WE83鎂合金環(huán)件離心鑄造的組織與性能研究

摘 要：大型高強韌鎂合金整體環(huán)件在航空航天領(lǐng)域擁有廣泛的應(yīng)用前景，而大型鎂合金鑄錠往往伴隨著枝晶粗大、成分偏析嚴重等問題難以制備，因此傳統(tǒng)整體金屬環(huán)件的大鑄錠—大環(huán)件技術(shù)路徑不適合鎂合金環(huán)件的生產(chǎn)。本文應(yīng)用離心鑄造技術(shù)制備厚壁WE83鎂合金環(huán)件，通過引入離心力場調(diào)控環(huán)形鑄件的凝固組織，研究離心力場對凝固組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，離心鑄造鎂合金環(huán)件晶粒得到顯著細化，鑄件不同取樣位置平均晶粒尺寸差值減小，基體上析出大量層片狀LPSO相，抗拉強度高達259MPa，斷裂延伸率為9.9%，較金屬型重力鑄造鑄件均有顯著提高。為大型鎂合金環(huán)形鑄件的細晶化、勻質(zhì)化制備工藝開發(fā)奠定基礎(chǔ)。

關(guān)鍵詞：WE83鎂合金； 離心鑄造； 微觀組織； 力學(xué)性能； 數(shù)值模擬

中圖分類號：TG249.4 文獻標識碼：A DOI：10.19452/j.issn1007-5453.2024.07.009

基金項目： 航空科學(xué)基金（2017ZF55018）；河南科學(xué)基金（202300410486）

在航空航天領(lǐng)域，結(jié)構(gòu)減重和結(jié)構(gòu)功能一體化是航空航天器材結(jié)構(gòu)材料發(fā)展的重要方向[1]。結(jié)構(gòu)減重能夠促進飛行器材的輕量化發(fā)展，在提升飛行器材運載能力及航程的同時降低燃油消耗。鎂合金具有密度低、比強度和比剛度高、阻尼減振降噪能力強、資源豐富等一系列的優(yōu)點，現(xiàn)已成為航空航天、國防軍工等領(lǐng)域的重要材料[2-4]。飛機機體的關(guān)鍵連接部件（連接法蘭環(huán)、儲箱等）以大型無縫鋁合金環(huán)形件加工制備，如果采用密度更低、比強度更高的鎂合金代替鋁合金制造飛機的連接法蘭環(huán)等大型結(jié)構(gòu)件，能夠進一步推動其輕量化程度，其阻尼減振降噪能力也能提升系統(tǒng)的穩(wěn)定性，對我國航空工程的發(fā)展和國防建設(shè)具有重要戰(zhàn)略意義。

傳統(tǒng)大型鋁合金無縫金屬環(huán)形件的生成流程為大型鑄坯→鍛造鐓粗→沖孔→擴孔→環(huán)軋，即生產(chǎn)大的環(huán)件就要匹配大鑄錠，同時合金的塑性變形能力強。鎂合金凝固區(qū)間較寬，大型鎂合金鑄錠凝固組織往往伴隨著枝晶粗大、成分偏析嚴重等問題[5]，會損害后續(xù)的變形與使用性能。且鎂合金為密排六方晶體結(jié)構(gòu)，塑性成形能力差，每次塑性變形程度有限，以目前制備高強韌鎂合金鑄錠的水平，應(yīng)用傳統(tǒng)環(huán)件生產(chǎn)技術(shù)能夠制備1.4m以下的無縫鎂合金環(huán)件，無法滿足航空航天器材對大型鎂合金環(huán)件的需求[6-9]。因此，應(yīng)用離心鑄造技術(shù)制備環(huán)形鑄件（近終成形），然后對環(huán)形鑄件進行一定量的環(huán)軋加工就能夠獲得大型鎂合金環(huán)件，該技術(shù)與傳統(tǒng)技術(shù)相比流程短，并且避開了大斷面鎂合金鑄錠質(zhì)量差和鎂合金塑性變性能力差的問題。

離心鑄造材料利用率高、組織致密，鑄造成形中空軸對稱零部件擁有無可替代的優(yōu)勢，其固有的周期性離心力場、熔體流動等特性能夠影響凝固過程，從而實現(xiàn)對鑄件組織調(diào)控與偏析的控制[10]。滕海濤等[11]研究發(fā)現(xiàn)離心鑄造工藝能夠細化AZ61鎂合金的鑄態(tài)組織。羅丹等[12]研究發(fā)現(xiàn)離心鑄造工藝能夠細化Mg-5Sn合金組織和提升Sn在α-Mg相中的固溶度。目前國外鎂合金離心鑄造技術(shù)的研究尚處于空白階段。因此，離心鑄造是制備組織致密、成分均勻的大型鎂合金環(huán)形鑄件的重要潛在技術(shù)。本文應(yīng)用離心鑄造技術(shù)制備WE83鎂合金環(huán)形鑄件，通過微觀組織觀察、力學(xué)性能測試及凝固過程的數(shù)值模擬等方法，系統(tǒng)地研究了WE83鎂合金環(huán)件的成形性能，為大型高強韌稀土鎂合金環(huán)件的制備工藝開發(fā)奠定基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

本文所使用的材料為WE83鎂合金，其化學(xué)成分見表1。

合金在井式氣氛保護爐中熔煉，鎂合金熔體精煉后保溫溫度為730℃，待澆鑄。離心鑄造模具脫模劑涂層厚度0.3mm，模具預(yù)熱溫度達到150℃后起動離心鑄造機快速升高至1095r/min，而后快速完成澆鑄，保持旋轉(zhuǎn)速度運行12min后停止轉(zhuǎn)動，取出環(huán)形鑄件，成形環(huán)件尺寸為外徑24cm，內(nèi)徑12cm，高度12cm。作為對比，同時采用重力鑄造工藝制備長度60cm，寬度12cm，高度6cm的常規(guī)鑄錠，模具壁厚及預(yù)熱溫度、澆鑄溫度等工藝參數(shù)與離心鑄造工藝參數(shù)相同。

根據(jù)凝固過程的數(shù)值模擬結(jié)果，分別取鑄件最先完成凝固的外層、凝固中間位置的中間層和最后完成凝固的內(nèi)層取樣制備金相試樣和拉伸試樣，在奧林巴斯GX-51金相顯微鏡上進行金相組織觀察，根據(jù)等效圓直徑法計算鑄態(tài)組織平均晶粒尺寸。TESCANVEGA-3型掃描電鏡進行微觀組織形貌與成分分析，力學(xué)性能測試在CMT-5205萬能力學(xué)試驗機上進行，如圖1所示。

由于合金熔體不透明，且在高速旋轉(zhuǎn)的模具中凝固，不具備采集凝固參數(shù)的條件，只能在凝固結(jié)束后對鑄件試樣進行凝固組織分析，很難分析鎂合金凝固組織演變的影響規(guī)律，因此應(yīng)用Procast軟件模擬離心鑄造凝固過程，將熔體在凝固過程中的溫度場分布等可視化顯示，為凝固組織演變研究提供理論依據(jù)。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 物相及組織形貌

圖2為不同鑄造工藝制備的WE83合金的物相組成測試結(jié)果。由圖2可知，離心鑄造和重力鑄造制備的WE83合金均有α-Mg相、Mg3RE和LPSO相組成，其中α-Mg相含量最多，Mg3RE次之，LPSO相最少。離心鑄造工藝制備的WE83凝固組織中α-Mg的晶粒取向分布較為均勻，這主要是由離心鑄造凝固過程中傳熱路徑的變化導(dǎo)致的[11-13]。

圖3為不同鑄造工藝制備的WE83合金的微觀組織。其中，圖3（a）、圖3（b）和圖3（c）為重力鑄件的外層、中間層及內(nèi)層微觀組織，圖3（d）、圖3（e）和圖3（f）分別是離心鑄件的外層、中間層及內(nèi)層微觀組織。由圖3可知，不同鑄造工藝制備的WE83合金鑄件的微觀組織均由白色的等軸α-Mg晶粒和沿晶界分布的深灰色Mg3RE相組成。金屬模具重力鑄件不同區(qū)域的微觀組織如圖3所示，隨著凝固時間的增加，α-Mg相的晶粒尺寸呈增大趨勢；深灰色Mg3RE相則隨著凝固時間的增加，由塊狀分布在晶界附近轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)狀分布在晶界上。離心鑄件的α-Mg相的晶粒尺寸也隨凝固時間的增加呈增大趨勢，而深灰色Mg3RE相形貌和分布狀態(tài)變化較為混亂，從網(wǎng)狀分布在晶界上逐漸變?yōu)榇执髩K狀并離散分布在晶界附近，最后又轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)狀分布。

根據(jù)凝固理論，外層熔體受模具激冷過冷度較大，凝固速度較快最先完成凝固，鑄件外層組織在取樣組內(nèi)最為細??；隨著凝固向熔體內(nèi)部推進，中間層隨后完成凝固，中間層金屬熔體過冷度較外層小，凝固時間較外層長，晶粒有較長的時間生長，而內(nèi)層最后凝固，晶粒尺寸最為粗大。由于離心力場作用，離心鑄造合金晶粒尺寸較重力鑄造小，隨著凝固的進行熔體固相分數(shù)的增加，導(dǎo)致內(nèi)層區(qū)域的凝固過程受離心力場的影響減小，離心鑄造內(nèi)層微觀組織與重力鑄造內(nèi)層微觀組織、形貌相近。

圖4為不同鑄造工藝WE83合金的平均晶粒尺寸，由圖4可知，隨著凝固時間的增加，離心鑄件不同位置處的α-Mg晶粒平均尺寸由外層的32μm逐漸增大到內(nèi)層的63μm；金屬模具重力鑄件的晶粒尺寸較離心鑄件大，從外層的67μm增大到內(nèi)層的91μm，平均晶粒尺寸的標準差也逐漸增大。

圖5為離心鑄造WE83合金的SEM圖，經(jīng)過對組織中的Mg-RE相EDS測試，結(jié)果見表2，不同試樣中大塊狀Mg-RE相（EDS-1、EDS-5、EDS-6）主要含有Gd和Y兩種稀土元素，結(jié)合XRD測試及微觀組織觀察結(jié)果，推測主要是Mg3RE相。α-Mg基體上分布在大量平行層片狀LPSO相（EDS-4），層片狀LPSO相在外層組織中含量比中間層和內(nèi)層含量多[14]，出現(xiàn)這一現(xiàn)象的原因是凝固過程中凝固速度越快，凝固前沿液-固界面原子錯配度越高，導(dǎo)致大量的溶質(zhì)原子固溶在α-Mg相中，隨著固相溫度降低α-Mg基體上析出層片狀LPSO相，凝固速度越快層片狀LPSO相析出越多，此外基體內(nèi)部還分布著少量的白色富Zr顆粒（EDS-2）。

2.2 力學(xué)性能分析

不同鑄造工藝制備的WE83合金力學(xué)性能測試結(jié)果如圖6所示，其中，圖6（a）～圖6（c）分別為離心鑄造外層試樣、中間層和內(nèi)層試樣的拉伸強度測試結(jié)果；圖6（d）～圖6（f）分別是金屬型鑄造外層試樣、中間層和內(nèi)層試樣的拉伸強度測試結(jié)果。離心鑄造外層試樣的抗拉強度及斷裂延伸率均為本組測試最好，抗拉強度和屈服強度分別達到259MPa和181MPa，拉伸延伸率為9.9%。重力鑄造WE83合金強度最高的外層試樣的抗拉強度和屈服強度分別達到218MPa和157MPa，拉伸延伸率為6.2%。力學(xué)性能測試結(jié)果表明，離心鑄造制備的WE83合金力學(xué)性能優(yōu)于重力鑄造，同一鑄造技術(shù)制備的試樣外層力學(xué)性能優(yōu)于中間層，中間層優(yōu)于內(nèi)層。

由圖3、圖4可知，離心鑄造WE83合金外層的晶粒尺寸最小約為32μm，內(nèi)層晶粒尺寸最大約為63μm，晶粒尺寸遠小于重力鑄造。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系公式可知，其他條件不變的情況下，合金晶粒越細小，合金的強度越高且塑韌性也越好。α-Mg基體上分布的層片狀LPSO相作為增強相強化合金基體，外層凝固速度最快析出的層片狀LPSO越多，對基體的增強效果越好，同時LPSO相是一種韌性相，能夠有效改善合金的塑性[15]。

2.3 WE83合金鑄造凝固過程數(shù)值模擬

圖7為WE83合金離心鑄造凝固過程固相分數(shù)分布數(shù)值模擬結(jié)果。圖7（a）為澆鑄結(jié)束52s熔體中固相分數(shù)分布情況，凝固首先發(fā)生在模具底部的轉(zhuǎn)角位置，離心鑄造（左側(cè)）與重力鑄造（右）結(jié)果相似，此時的固相分數(shù)達到40%左右；圖7（b）為澆鑄結(jié)束151s熔體中固相分數(shù)分布情況，由圖7可知，熔體的凝固順序為從外層的轉(zhuǎn)角處向內(nèi)層的中間進行，離心鑄造模具轉(zhuǎn)角處的固相分數(shù)為80%，高于重力鑄造模具轉(zhuǎn)角處的固相分數(shù)，同時離心鑄造內(nèi)層中心位置固相分數(shù)低于20%的區(qū)域面積遠小于重力鑄造；圖7（c）為澆鑄結(jié)束352s熔體中固相分數(shù)分布情況，由圖可知，離心鑄造凝固過程基本結(jié)束，只有內(nèi)層中心位置固相分數(shù)未達到100%，重力鑄造完成凝固的區(qū)域遠遠低于離心鑄造。離心鑄造和重力鑄造合金凝固過程的模擬結(jié)果表明，離心鑄造熔體的凝固速度較快，熔體在凝固過程中的過冷度較大，為凝固過程提供更多形核[16]。較快的凝固速度限制了晶粒的生長時間，最終導(dǎo)致離心鑄造的WE83合金晶粒尺寸遠低于重力鑄造晶粒尺寸。

圖8為WE83合金離心鑄造凝固過程模具傳熱數(shù)值模擬結(jié)果。圖8（a）為澆鑄結(jié)束52s模具溫度分布情況，離心鑄造底部模具溫度稍高于重力鑄造，離心鑄造側(cè)壁處溫度明顯高于重力鑄造。隨著凝固的進行，離心鑄造模具溫度與重力鑄造的差值越來越大，在澆鑄結(jié)束151s時側(cè)壁處的溫度差值高于30℃，澆鑄結(jié)束352s后，離心鑄造模具側(cè)壁處溫度高于重力鑄造70℃。由凝固過程中鑄造模具溫度場分布狀態(tài)可知，離心鑄造過程中合金熔體受超重力（重力系數(shù)80G）作用，熔體與鑄造模具內(nèi)壁的接觸更緊密，熔體的傳熱速度比重力鑄造更快，即離心鑄造過程中合金熔體的凝固速度更快，與凝固過程中固相分數(shù)的分布數(shù)值模擬結(jié)果和不同試樣微觀組織觀察結(jié)果一致[17]。

3 結(jié)論

通過以上試驗分析，可以得出以下結(jié)論：

（1）離心鑄造制備的WE83鑄件外層試樣晶粒尺寸最小約為32μm，α-Mg基體上分布的層片狀LPSO相最多，中間層試樣的晶粒尺寸大于外層試樣的晶粒尺寸，內(nèi)層試樣晶粒尺寸最大，離心鑄造制備的合金平均晶粒尺寸遠小于重力鑄造合金。

（2）離心鑄造制備的WE83鑄件外層試樣力學(xué)性能最優(yōu)，抗拉強度、屈服強度和拉伸延伸率分別為259MPa、181MPa和9.9%，其主要原因是細化晶粒能夠同時提升強度與塑性，同時基體上分布的層片狀LPSO相也能夠提高合金強度和塑性。

（3）離心鑄造與重力鑄造制備WE83鑄件的凝固過程數(shù)值模擬結(jié)果顯示，在離心力場的超重力作用下合金熔體與模具內(nèi)壁的結(jié)合更緊密，傳熱速度更快，因此離心鑄造WE83合金熔體的凝固速度較重力鑄造快，鑄件的晶粒尺寸更細小，基體上析出的LPSO增強相更多，綜合力學(xué)性能更好。

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Study on Microstructure and Properties of WE83 Magnesium Alloy Ring by Centrifugal Casting

Wang Ying1， Hu Changjian1， Guo Qingfu1， Li Chenhui2， Liu Junwei1

1. Zhengzhou University of Aeronautics， Zhengzhou 450046， China

2. CITIC HIC Heavy Cast-Iron Metal Foundry Co.， Ltd.， Luoyang 471039， China

Abstract： Large high strength and toughness magnesium alloy integral ring has a wide application prospect in aerospace field， but it is difficult to prepare large magnesium alloy ingot due to dendrite coarseness and serious segregation， therefore， the technical route of large ingot-large ring of traditional integral metal ring is not suitable for the production of magnesium alloy ring. In this paper， centrifugal casting technology was used to prepare thick-walled WE83 magnesium alloy rings. The centrifugal force field was introduced to control the solidification structure of the ring castings， and the influence of centrifugal force field on the solidification structure and mechanical properties was studied. The results show that the grain size of centrifugal casting magnesium alloy ring is remarkably refined， the difference of average grain size of casting at different sampling positions is reduced， a large number of lamellar LPSO phases are precipitated on the matrix， and ultimate tensile strength （UTS） and tensile elongation were 259MPa and 9.9%， respectively， which was significantly higher than that of the permanent mold casting. It lays a foundation for the development of fine crystallization and homogenization technology for large-scale magnesium alloy ring castings.

Key Words： WE83 magnesium alloy； centrifugal casting； microstructures； mechanical properties； numerical simulation