ZL205A 合金是我国自主研发的一种高强高韧铸造铝合金[1-4]，作为主次承力结构，已经在航空、航天和兵器等军工领域广泛应用，在多个重点型号部件上实现了“以铝代钢”轻量化减重。由于合金成分特性，ZL205A 合金结晶温度范围较宽，结晶温度区间为90～110 ℃，为糊状凝固，在凝固过程中容易出现缩孔、疏松、偏析、热裂等缺陷，铸件内部质量受冷却速度影响比较明显[3-4]。
在固液共存区，冷却速度越快过冷度越大，熔体有效形核质点的数量越多，越有利于合金细化[5-6]；冷却速率越慢，有效形核质点数量越少，晶粒具有足够长的长大时间，不利于晶粒细化。此外，当冷却速率较慢时，大量溶质原子扩散至固液界面前沿，增加了铸件偏析倾向[7-16]；当冷却速度较快时，大量溶质原子来不及扩散至固液界面前沿而保留在固相内，从而提高铸态合金溶质原子的固溶度，降低铸件的偏析倾向。合金在固液共存区冷却速度较慢时，固溶于晶粒内部的氢原子大量析出，一定程度上增加了铸件中孔洞类缺陷倾向[16-18]。
对于复杂铝合金铸件，铸件不同部位一般都会存在壁厚差异，不同壁厚处的冷却条件不同，会导致铸件组织和性能产生明显差异。同时，在热处理淬火过程中，不同壁厚造成铸件不同部位导热速度差异，导致溶质原子的固溶程度不同，影响时效强化效果。因此，考虑壁厚对冷却速度的影响，本文研究了铸件壁厚及冷却条件对ZL205A 合金组织和性能的影响，为实际生产提供理论依据。
1 实验材料与方法
合金采用精铝锭、AlCu50A、AlMn10A、AlV4A、AlZr4A、AlTi5A、AlTi5BA 等中间合金，以及纯Cd为原材料，用电阻炉进行熔炼。熔炼工艺为：①将精铝锭、AlCu50A、AlMn10A、AlV4A、AlZr4A、AlTi5A 装炉，AlTi5BA 和纯Cd 放在电阻炉旁预热；②在690 ℃加入Cd，并进行搅拌；③随后炉温升到(740±5)℃保温15 min 并搅拌5 min；④控温至(720±5)℃进行精炼，精炼剂为C2Cl6；⑤加入AlTi5BA 搅拌5 min 进行烧注，浇注温度控制在(710±5)℃。
为了研究铸件壁厚对ZL205A 合金组织和性能的影响，浇注厚度为10、25、35 mm 阶梯试样，如图1 所示。在砂型上不同试块的中心位置插入热电偶，利用FLUKE2638A 温度采集仪测量不同壁厚铸件的凝固曲线。部分铸件进行热处理，具体工艺为：在(538±5)℃进行固溶处理，保温15 h，然后进行水淬(淬火转移时间15 s，水温(60±5)℃)；在(175±5)℃进行时效处理，保温5 h 后空冷。
图1 浇注的阶梯试样
Fig.1 Poured step specimens
试样经水洗砂纸研磨、Keller 试剂腐蚀，用光学显微镜(OM,ZEISS,AxioVer.A1)观察铸态和热处理态铸件晶粒、共晶相形貌、尺寸大小及分布情况。用扫描电镜(SEM, ZEISS Sigma 500)观察铸件微观组织，用透射电镜(TEM,JEM-ARM300F)EDS 分析析出相化学成分。将热处理后试样进行线切割，切取大小为0.5 mm 厚的薄片，经机械研磨至50～80 μm 左右，冲取φ3 mm 试片，双喷减薄，获得TEM 试样。合金经峰时效后，加工成φ10 mm 标准拉伸试样(拉伸试样尺寸符合GB/T 228 要求)，在万能试验(Instron3400)机上进行拉伸性能测试，拉伸速度为2 mm/min。
2 实验结果及讨论
2.1 壁厚对冷却速率的影响
图2 为不同壁厚铸件的冷却速率。从图中可以看出，壁厚为10、25、35 mm 的铸件冷却速率分别为7.4、2.0、0.5 ℃/s。3 条冷却曲线均完整反应了铸件在液相区、固液共存区和固相区的冷却过程。冷却速率为7.4 ℃/s时，存在明显的结晶潜热释放过程；冷却速率为2.0、0.5 ℃/s的铸件凝固曲线较平滑，结晶潜热释放过程不明显。
图2 不同壁厚铸件的冷却速率
Fig.2 Cooling rates of castings with different wall thicknesses
2.2 壁厚对组织和力学性能的影响
2.2.1 壁厚对铸态组织和力学性能的影响
图3 为ZL205A 合金不同壁厚不同冷却速率的铸态组织。由图可知，冷却速率为7.4 ℃/s 时，未观察到α(Al)的完整晶界；冷却速率为2.0、0.5 ℃/s 时，可观察到α(Al)具有完整的晶界，晶粒的形貌基本为等轴晶，且晶粒尺寸随着冷却速率的降低而增大。冷却速率为2.0 ℃/s 的铸件在凝固后的冷却过程中，铸件本体温度降低缓慢，相当于对铸件进行退火处理，因此发生枝晶球化。
图3 不同壁厚ZL205A合金不同冷却速率下的铸态组织
Fig.3 Microstructure of as-cast ZL205A alloy with different cooling rates
图4 为不同冷却速率下铸态ZL205A 合金的SEM 图。由图可知，不同冷却速率的ZL205A 合金铸态组织主要由α(Al)和共晶Al2Cu 组成，并且在共晶组织中存在少量白色单质Cd 相。
图4 不同冷却速率下铸态ZL205A 合金的SEM 图
Fig.4 SEM images of as-cast ZL205A alloy with different cooling rates
图5 为不同冷却速率铸件铸态条件下晶内Cu原子的平均固溶度，由图可知，冷却速率为7.4、2.0、0.5 ℃/s 的铸件，晶内Cu 原子的平均含量分别为4.8%、4.0%和3.7%。可见，随着壁厚的增加，铸件的冷却速率不断降低，在缓慢的冷却过程中Cu 原子不断向晶界扩散，晶内Cu 原子的平均含量不断降低。
图5 不同冷却速率铸件晶内Cu 原子的平均固溶度
Fig.5 Average solid solubility of intragranular Cu atoms in castings with different cooling rates
表1 为不同冷却速率下铸态ZL205A 合金的室温拉伸性能，由表1 可知，冷却速率为7.4 ℃/s的铸件抗拉强度和伸长率最高，屈服强度最低。随着冷却速率的降低，合金的抗拉强度和伸长率逐渐降低，而屈服强度逐渐升高。尽管随着冷却速率的降低，晶内Cu 原子的固溶度不断降低，但退火效应促进晶界Al2Cu 相析出。第二相数量增加，提高了对位错的钉扎作用，故冷却速率为2.0、0.5 ℃/s的铸件屈服强度有所增加。
表1 不同冷却速率下铸态ZL205A合金的拉伸性能
Tab.1 Tensile properties of as-cast ZL205A alloy with different cooling rates
Cooling rate/(℃·s-1)Yield strength/MPa 7.4 203.3 8.7 89.3 2.0 195.0 5.7 100.7 0.5 191.6 4.2 104.4 Tensile strength/MPa Elongation/%
图6 为不同冷却速率铸件的拉伸断口形貌，如图所示，铸态试样的断口主要为解理断裂，随着铸件冷却速率的降低，解理平台面积增加，合金的脆断程度增强。原因是随着铸件冷却速率的降低，晶界共晶组织增加，Al-Cu 共晶为脆性相，试样在变形过程中首先发生脆断。故随着铸件冷却速率的降低，合金的伸长率不断降低。
图6 不同冷却速率ZL205A 合金铸态试样拉伸断口形貌
Fig.6 Tensile fractures of as-cast ZL205A alloy with different cooling rates
2.2.2 壁厚对热处理态组织和力学性能的影响
图7 为不同壁厚及冷却速率ZL205A 合金铸件的热处理态组织。经画线法分析，冷却速率为7.4、2.0、0.5 ℃/s的铸件经热处理后的平均晶粒半径分别为62.4、66.5、85.6 μm。经热处理后，不同冷却速率的试样晶界上的共晶Cu 基本完全固溶于晶粒内部。然而，随着冷却速率的降低，铸件的疏松程度愈发严重。冷却速率为2.0 ℃/s的铸件存在少量微观疏松，而冷却速率为0.5 ℃/s的铸件疏松比较明显。
图7 不同冷却速率ZL205A 合金热处理态组织
Fig.7 Microstructure of heat treated ZL205A alloy with different cooling rates
表2 给为不同冷却速率的铸件经T6 热处理后的拉伸性能。随着冷却速率的降低，合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率均呈下降趋势。图8 为拉伸试样的断口扫描照片，随着冷却速率的降低，断口韧窝不断减少，沿晶断裂区域不断增加，合金脆断特征明显。
表2 不同冷却速率ZL205A合金T6态拉伸性能
Tab.2 Tensile properties of ZL205A alloy with different cooling rates in T6 state
Cooling rate/(℃·s-1)Yield strength/MPa 7.4 524.0 8.3 454.8 2.0 481.6 1.4 443.6 0.5 460.3 1.1 415.3 Tensile strength/MPa Elongation/%
图8 不同冷却速率铸件热处理态的拉伸断口
Fig.8 Tensile fractures of heat treated castings with different cooling rates
2.2.3 壁厚对时效析出相形貌的影响
由上述分析可知，壁厚较薄的铸件冷却速率相对较快，过冷度的增加导致形核质点数量增加，晶粒更加细小、铸件致密度更高。而壁厚相对较厚的铸件，冷却速率较慢，过冷度较小，有效形核质点数量相对较小，晶粒尺寸相对较大，同时在凝固过程中易产生疏松，致密度相对较低。另一方面，经热处理后，壁厚较薄的铸件淬透性较好，降温速度快，固溶于晶内的溶质原子来不及析出(在晶体内部或晶界上)。而冷却速率相对较低的铸件，淬火过程中温度下降相对较慢，固溶于晶内的溶质原子有更多的时间进行扩散，导致溶质原子在晶内或晶界析出，对铸件的综合力学性能产生不利影响。由图7 可知，不同冷却速率铸件经热处理后，铸态组织中的Al2Cu 共晶基本全部溶于晶体内部。为了明确淬火过程中溶质原子的去向，继续分析冷却速率对析出相形貌的影响。
图9 为不同冷却速率ZL205A 合金铸件经T6热处理后析出相的形貌变化规律。由图可知，冷却速率为7.4 和2.0 ℃/s的铸件峰时效时析出相的密度和尺寸差异不大。当冷却速率降低至2.0 ℃/s后，合金性能的降低主要是由晶粒尺寸增加以及疏松缺陷导致。当铸件冷却速率降低至0.5 ℃/s时，析出相的密度明显降低，而尺寸明显增加。这是由于淬火过程中，壁厚较厚的铸件温度下降速度相对略慢，起到预时效的作用。尽管析出相尺寸明显增加，但其长度在100～160 μm 之间，总体上析出相尺寸并无太大区别，对力学性能仍有利。因此，尽管冷却速率为0.5 ℃/s的铸件疏松程度较冷却速率为2.0 ℃/s的铸件更加严重，但其力学性能下降幅度并未明显增加。
图9 不同冷却速率铸件热处理态的析出相演变规律
Fig.9 Evolution of precipitates in castings with different cooling rates under heat treated condifion
3 结论
(1)随着铸件壁厚增加，合金冷却速率不断降低，合金晶粒尺寸增加。冷却速率小于2.0 ℃/s 的铸件在固态冷却过程中产生退火效应，铸态组织中呈现胞状晶，晶粒内部溶质含量随着冷却速率的降低而降低。
(2)不同冷却速率的铸件经固溶淬火处理后，晶界的共晶组织几乎完全固溶于晶内，经时效处理后，合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率均随冷却速率的降低而降低。
(3)冷却速率为7.4 ℃/s 和2.0 ℃/s 的析出相的密度和尺寸接近，冷却速率为0.5 ℃/s 的析出相密度降低，尺寸增加。
[1]贤福超，郝启堂，范理，等.ZL205A 合金块状偏析形成机理[J].稀有金属材料与工程，2014,43(4):941-945.
[2]王祝堂，田荣璋.铝合金及其加工手册(第三版)[M].长沙：中南大学出版社，2005.
[3]贾泮江，陈邦峰.ZL205A 高强铸造铝合金的性能及应用[J].轻合金加工技术，2009,37(11):10-12.
[4]吕杰，刘伯操，杨凯，等.高强韧铸造铝合金[J].铸造，2000,49(2):66-69.
[5]崔海超.Ti、Zr、Sc 对铝合金组织及性能的影响[D].郑州：郑州大学，2007.
[6]JOHNSSON M.Grain refinement of aluminum studied by use for a thermaltechnique[J].ThermochimicaActa,1995,256(1):107-121.
[7]HAGHAYEGHI R, KAPRANOS P.Comparison on grain refinement efficiency of peritectic and eutectic alloying elements on pure aluminium[J].Metal and Materials International, 2014,20(4),713-717.
[8]CHEN B A,LIU G,WANG R H,et al.Effect of interfacial solute segregation on ductile fracture of Al-Cu-Sc alloys[J].Acta Materialia,2013,61(5):1676-1690.
[9]YANG C, ZHANG P, SHAO D, et al.The influence of Sc solute partitionaing on the microalloying effect and mechanical properties of Al-Cu alloys with minor Sc addition[J].Acta Materialia,2016,119:68-79.
[10]ROSALIE J M,BOURGEOIS L.Silver segregation to θ′(Al2Cu)-Al interface in Al-Cu-Ag alloys[J].Acta Materialia, 2012,60:6033-6041.
[11]VIETZ J T,POLMEAR I J.The influence of small additions of silver on the ageing of aluminium alloys: observations on Al-Cu-Mg alloys[J].Journal of the Institute of Metals,1966,94(12):410-419.
[12]刘晓艳.含Ag 的Al-Cu-Mg 耐热铝合金微观组织与性能研究[D].长沙：中南大学，2011.
[13]AULD J H.X-ray investigation of ageing in an Aluminium-5wt.%Magnesium alloy with small silver additions[J].Acta Metallurgica,1968,16(1):97-101.
[14]REICH L, MURAYAMA M, HONO K, et al.Evolution of Ω phase in an Al-Cu-Mg-Ag alloy-a three-dimensional atom probe study[J].Acta Materialia,1998,46(17):6053-6062.
[15]MURAYAMA M,HONO K.Three dimensional atom probe analysis of precipitate clusteringin an Al-Cu-Mg-Ag alloy[J].Scripta Materialia,1998,38(8):1315-1319.
[16]MUDDLE B C, POLMEAR I J.The precipitates Ω phase in Al-Cu-Mg-Ag alloys[J].Acta Materialia,1989,37(3):777-789.
[17]HATAMI N, BABAEI R，DADASHZADEH M，et al.Modeling of Hot Tearing Formation during Solidification[J].Journal of Materials Processing Technology,2008,59(10):1434-1439.
[18]王业双，王渠东，丁文东，等.合金的热裂机理及其研究进展[J].特种铸造及有色合金，2000,40(2):48-50.