ZL114A合金“高密度夾雜”的形成原因及消除

李沛森， 耿瑩晶， 陳 巖， 任廣笑， 栗 勝， 李清群， 申孝立

（山西江淮重工有限責(zé)任公司， 山西 晉城 048008）

ZL114A合金是在ZL101A的基礎(chǔ)上增加合金元素鎂的含量而發(fā)展的品種，其強(qiáng)度比ZL101A更高，而且具有Al-Si系鑄造鋁合金鑄造流動性好、氣密性好、收縮率低和熱裂傾向小、可熱處理強(qiáng)化、較好的機(jī)械加工性能、良好的耐腐蝕性能和焊接性能等特點，被廣泛應(yīng)用在航空、航天、武器裝備、汽車工業(yè)和電子電氣等領(lǐng)域中[1]。

雖然該材料具有良好的鑄造性能和機(jī)械性能，但為達(dá)到高性能，合金熔煉過程熔體均勻化、純化和凝固組織晶粒細(xì)化等過程控制復(fù)雜，變質(zhì)處理和精煉處理影響因素多不易掌握，制備的材料中易形成高密度夾雜。

高密度夾雜指的是材料和產(chǎn)品上通過X射線發(fā)現(xiàn)的一種缺陷，屬于夾雜類缺陷。是鑄件內(nèi)有成分、結(jié)構(gòu)、色澤（以及局部性能）不同于基體金屬、形成形狀不規(guī)則、出現(xiàn)部位不確定的金屬或金屬間化合物雜質(zhì)[2]。眾所周知，密度越大的物質(zhì)在底片上亮度越高，較為常見的為黑色“點狀”缺陷，而高密度夾雜顯現(xiàn)為白色圓形或不規(guī)則形狀缺陷。鑄造過程中出現(xiàn)的高密度夾雜問題較為少見，文獻(xiàn)中介紹的較少。

由于ZL101A材料和ZL114A材料二者成分主要區(qū)別為Be元素。筆者所在企業(yè)生產(chǎn)過程中使ZL101A材料配制ZL114A材料，此外，ZL101A合金中添加了AlSb4作為長效變質(zhì)劑以提高機(jī)械性能。由于高密度夾雜缺陷在生產(chǎn)過程中反復(fù)出現(xiàn)，極大影響了產(chǎn)品的交付，因此對其形成機(jī)理和消除方法的研究具有緊迫性和必要性。

1 實驗材料

實驗所用ZL114A合金成分見表1，合金熔煉在RJ140-2型坩堝電阻爐中進(jìn)行，坩堝材質(zhì)為ZG40Cr24Si12，每爐合金重約800 kg。爐料由一級鋁合金回爐料（雜質(zhì)含量不大于0.2%）、ZL101A合金錠、Al-20%Si中間合金、Al-3%Be、Al-10%Sr中間合金、AlTi5B1中間合金配制成。

回爐料、ZL101A合金錠、Al-20%Si中間合金、Al-3%Be預(yù)投料，將溫度升至700℃待合金完全熔化后，用不銹鋼鐘罩將高純Mg錠（用量為合金質(zhì)量的0.5%）壓入合金液，靜止5 min后扒渣。當(dāng)溫度至740℃時，加入Al-10%Sr中間合金(用量為合金質(zhì)量的0.1%) 進(jìn)行變質(zhì)處理。合金液在730℃保溫一定時間后，加入AlTi5B1中間合金（用量為合金重量的0.3%）細(xì)化劑，熔化攪拌后，用氬氣精煉20 min，出爐溫度720℃時，扒渣出爐，壓差澆注入砂型模具中，最終獲得ZL114A鑄件和試塊。

表1 ZL114A合金的主要元素及雜質(zhì)元素含量 %

針對高密度夾雜嚴(yán)重的鑄件和試塊，X射線探傷底片如下頁圖1所示。通過X射線探傷初步定位后，選取缺陷尺寸達(dá)到5 mm×6 mm以上的典型區(qū)域，將取下的大試塊切割成較小的長方形試塊，然后進(jìn)行2次切割和2次內(nèi)部組織探傷，確定其最終位置?；瘜W(xué)元素分析和微觀組織分析的樣塊如圖2方式切割，將其高密度夾雜缺陷部位剖銑后，使缺陷暴露在外表面后進(jìn)行化學(xué)和微觀組織分析測試。

圖1 探傷底片

圖2 微觀組織檢測試塊

選取由高密度夾雜和無高密度夾雜缺陷的兩組試棒進(jìn)行力學(xué)性能對比，有高密度夾雜的試棒制取時，將X射線探傷標(biāo)定的有高密度夾雜缺陷部位放置在中間部位，做成如圖3所示板狀試棒。拉伸試棒均取自同批次鑄件中心，按照GB/T 228—2002標(biāo)準(zhǔn)將其加工成如圖3的拉伸試棒。將取樣的6根拉伸試棒進(jìn)行T6處理，具體工藝參數(shù)為（535±5）℃固熔處理8 h，隨后在60℃水溫中淬火，在165℃時效處理6 h，空冷至室溫。在電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測試，拉伸速率為3 mm/min，使用設(shè)備自帶拉伸軟件控制拉伸過程并進(jìn)行數(shù)據(jù)采集和處理。

圖3 機(jī)械性能拉伸試棒

2 高密度夾雜缺陷及其對力學(xué)性能的影響

2.1 高密度夾雜缺陷

將缺陷部位剖切后，由圖2微觀組織檢查試塊上可清晰分辨出暴露在切割試塊表面的高密度夾雜，其形狀不規(guī)則，分布無規(guī)律。肉眼觀察到高夾缺陷區(qū)域表面顏色為黑褐色，其色澤與周圍基體顏色有色差，并且中間有黑點。

2.2 高密度夾雜缺陷對力學(xué)性能的影響

利用電子萬能試驗機(jī)對含有高密夾雜缺陷的力學(xué)能試棒和無缺陷試棒進(jìn)行力學(xué)性能檢測，結(jié)果見表2，表2力學(xué)性能檢測結(jié)果標(biāo)明，與無缺陷處相比，有高密度夾雜缺陷試棒的抗拉強(qiáng)度降低10%，屈服強(qiáng)度降低5.5%，伸長率降低44%，高密度夾雜缺陷對材料抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度影響有限，但材料的延伸率明顯降低。

表2 力學(xué)性能檢測值

2.3 高密度夾雜缺陷微觀組織分析

含高密度夾雜的樣塊剖銑出外表面后，進(jìn)行拋光和腐蝕處理，然后用掃描電鏡（SEM）對其微觀組織進(jìn)行觀察，并用EDS能譜儀分析典型高密度夾雜的具體元素組成。利用掃描電子顯微鏡對試樣的三個區(qū)域進(jìn)行了檢測，其中無白色亮點區(qū)域一處，含有白色亮點缺陷區(qū)域兩處。

下頁圖4是無白色亮點區(qū)域微觀組織和EDS能譜圖。圖5是無白色亮點區(qū)域面掃描圖及元素分布圖，結(jié)合圖4和圖5可以看出：除Si元素、Sr元素外其余元素的分布都較為均勻，在無白色亮點區(qū)域的某些微區(qū)Si元素Sr元素出現(xiàn)聚集，而且二者出現(xiàn)聚集的區(qū)域重疊，這表明在無白色亮點區(qū)域的某些微區(qū)的組織存在著Si元素、Sr元素形成的含Sr的化合物或Si結(jié)晶時以Sr的氧化物或化合物為核心形核長大，兩者的偏聚規(guī)律一致可知Si和Sr在合金凝固過程中關(guān)系密切。

下頁圖6和圖8分別是是白色亮點區(qū)域1和白色亮點區(qū)域2的微觀組織及EDS能譜圖，下頁圖7和圖9分別是白色亮點區(qū)域1和白色亮點區(qū)域2的面掃描及元素分布圖。由圖5和圖7中也可以看出，圖7中Si元素、Sr元素出現(xiàn)聚集也較圖5中嚴(yán)重，表明白色亮點區(qū)域的元素Sr的含量較高，導(dǎo)致此區(qū)域含Sr的化合物的含量也增高，同時與無白色亮點區(qū)域的微觀組織相比，白色亮點區(qū)域1和白色亮點區(qū)域2的微觀組織中的硅相變得較為粗大，呈粗大的針狀或板條狀，這表明局部Sr元素的聚集也導(dǎo)致了這一區(qū)域Sr的變質(zhì)效果衰退[3]。

圖4 無白色亮點區(qū)域微觀組織和EDS能譜圖

圖5 無白色亮點區(qū)域面掃描及元素分布圖

圖6 白色亮點區(qū)域1微觀組織及EDS能譜圖

從圖7和圖9中還可以看出白色亮點區(qū)域的微觀組織中Sb元素和Ti元素的分布不均勻，存在較為嚴(yán)重的偏析現(xiàn)象，元素偏析的區(qū)域主要在較為粗大的硅相附近。

綜合以上分析，筆者認(rèn)為在粗大硅相附近偏聚的Sb元素和Ti元素有可能是造成高夾缺陷的主要因素，元素Sr的偏聚導(dǎo)致變質(zhì)衰退從而有助于硅相長大，Sr與Si形成的含Sr化合物也是高夾缺陷產(chǎn)生的因素之一。

3 高密度夾雜缺陷產(chǎn)生原因分析

3.1 試驗思路

合金中的高密度夾雜元素確定后，從以下方面分析缺陷的形成原因。

1）夾雜元素/相的來源。

2）分析熔煉過程中高密度夾雜發(fā)生階段。

3）分析凝固組織中缺陷的分布位置。

3.2 夾雜中元素來源分析

表3列出了高密度夾雜中主要元素的物理性質(zhì)和元素來源。

銻（Sb）主要用作鑄造鋁合金中的變質(zhì)劑，僅在Al-Mg鋁合金中代替鉍防止鈉脆，本實驗中爐料中含銻（Sb）的為ZL101A錠，該爐料在生產(chǎn)時添加了Al-4%Sb作為細(xì)晶強(qiáng)化劑和變質(zhì)劑；銻（Sb）另外一個來源還可能是以及回爐料中Sb元素殘留，但回爐料中帶入的Sb含量相對較小。AlSb4中間合金的Sb元素容易發(fā)生偏析，在凝固過程中形成團(tuán)聚物，需要在熔煉過程中注意團(tuán)聚物的消除。

圖7 白色亮點區(qū)域1面掃描及各元素分布圖

鋁合金熔體中存在的含Ti夾雜物大多為細(xì)化劑殘留物，本實驗晶粒細(xì)化劑主要為作為中間合金的 AlTi5B1，細(xì)化劑其有效成分為 Al3Ti和 TiB2，Al3Ti在鋁熔體中溶解性好，因此在熔體中發(fā)現(xiàn)Al3Ti的可能性很小。細(xì)化劑添加到熔體中一段時間后，其中的有效成分TiB2顆粒易發(fā)生團(tuán)聚和沉降[2]，一方面減弱了細(xì)化效果，另一方面團(tuán)聚的TiB2作為夾雜物影響熔體品質(zhì)[4]。

Sr來源途徑主要是Al-10%Sr中間合金中Sr溶解和回爐料中Sr的殘留。此外AlTi5B1及Al-10%Sr中間合金熔點溫度較高，短時間內(nèi)不會完全溶解，易引起了含Ti、Sr化合物的高密度夾雜。此兩種中間合金熔煉過程加入后需有足夠的擴(kuò)散溶解時間。

圖8 白色亮點區(qū)域2微觀組織及EDS能譜圖

圖9 白色亮點區(qū)域2面掃描及元素分布圖

表3 元素及中間合金熔點值

3.3 高密度夾雜形成時機(jī)驗證試驗及方法

試驗的方法：對合金熔煉過程的每個工步，根據(jù)合金液的不同位置，澆注試片（見下頁圖10），然后進(jìn)行X射線探傷檢驗（下頁圖11底片），以判斷夾雜缺陷的發(fā)生時間段及產(chǎn)生的位置區(qū)域。

熔煉過程各工步試驗檢測結(jié)果如下：

圖10 試驗試片

圖11 方形試片探傷

1）高夾在合金液中的分布。液面的上層比液面底部分布嚴(yán)重，但熔煉結(jié)束后，隨著靜置時間的增加，高夾物質(zhì)逐層下降，充分熔化后缺陷大為減輕。

原因分析：熔煉過程中，坩堝內(nèi)下液面的溫度要明顯高于上液面的溫度，液面下方合金液熔化的更充分，高密度夾雜物較少。但在合金熔體每次攪拌后，液面翻騰，導(dǎo)致密度大的高夾物有所上升，所以出現(xiàn)了液面上層高夾嚴(yán)重的現(xiàn)象。同時，未徹底融化的AlTi5B1等中間合金和較大原子團(tuán)得以充分融化，隨著攪拌結(jié)束后，高密度夾雜物質(zhì)鑄件逐漸下沉聚集，隨著靜置時間加長，充分熔化后，合金液中上層及下層高夾缺陷都大為減少，直至消失。

在澆注過程中，在澆注過程中，從升液管下口部附近的區(qū)域的合金液先進(jìn)入型腔，然后由于壓力的作用，升液管下口部附近的合金液不斷填充彌補(bǔ)流失的空間，液面逐層下降[5]。所以熔體內(nèi)中下層的合金液進(jìn)入行腔較多。如攪拌不均勻則會使得聚集大比重Ti、Sb元素的中下層合金液更多地進(jìn)入型腔，進(jìn)而在凝固過程中形成高密度夾雜。

2）高夾缺陷產(chǎn)生時間段主要集中在兩個時間段。第一個時間段：未加入鎂錠前的全熔階段，出現(xiàn)大范圍的高夾問題，液面上下層均有其分布。第二時間段：加入細(xì)化劑及變質(zhì)劑后初期，高夾分布嚴(yán)重。

3.4 分析結(jié)論

高密度夾渣主要是由于材料中的Ti、Sb、Sr元素構(gòu)成。AlSb4中間合金的Sb元素容易發(fā)生偏析，在凝固中形成團(tuán)聚物。Ti、Sr元素的中間合金的熔點較高，形成了固化相，同時加上攪拌作用，使其夾雜物上浮，沒有使其充分的下沉及溶解，進(jìn)入鑄件型腔后，出現(xiàn)了此缺陷。

4 工藝優(yōu)化及驗證

通過上述問題的分析，擬采取了以下應(yīng)對措施：1）加入鎂錠后，進(jìn)行升溫至740℃，使原材料中的難熔元素充分熔化。

2）加入細(xì)化劑及中間合金時，升溫至760℃，使其充分熔化。精煉結(jié)束后，需保溫靜置10 min，使夾雜物下沉溶解后出爐。

3）在精煉環(huán)節(jié)，需要調(diào)整氬氣的壓力及轉(zhuǎn)速，使大比重元素偏聚物顆粒變小，促進(jìn)充分熔化。

根據(jù)以上優(yōu)化措施，改進(jìn)了合金熔煉工藝并進(jìn)行了多批次的工藝試驗，結(jié)果表明，工藝優(yōu)化后生產(chǎn)的鑄件中，高密度夾雜缺陷消失，證明采取的上述措施有效。

5 結(jié)論

1）高密度夾雜主要由 Ti、Sb、Sr元素構(gòu)成，來源主要是中間合金熔化不充分，最終在凝固過程中出現(xiàn)如TiB2、Si與Sr的化合物等高密度夾雜。高密度夾雜主要在首次全熔初期階段出現(xiàn)，變質(zhì)及細(xì)化階段進(jìn)一步偏聚，澆注后在試塊上均勻分布。

2）AlSb4中間合金的Sb元素容易發(fā)生偏析，在凝固中形成團(tuán)聚物。Ti、Sr元素的中間合金的熔點較高，形成了固化相，同時加上氬氣精煉的作用，使其部分夾雜物上浮，沒有使其充分的下沉及溶解，進(jìn)入鑄件型腔后，出現(xiàn)了此缺陷。

3）通過熔煉過程工藝調(diào)整，提高處理溫度及靜置時間，可以有效的消除高夾缺陷。