dá)式[16]為

式中:A為初生η相的投影面積;Prough為初生η相投影的周長(zhǎng)。

由表1可知:隨著鑄型溫度的升高,不同熔鑄工藝下ZZn Al4Y 鋅合金試樣不同位置的初生η相表面形狀因子均先增大后減小,標(biāo)準(zhǔn)差先減小后增大;熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固合金試樣的初生η相的表面形狀因子最大,相對(duì)應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)差最小,說(shuō)明此時(shí)初生η相的圓整度最好,組織均勻性最佳。

表1 不同工藝下ZZnAl4Y鋅合金試樣不同位置初生η相的表面形狀因子Table 1 Surface shape factors of primaryηphase in different positions of ZZnAl4Y zinc alloy samples under different processes

在常規(guī)熔鑄工藝下,當(dāng)鑄型溫度為室溫時(shí),由于熔體與鑄型的溫差很大,試樣徑向不同部位的凝固速率差異巨大:表面熔體過(guò)冷度很大,合金凝固時(shí)因成分過(guò)冷而形成發(fā)達(dá)的樹枝狀初生η相[17];中心熔體過(guò)冷度較小,因成分過(guò)冷減輕而形成較粗大的樹枝狀η相。此時(shí),合金的組織均勻性很差。當(dāng)鑄型溫度為200～250℃時(shí),由于熔體與鑄型的溫差減小,徑向不同部位凝固速率的差異減小:試樣表面熔體的過(guò)冷度減小,因成分過(guò)冷減輕而形成樹枝狀特征較弱的初生η相;中心熔體過(guò)冷度繼續(xù)減小,成分過(guò)冷消除,凝固時(shí)間延長(zhǎng),在表面自由能最低的驅(qū)動(dòng)下組織中形成顆粒狀的初生η相。此時(shí),合金的組織均勻性得到一定改善。當(dāng)鑄型溫度為300℃時(shí),熔體與鑄型之間的溫差明顯減小,徑向不同部位凝固速率的差異明顯縮小;由于各部位冷卻速率和凝固速率都很小,且不存在成分過(guò)冷現(xiàn)象,因此在表面自由能最低的驅(qū)動(dòng)下,試樣徑向不同部位都能形成圓整度高的顆粒狀初生η相,合金的組織均勻性得到顯著改善。但是,當(dāng)鑄型溫度提高到350℃時(shí),初生η相的生長(zhǎng)速率太慢,不同晶面表面能的差異造成該相發(fā)生選擇性長(zhǎng)大,其球狀形態(tài)變差,形狀因子減小,組織均勻性降低。

在熔體急冷熔鑄工藝中,鋅合金液在流動(dòng)中與低溫銅管發(fā)生接觸,二者通過(guò)熱對(duì)流進(jìn)行瞬時(shí)動(dòng)態(tài)的熱交換,低溫銅管對(duì)熔體起到急冷作用,從而產(chǎn)生很大的過(guò)冷度。當(dāng)過(guò)冷熔體澆注到金屬鑄型中時(shí),將會(huì)產(chǎn)生更大的過(guò)冷度,從而大幅度增加初生相的有效形核核心數(shù)量,并抑制其生長(zhǎng)過(guò)程,最終導(dǎo)致合金凝固組織的細(xì)化。當(dāng)急冷后的合金熔體在室溫金屬鑄型中凝固時(shí),熔體表面過(guò)冷度較大,凝固時(shí)形成非常細(xì)小的樹枝狀初生η相;1/2半徑處和中心的過(guò)冷度較小,形成較細(xì)的顆粒狀初生η相。此時(shí),合金的組織均勻性仍然較差。當(dāng)鑄型溫度為200～250℃時(shí),急冷熔體與鑄型溫差明顯減小,熔體表面的過(guò)冷度明顯減小,形成近似顆粒狀的初生η相。與前述原因相似,在試樣1/2半徑處和中心形成的仍是尺寸較大的顆粒狀初生η相。在熔體急冷的作用下,初生η相的均勻性得到較大改善。當(dāng)鑄型溫度為300℃時(shí),急冷熔體與鑄型之間的溫差進(jìn)一步減小,熔體中心到表面的溫度梯度很小,不同位置的凝固速率差異很小,均形成了圓整度高的顆粒狀初生η相,合金的組織均勻性很好。但是,當(dāng)鑄型溫度繼續(xù)升高到350℃時(shí),選擇性長(zhǎng)大使初生η相的圓整度下降,徑向不同部位的組織均勻性下降。由于低溫銅管的熱容量有限,其與鋅合金液熱交換的強(qiáng)度隨澆注過(guò)程的進(jìn)行迅速衰減,對(duì)于稍大的鑄件或澆注時(shí)間較長(zhǎng)的鑄件將難以達(dá)到持續(xù)穩(wěn)定的預(yù)期效果。為了保證處理效果和推廣應(yīng)用,需要設(shè)計(jì)連續(xù)冷卻裝置以維持低溫銅管的溫度,保持其對(duì)合金熔體的急冷能力。

2.2 對(duì)力學(xué)性能的影響

由表2可以看出:隨著鑄型溫度的升高,常規(guī)熔鑄工藝和熔體急冷熔鑄工藝下ZZn Al4Y 鋅合金的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和沖擊吸收功基本呈先升高后降低的趨勢(shì),均在鑄型溫度為300℃時(shí),綜合力學(xué)性能最好;相同鑄型溫度下,熔體急冷熔鑄合金的力學(xué)性能優(yōu)于常規(guī)熔鑄工藝,與常規(guī)熔鑄工藝下室溫金屬鑄型凝固合金相比,熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固合金的抗拉強(qiáng)度提高了33.9%,斷后伸長(zhǎng)率提高了320%,沖擊吸收功提高了21.7%。熔體急冷熔鑄ZZn Al4Y 鋅合金綜合力學(xué)性能的提高可歸因于組織中初生η相由粗大樹枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀以及不同部位初生η相的均勻性得到明顯改善。

表2 不同工藝下ZZnAl4Y鋅合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of ZZnAl4Y zinc alloy under different processes

由圖5可以看出:常規(guī)熔鑄工藝下室溫金屬鑄型凝固ZZn Al4Y 鋅合金試樣的拉伸斷口呈現(xiàn)解理斷裂特征,解理面非常粗大,韌窩數(shù)量很少,合金發(fā)生脆性斷裂;當(dāng)鑄型溫度為300℃時(shí),采用熔體急冷熔鑄工藝制備的ZZn Al4Y 鋅合金試樣的拉伸斷口中存在許多細(xì)小的韌窩,雖然也存在較多的解理面但是其尺寸比較細(xì)小,合金呈現(xiàn)韌性斷裂特征,該工藝下合金具有較好的綜合力學(xué)性能。

圖5 常規(guī)熔鑄工藝下室溫金屬鑄型以及熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固的ZZnAl4Y鋅合金拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphology of ZZnAl4Y zinc alloy solidified in metal mold at room temperatures under conventional melting casting process(a)and in metal mold at 300℃under melt quenching melting casting process(b)

3 結(jié)論

(1)與常規(guī)熔鑄工藝相比,熔體急冷使ZZn Al4Y鋅合金組織中初生η相的圓整度增大,組織均勻性增加。隨著鑄型溫度的升高,不同熔鑄工藝下合金初生η相的圓整度先增大后減小,組織均勻性先變好再變差。熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固合金的初生η相的圓整度最好,組織均勻性最佳。

(2)與常規(guī)熔鑄工藝下室溫金屬鑄型凝固ZZn Al4Y鋅合金相比,熔體急冷熔鑄工藝下300℃金屬鑄型凝固ZZn Al4Y鋅合金的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和沖擊吸收功分別提高了33.9%,320%,21.7%,斷裂類型為韌性斷裂。