超聲振動(dòng)和微量Sr+Sc對A380合金組織的影響及作用機(jī)理

雷吉平，余劍武，羅 紅，陳健美，李 偉，李承波

(1.湖南大學(xué) 汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410082；2.湖南涉外經(jīng)濟(jì)學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，長沙 410205;3.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

A380合金具有比強(qiáng)度高、力學(xué)性能良好、強(qiáng)耐腐蝕性能及優(yōu)良的鑄造性能等特性，廣泛應(yīng)用于汽車、航空等領(lǐng)域。但粗大的樹枝狀晶與板狀或塊狀的初晶Si相或共晶Si相在A380合金中形成，改變了α-Al相基體的連續(xù)性，使A380合金的硬度、強(qiáng)度和塑性等力學(xué)性能及加工性能惡化，很難擴(kuò)展A380合金的應(yīng)用范圍；因此，對合金中的樹枝狀晶相與初晶Si相或共晶Si相進(jìn)行變質(zhì)細(xì)化處理非常必要[1-2]。目前，鍶(Sr)是已被證明對Al-Si合金中的樹枝狀晶與初晶Si相或共晶Si具有良好的變質(zhì)作用，且環(huán)保、優(yōu)質(zhì)(較好的重熔性和在熔體存在時(shí)間長)，為國內(nèi)外應(yīng)用較廣泛的變質(zhì)劑之一。蘇蕙[3]發(fā)現(xiàn)：鑄態(tài)下Sr-Y復(fù)合變質(zhì)Si相呈非常細(xì)小的粒狀或細(xì)片狀，與單獨(dú) Sr變質(zhì)相比，顆粒要更加細(xì)小，而且不存在粗大片狀共晶Si，變質(zhì)均勻徹底。經(jīng)T6熱處理后，共晶Si大部分呈圓整顆粒狀存在，且顆粒更加細(xì)小，同時(shí)不存在長條狀共晶Si，?；腟i晶體圓整度和均勻性均得到提高，球狀共晶Si增多。蔡郭生等[4]研究Sr變質(zhì)ZL102合金時(shí)發(fā)現(xiàn)：隨Sr加入量的增加，共晶Si的形貌由片狀變?yōu)獒樒瑺罴永w維狀，最后為細(xì)小纖維狀。Sr加入量0.05%時(shí)變質(zhì)效果最佳，共晶Si呈細(xì)小纖維狀，α-Al呈細(xì)小短棒狀，抗拉強(qiáng)度為218.5 MPa，伸長率為2.80%。鈧(Sc)是近年來發(fā)現(xiàn)對鋁合金較好的變質(zhì)劑，根據(jù)Al-Sc二元相圖，添加Sc的鋁合金在凝固過程中的共晶反應(yīng)生成細(xì)小Al3Sc質(zhì)點(diǎn)，促進(jìn)了非均質(zhì)形核的產(chǎn)生，晶粒得到細(xì)化，形成了細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化，促進(jìn)了合金力學(xué)性能的提高[5]。郭晶[6]在過共晶Al-18%Si合金中同時(shí)添加兩種合金化元素Bi和Sc，由于Bi和Sc分別變質(zhì)、細(xì)化共晶Si和α-Al枝晶，故復(fù)合變質(zhì)可以達(dá)到有效疊加變質(zhì)互補(bǔ)的效果，合金組織細(xì)小致密，粗大的α-Al枝晶消失，共晶硅變細(xì)變短，抗拉強(qiáng)度提高了17.3%，延伸率提高了157.1%。張?zhí)K[7]研究La、RE、Sc變質(zhì)細(xì)化A356合金發(fā)現(xiàn)：加入適量的La、RE和Sc后，A356合金組織中粗大的層片狀共晶Si逐漸變質(zhì)為顆粒狀或蠕點(diǎn)狀，且彌散、均勻地分布在α-Al相的晶界處；大部分α-Al相也細(xì)化為球狀晶，樹枝晶減少。當(dāng)Sc變質(zhì)A356合金添加0.6%最佳，變質(zhì)后強(qiáng)度提髙了106.9%，延伸率提高了450%，硬度提高了8.2%。潘海成[8]研究微量Sc-Zr復(fù)合對Al-Fe合金變質(zhì)時(shí)發(fā)現(xiàn)：在到Al-Fe合金中同時(shí)添加微量元素Sc、Zr可使合金中的初生Al3Fe相由粗長塊狀或針片狀A(yù)l3Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)短的針片狀或顆粒狀，同時(shí)細(xì)化了合金中的其他組織且整體分布更加均勻，顯著提高了合金的強(qiáng)度和塑性。

同樣，研究表明鋁熔體經(jīng)過超聲外場處理后晶粒組織由粗大樹枝狀晶向細(xì)小等軸晶轉(zhuǎn)變。Puga等[9]研究了對Al-Si-Cu合金導(dǎo)入超聲波振動(dòng)可使合金中α-Al相球化和使共晶Si相細(xì)化成點(diǎn)碎狀，氣孔率下降明顯，合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率顯著提升。李瑞卿等[10]在7085鋁合金凝固過程中施加超聲波振動(dòng)外場的研究中發(fā)現(xiàn)，超聲波振動(dòng)能促使合金中晶粒從樹枝狀晶形貌變?yōu)榈容S狀晶，晶粒尺寸明顯細(xì)化且均勻分布，平均晶粒大小由 661 μm細(xì)化至182 μm。Khalifa等[11]在研究ADC12合金時(shí)添加超聲波振動(dòng)外場，發(fā)現(xiàn)超聲波振動(dòng)使含F(xiàn)e中間化合物尺寸形貌更加細(xì)小并均勻彌散分布，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提高4.56%和62.5%。Zhang等[12]通過數(shù)值模擬超聲波振動(dòng)加工鋁基復(fù)合材料時(shí)發(fā)現(xiàn)讓納米陶瓷顆?？焖倬鶆虻貜浬⒌胶辖鹬械淖顑?yōu)工藝條件是：超聲振動(dòng)功率2 kW、頻率20 kHz、工具桿直入熔體深度20～30 mm、振動(dòng)時(shí)間120 s。Song等[13]數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證在超聲波空化加工鎂基納米復(fù)合材料的微結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能獲得明顯改善。蔣日鵬[14]在總結(jié)超聲場對鋁合金熔體凝固過程的作用機(jī)理時(shí)發(fā)現(xiàn)：在結(jié)晶溫度區(qū)域，超聲振動(dòng)通過空化效應(yīng)與壓力過冷、異質(zhì)活化提高形核率，從而細(xì)化鑄錠晶粒；在固液相共存溫度區(qū)域，超聲振動(dòng)通過諧振效應(yīng)，抑制晶體生長速度，實(shí)現(xiàn)鑄錠晶粒的細(xì)化。

但目前對添加Sr+Sc和超聲振動(dòng)協(xié)同對鋁合金的變質(zhì)行為少有研究。本論文研究了不同Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)和超聲振動(dòng)協(xié)同對A380合金在微觀組織和力學(xué)性能的影響，對其作用機(jī)制進(jìn)行了模擬，對其作用機(jī)理進(jìn)行了分析。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料A380合金，其成分為：Al-9.25%Si-3.12%Cu-0.58%Fe，采用工業(yè)純鋁Al(99.88%)、硅Si(99.98%)、銅Cu(99.98%)、Al-8Fe、Al-3Sc和Al-5Sr中間合金熔煉配制而成，(合金中添加Sr+Sc的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.05%+0.10%、0.10%+0.20%、0.15%+030%、0.20%+0.40%、0.25%+0.50%)，熔煉設(shè)備為100 kg熔鋁爐，在750 ℃進(jìn)行熔煉，對熔體合金進(jìn)行排氣、精煉、扒渣，降溫到720 ℃靜置20 min，冷卻到640 ℃，將工具桿直入A380熔體約20 mm深，施加超聲波振動(dòng)攪拌100 s；超聲波電源為全自動(dòng)數(shù)顯調(diào)頻超聲波發(fā)生器(型號(hào)為USC-351C)，其最大功率為1 kW，頻率為33～36 kHz；超聲波振動(dòng)系統(tǒng)還包含換能器和變幅桿及工具頭；將熔體澆注入已預(yù)熱到500 ℃的標(biāo)準(zhǔn)試樣鋼模中，鑄造試樣的規(guī)格：Φ15×180 mm，在室溫冷卻后取出試樣。如圖1所示。

圖1 試驗(yàn)設(shè)備原理圖Fig.1 Schematic diagram of test equipment

根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)將鑄造試樣加工成Φ10 mm的拉伸試樣，在室溫條件下利用微機(jī)控制的材料拉伸試驗(yàn)機(jī)(型號(hào)為KKQL-300)以0.5 mm/min的拉伸速率進(jìn)行拉伸驗(yàn)證；金相試樣在鑄造試棒中部截取，尺寸為Φ5×20 mm，經(jīng)砂紙研磨、拋光和腐蝕及吹干后，在顯微鏡(型號(hào)為Leica DwIL LED)下觀察顯微組織；合金的硬度通過數(shù)顯顯微硬度計(jì)(型號(hào)為HVS-1000)測量；合金中相的組成元素由掃描電鏡(型號(hào)為EVO MAI10ZEISS)檢測；合金的納米組織通過透射顯微電子電鏡(型號(hào)為Tecnai G2FA20)來觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 性能

2.1.1 硬度

圖2為不同Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)與超聲振動(dòng)協(xié)同作用下對A380合金硬度的影響(其中Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0時(shí)不直入超聲振動(dòng)，當(dāng)添加Sr+Sc同時(shí)直入超聲振動(dòng)，下同)。從圖中可以看出，當(dāng)添加Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)的提高，A380合金的硬度先提高后降低，當(dāng)添加Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)硬度值達(dá)到最大。A380合金在未添加Sr+Sc和超聲振動(dòng)的合金的原始硬度為88BHN,添加0.15%Sr+0.3%Sc和超聲振動(dòng)的增加至113BHN，硬度提高28.4%，添加0.2%Sr+0.4%Sc和超聲振動(dòng)后硬度逐漸下降。

圖2 超聲振動(dòng)與微量Sr+Sc對A380合金硬度的影響Fig.2 The influence of the trace Sr+Sc and UV on the hardness of A380 alloy

2.1.2 拉伸性能

圖3為不同Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)與超聲振動(dòng)協(xié)同對A380合金拉伸性能的影響。從圖中可以看出，當(dāng)添加Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，強(qiáng)度先增加后降低，在0.2%Sr+0.4%Sc時(shí)強(qiáng)度最大。伸長率也是當(dāng)添加Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)的提高先變大后降低，在0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)伸長率到達(dá)最大。添加微量Sr+Sc和超聲振動(dòng)的合金抗拉強(qiáng)度和伸長率與未添加微量Sr+Sc和超聲振動(dòng)的合金相比均得到提高。在A380合金添加0.2%Sr+0.4%Sc時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的改善最佳，與未添加Sr+Sc元素的相比，分別從227 MPa和154 MPa提高到302 MPa和272 MPa，分別提高了33%和74.8%。A380合金添加0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)伸長率的改善最佳，與未添加Sr+Sc元素的相比，分別從2.2%提高到4.7%，提高了113.6%。

圖3 超聲振動(dòng)與微量Sr+Sc對A380合金拉伸性能的影響Fig.3 The influence of the trace Sr+Sc and UV on the tensile properties of A380 alloy

2.2 顯微組織分析

圖4為不同Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)與超聲振動(dòng)協(xié)同作用的A380合金微觀組織。合金中未添加Sr+Sc與超聲振動(dòng)時(shí)，如圖4(a)所示，初生α-Al相呈粗大樹枝晶狀，二次枝晶多為薔薇狀、板狀或塊狀顆粒，晶粒形貌尺寸相差較大，晶間發(fā)現(xiàn)一些連續(xù)的第二相與晶內(nèi)第二相，晶界處看到許多的不平衡共晶組織。隨Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，初生α-Al相的形貌和大小變質(zhì)顯著，一次晶晶粒數(shù)量明顯增多，二次枝晶晶粒間距發(fā)現(xiàn)變小減慢，還發(fā)現(xiàn)不少的薔薇狀α-Al相，且α-Al相有逐漸球化的趨勢。圖4(c)為添加0.1%Sr+0.2%Sc時(shí)，試樣中α-Al 相晶粒明顯球化圓潤，共晶Si相與中間化合物相晶粒細(xì)化顯著，但晶界較寬。圖4(d)為添加0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)，試樣中α-Al相晶粒球化充分，共晶Si相與中間化合物相晶粒更加細(xì)小，分布彌散均勻，晶粒之間發(fā)現(xiàn)明顯的第二相與晶內(nèi)第二相，晶粒尺寸細(xì)化最好，顯微組織最佳。當(dāng)添加0.2%Sr+0.4%Sc后，圖4(e)和(f)可以看出，試樣中α-Al相晶粒開始出現(xiàn)兩極分化狀況，晶界變得寬大，可看到第二相，而共晶Si相與中間化合物相晶粒間出現(xiàn)搭接、擴(kuò)展、抱團(tuán)現(xiàn)象，晶粒大小逐漸增加。為了能夠準(zhǔn)確地對比不同Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)和超聲波振動(dòng)協(xié)同作用的A380合金初生α-Al相尺寸的大小，通過Image-pro plus6.0軟件對A380合金顯微組織中平均晶粒的尺寸和形狀因子進(jìn)行了定量分析，如圖5所示。

由圖5可知，當(dāng)添加Sr+Sc質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，晶粒尺寸先減小后增加。合金中未添加Sr+Sc時(shí)，晶粒尺寸最大，約為86 μm，當(dāng)添加0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)，晶粒尺寸最小，約為27 μm，形狀因子最大，為0.8，這是由于添加微量Sr和Sc元素后，與超聲振動(dòng)的空化與聲流效應(yīng)協(xié)同作用下細(xì)化了共晶Si相、也球化了α-Al相的效果；當(dāng)添加0.2%Sr+0.4%Sc和0.25%Sr+0.5%Sc時(shí)，晶粒尺寸有所增加，分別增加了7 μm和19 μm，形狀因子變小，這是由于添加微量Sr和Sc元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加引起Sr和Sc元素富集，與超聲振動(dòng)的空化與聲流效應(yīng)時(shí)間加長引起的熱效應(yīng)共同作用下融合了細(xì)化了共晶Si相與球化了的α-Al相的效果，促進(jìn)了晶粒間粘結(jié)且有棱角，出現(xiàn)惡化趨勢。

(a) Sr+Sc-free (b)Sr0.05%+Sc0.1% (c) Sr0.1%+Sc0.2% (d) Sr0.15%+Sc0.3% (e)Sr0.2%+Sc0.4% (f) Sr0.25%+Sc0.5%

圖4 超聲振動(dòng)與不同微量Sr+Sc的A380合金微觀組織
Fig.4 Microstructure of A380 alloys with different trace Sr+Sc and UV

圖5 超聲振動(dòng)與微量Sr+Sc對晶粒尺寸與形狀因子的影響Fig.5 Effect of the trace Sr+Sc and UV on the grain size and the form factor

圖6為A380鋁合金的TEM照片。從圖6中可以看出，試樣基體內(nèi)出現(xiàn)馬蹄狀的粒子，該粒子在基體內(nèi)形貌細(xì)微，分布均勻彌散，尺寸大小約為20 nm，從相應(yīng)的<001>衍射斑點(diǎn)可以發(fā)現(xiàn)：彌散粒子與合金基體的共格關(guān)系良好。這些彌散粒子為Al3(Sc,Sr)，鑲嵌在合金基體中具有很好的強(qiáng)化效果。

圖6 A380鋁合金的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM of A380 alloys

3 分析討論

A380合金作為使用最為廣泛的壓鑄用鋁合金，主要是因?yàn)槠銼i含量較高在液態(tài)時(shí)流動(dòng)性較好，但合金中的共晶Si呈粗大的板條狀，割裂了α-Al基體，惡化材料的力學(xué)性能，降低了合金的強(qiáng)度和韌性，限制了其應(yīng)用范圍。本論文實(shí)驗(yàn)在A380合金中添加微量Sr和Sc元素后，與超聲振動(dòng)協(xié)同作用下使共晶Si細(xì)化呈細(xì)小的短簇狀、α-Al得到球化，提高合金的綜合性能，特別是塑韌性大幅度提高；而超聲振動(dòng)作用于鋁合金熔體組織的機(jī)制機(jī)理主要是由超聲空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)等引起的細(xì)晶強(qiáng)化效果，但合金熔體在凝固過程中的高溫與不可觀察等原因缺乏最直接的實(shí)驗(yàn)證據(jù)，本論文利用ANSYS FLUENT軟件對A380合金直入超聲振動(dòng)與添加微量納米Sr和Sc元素過程進(jìn)行仿真，考察添加超聲波振動(dòng)和微量Sr+Sc對A380合金的顯微組織的影響和作用機(jī)理。

3.1 A380合金熔體中超聲空化場的仿真

3.1.1 建立超聲波振動(dòng)的有限元模型

用ANSYS FLUENT軟件建立了傳統(tǒng)計(jì)算的二維模型，該模型用Quad4單元?jiǎng)澐志W(wǎng)格和求解。為了減小計(jì)算負(fù)荷，在本論文中坩堝的幾何模型按其的實(shí)際幾何模型進(jìn)行了縮小，坩堝的幾何參數(shù)為直徑為150 mm，高度為200 mm，超聲波變幅桿直徑為40 mm。

3.1.2 建立和求解數(shù)學(xué)模型

為了便于計(jì)算,本文提出了以下假設(shè)：①整個(gè)仿真系統(tǒng)絕熱和沒有考慮熱對流；②A380合金熔體是一個(gè)不可壓縮非牛頓流體；③溫度變化對熔體的密度的影響被忽視；④崩潰所產(chǎn)生的射流空化氣泡被忽視⑤添加Sr+Sc為納米顆粒。假設(shè)以線性波傳播而剪切力不考慮，聲壓可以通過求解式(1)波動(dòng)方程獲得

(1)

式中：ρ是鋁合金熔體的密度，kg/m3;c是超聲波的在熔體中的傳播速度，m/s;p為聲壓，Pa。

為了研究超聲波處理金屬熔體后納米顆粒的分布，采用歐拉法，用ANSYS FLUENT中使用標(biāo)準(zhǔn)k-ε模型的空化效應(yīng)，其流場的質(zhì)量守恒方程和動(dòng)量守恒方程為[15]

質(zhì)量守恒方程

(2)

動(dòng)量守恒方程

(3)

在湍動(dòng)能K方程的基礎(chǔ)上，引入一個(gè)湍動(dòng)耗散率ε的方程，形成了標(biāo)準(zhǔn)k-ε模型。標(biāo)準(zhǔn)k-ε模型假設(shè)湍流黏性和湍動(dòng)能及耗散率有關(guān)。標(biāo)準(zhǔn)k-ε模型的輸運(yùn)方程為

(4)

假設(shè)液體是不可壓縮的，由運(yùn)動(dòng)方程、波動(dòng)方程和空泡表面邊界條件，可求得氣泡運(yùn)動(dòng)遵循的生長模型[16-17]

(5)

式中：R和R0分別為氣泡的瞬時(shí)半徑和初始半徑；P0、Pv和Pmsinωt分別是空化氣泡的靜壓力、蒸汽壓和聲壓；σ是表面張力。

通過以上超聲場-流固耦合方程進(jìn)行有限元模擬仿真，結(jié)果見圖7。圖7(a)是超聲振動(dòng)下的金屬顆粒運(yùn)動(dòng)軌跡及駐留時(shí)間，靠近工具頭底部的鋁合金熔體攪拌效果較好，駐留時(shí)間非常短，說明超聲振動(dòng)對Sr+Sc在鋁合金熔體的分散性有較好的影響。圖7(b)為超聲振動(dòng)鋁合金熔體流場分布特征，當(dāng)超聲場導(dǎo)入鋁合金熔體中時(shí)，工具頭端面下方產(chǎn)生了較強(qiáng)的沖擊流和湍流動(dòng)能，并配合澆注口流體流動(dòng)的協(xié)同作用，Sr+Sc為納米顆粒在超聲振動(dòng)的驅(qū)動(dòng)下其流動(dòng)性得到了顯著增強(qiáng)，最大流速達(dá)到0.54 m/s[18]，在極大程度上促進(jìn)了熔體內(nèi)部的傳熱與傳質(zhì)，這對熔質(zhì)元素的偏析的改善、二次枝晶根部的熔斷加速、細(xì)化晶粒均非常有效。圖 7(c)、(d)所示為A380合金熔體中超聲波振動(dòng)聲壓靜態(tài)壓力和動(dòng)態(tài)壓力幅值仿真分布圖。由圖發(fā)現(xiàn)工具頭輻射端面附近為聲壓較大，波動(dòng)較快，沿工具頭端面向下方向聲壓幅值快速衰減。工具頭側(cè)面也發(fā)現(xiàn)聲壓輻射現(xiàn)象，但相對端面區(qū)域聲壓幅值低，面積也較小。當(dāng)超聲波振動(dòng)引起的熔體壓力要超過一定的空化閾值時(shí)就會(huì)引發(fā)超聲波空化效應(yīng)，而空化閾值與熔體、熔體的溫度、熔體的壓力狀態(tài)、熔體的含氣量及空化核的大小和分布等因素密切相關(guān)。根據(jù)文獻(xiàn)研究[19-20]，在7050鋁合金熔體在700 ℃時(shí)添加超聲波振動(dòng)產(chǎn)生的空化閾值約為1.1 MPa。而根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)[21]計(jì)算本實(shí)驗(yàn)空化氣泡破滅能產(chǎn)生的最大壓強(qiáng)為2.8 GPa，如此大的壓強(qiáng)能將即能促進(jìn)熔體過冷提高形核率，又能迅速破碎枝晶，達(dá)到晶粒細(xì)化的效果。

3.2 超聲振動(dòng)的作用機(jī)制機(jī)理探討

結(jié)合圖7的分析和已出版的文獻(xiàn)研究成果，對超聲波空化效應(yīng)、聲流效應(yīng)、壓力場等的耦合效應(yīng)對A380合金凝固過程的引導(dǎo)作用進(jìn)行了探討，本試驗(yàn)研究中，超聲振動(dòng)對添加Sr+Sc后的A380合金凝固過程細(xì)化晶粒的機(jī)制和機(jī)理表現(xiàn)為：①超聲波聲流效應(yīng)所產(chǎn)生的湍流加強(qiáng)鋁合金熔體的隨機(jī)流動(dòng)，加速Sr和Sc納米顆粒的均勻分散與分布，強(qiáng)烈的湍流作用可以抑制枝晶臂的快速生長，使二次枝晶臂的熔斷加快，降低短枝晶臂晶體二次分支，促進(jìn)其完全融合或合并生長，實(shí)現(xiàn)柱狀晶轉(zhuǎn)變成等軸晶，圖4(d)的SEM顯微組織也說明了超聲作用下的晶粒細(xì)化效果很好；②高頻超聲波振動(dòng)的作用促進(jìn)合金熔體中游移的空化氣泡不斷產(chǎn)生、拉伸膨脹、壓縮收縮和崩潰爆裂后，空化氣泡潰滅爆裂會(huì)產(chǎn)生微激波，局部形成很大的壓強(qiáng)，連續(xù)不斷地沖擊熔體內(nèi)的不同晶粒的表面，尋找晶團(tuán)、枝晶等晶粒的薄弱環(huán)節(jié)將其擊碎和驅(qū)散，形成許多非均質(zhì)形核核心，產(chǎn)生一系列的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)，從而促進(jìn)粗大的α-Al相球化而變得圓潤；同時(shí)合金中的片狀共晶Si相和針狀A(yù)l3FeSi2金屬間化合物相等在超聲波空化的沖擊下而被擊碎，在聲流和湍流的作用下迅速打散，擴(kuò)大了其與合金熔體的接觸面，增強(qiáng)了Sr和Sc等異質(zhì)形核的活性，產(chǎn)生了更多的有效的非均質(zhì)形核核心，從而使形核率迅速提升；同時(shí)在共晶Si的生長孿晶槽對Sr和Sc的吸附作用，抑制了孿晶的擇優(yōu)生長，促進(jìn)了共晶Si形態(tài)發(fā)生改變，細(xì)化合金的凝固組織，其力學(xué)性能顯著提高，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符，與圖2、圖3、圖4一致。

(a)

(b)

(c)

(d)

4 結(jié) 論

(1)隨著Sr+Sc含量與超聲振動(dòng)的增加，晶粒尺寸先減小后增加，初生α-Al晶粒的形狀因子先增大后減??；0.15%Sr+0.3% Sc時(shí)，其晶粒尺寸最小，約為27 μm，形狀因子最大，為0.8，當(dāng)Sr+Sc的質(zhì)量分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加，晶粒尺寸有所增加，形狀因子有所減小。

(2)隨著Sr+Sc含量與超聲振動(dòng)的增加，強(qiáng)度和硬度均先增加后降低，0.2%Sr+0.4%Sc時(shí)，強(qiáng)度最高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為：302 MPa和272 MPa，較未添加Sr+Sc的合金分別提高了33%和74.8%；0.15%Sr+0.3%Sc時(shí)，硬度和伸長率最大，分別為：113BHN和4.7%，較未添加Sr+Sc的合金分別提高了28.4%和113.6%。

(3)超聲波聲流效應(yīng)所產(chǎn)生的湍流加速Sr和Sc納米顆粒的均勻分散與分布，抑制枝晶臂的快速生長，降低短枝晶臂晶體二次分支，促進(jìn)其完全融合或合并生長，實(shí)現(xiàn)柱狀晶轉(zhuǎn)變成等軸晶。超聲波空化效應(yīng)促進(jìn)粗大的α-Al相球化而變得圓潤；同時(shí)強(qiáng)大的空化沖擊力將合金中的片狀共晶Si相和針狀A(yù)l3FeSi2金屬間化合物相擊碎，擴(kuò)大了其與合金熔體的接觸面，增強(qiáng)了Sr和Sc等異質(zhì)形核的活性，產(chǎn)生了更多的有效的非均質(zhì)形核核心，從而使形核率迅速提升，細(xì)化了合金的顯微組織，提高了力學(xué)性能。ANSYS FLUENT仿真狀態(tài)與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。