Y元素对ZL114A合金微观气孔的影响

高文理 毛郭灵 刘东洋 袁航 高艳丽

摘   要：ZL114A合金是由北京航空材料院自主研发的铸造亚共晶Al-Si合金，合金铸锭的孔隙率、微观气孔的分布位置及形貌对合金的力学性能有很大的影响. 利用密度测量仪，SEM结合EDX，研究了砂型铸造条件下，Y元素对ZL114A合金铸锭的孔隙率、微观气孔的分布及形貌的影响. 结果表明，由于Y元素的原子序数较大，ZL114A合金的理论密度和实际密度都有少量增加;同时合金的孔隙率下降，铸锭微观气孔的分布位置由分布于整个合金基体中变为多分布于共晶区域;微观气孔的形貌由颗粒状、网络状共同存在变为以网络状存在为主;虽然Y元素对合金铸锭的孔隙率、微观气孔的分布位置以及形貌都有影响，但不是通过直接与合金熔体中的气体作用来发挥作用的.

关键词：ZL114A合金;Y元素;密度;微观气孔

中图分类号：TG146.21                         文献标志码：A

Effects of Y Element on Micro-pores of ZL114A Alloy

GAO Wenli1?，MAO Guoling1，LIU Dongyang1，YUAN Hang1，GAO Yanli2

（1. College of Materials Science and Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China;

2. Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China）

Abstract：ZL114A alloy is a casting hypoeutectic Al-Si alloy independently developed by Beijing Institute of Aeronautical Materials. The porosity， distribution and morphology of micro-pores have a great influence on the mechanical properties of the alloy. Using density measuring instrument， SEM with EDX， the effects of Y element on the porosity， distribution and morphology of micro-pores of ZL114A ingot were studied in sand casting conditions. The results showed that with the addition of Y，because the Y atomic number is larger，the theoretical density and actual density of ZL114A alloy increased slightly. At the same time，the porosity of the alloy  decreased， and the distribution of micro-pores changed from being distributed throughout the alloy matrix to being more distributed in the eutectic region， and the morphology changed from coexistence of particles and networks to network-based ones. Although the Y element had an effect on the porosity， distribution and morphology of micro-pores， the Y element did not  play a role by directly interacting with gases in the alloy melt.

Key words：ZL114A alloy;Y element;density;micro-pores

ZL114A合金具有優异的铸造性能，较低的热膨胀系数，良好的耐腐蚀性、耐磨性以及综合力学性能，被广泛应用于航空航天工业和汽车工业，尤其适合大型薄壁复杂结构铸件的生产，如发动机燃油壳体[1-3]. ZL114A合金由初生α-Al和共晶组织组成，共晶组织包括共晶Al和共晶Si，硬度很高的Si相对铝基体起到了很好的强化作用. 在未变质的合金中，共晶Si相呈粗大的板片状，塑性变形的过程中，板片状的Si尖角处很容易发生应力集中，导致基体开裂，合金断裂. 变质共晶Si，将共晶Si由粗大的板片状变质为细小的纤维状、珊瑚状等，是提高合金力学性能的一个十分重要的方法[4-9].  变质共晶硅的方法有物理变质和化学变质等.物理变质方法如电磁搅拌、振动等等;化学变质是指加入某些化学元素，改变共晶Si的形核生长方式，从而改变共晶Si的形貌，如Sb元素[10-11]、Na元素[12-13]等，化学变质操作简单便捷，是最常用的变质方法，变质剂元素的种类及变质机理得到了广泛的研究.

Y元素也是一种很有效的变质剂[14-16]. 研究表明Y元素通过促进共晶Si孪晶的产生来变质共晶Si [14];Kang等[15]则认为Y元素之所以能变质共晶Si是因为它与Si元素有很大的负混合焓. De-Giovanni等[16]利用三维原子探针发现Y元素很容易偏聚在Si相中，使得共晶Si的形貌发生改变，从而变质共晶Si. 本课题组之前也研究了Y元素对ZL114A合金共晶Si变质作用和变质机理[17-18]. 目前，关于Y对共晶Si变质作用及变质机理的研究很多. 除了共晶Si，铸件的微观孔隙率也是影响铸件力学性能的一个很重要的因素，在铸件服役的过程中，微观气孔会成为裂纹源和裂纹扩展路径，加速裂纹的扩展，导致铸件失效. 为了更加全面理解Y元素在ZL114A合金中的作用，为Y元素的工业化提供更加丰富全面的基础数据，加快Y元素工业化脚步，本文研究了砂型铸造条件下Y元素对ZL114A合金微观气孔的影响，期望本文可以为ZL114A合金的改性与升级提供部分可参考的基础数据.

1   实验过程

为了保证实验结果的可靠性，每次实验采用50 kg原料;同时为了保证制作样品铸锭熔体的质量，废弃掉坩埚底部10 kg左右的埚底料，只用扒渣之后坩埚中上部的合金液制取样品. 将Al-12%Si、Al-1.89%Y（质量分数，中间合金）、Al-Ti-B（晶粒细化剂）裝入电阻炉熔化，待熔化完全搅拌10～15 min，使熔体均匀;降温到690～700 ℃加Mg，搅拌5 min;710～715 ℃在900 Pa的压强下真空除气20 min;之后在715～720 ℃使用C2Cl6和TiO2的混合物进行精炼;精炼结束之后，为防止Ti-B沉淀，轻轻搅拌5 min;扒渣，浇注到树脂砂型模具中.

根据HB 6731.10—2005标准利用电感耦合等离子体原子发射光谱法测定合金的实际成分，结果如表1所示. 利用FEI QuANTA 200环境扫描电子显微镜（SEM）拍取足够多的照片，用来评价微观气孔的位置和形貌，采用金相标准制样的方法制取SEM样品，同时利用环境扫描电子显微镜上配备的能谱装置（EDX），分析气孔及气孔附近的元素种类. 利用KQ-500DE超声波清洗器将样品洗净，避免样品表面脏物对实验结果的影响，将样品吹干后，利用MH-300A密度测量仪测量样品的实际密度，在每一个成分合金铸锭的相同位置选取3个样品，每一个样品测量密度两次，每一个成分得到6个理论密度的值之后求取平均值作为该成分合金的实际密度.

2   实验结果

图1（a）为合金1#和2#的理论密度和实际密度，图1（b）为合金1#和2#的孔隙率. 合金的孔隙率fp由公式（1）计算得到[19].

fp = （1 - ）       （1）

式中：ρ为合金的实际密度;ρ0为合金的理论密度. 从图1（a）可以看出，随着Y元素的加入，合金的理论密度和实际密度都会有少量的增加. 从图1（b）可以看出，未加Y元素的ZL114A合金的孔隙率为1.23%，加了质量分数为0.36%的Y元素的ZL114A合金孔隙率为0.93%，随着Y的加入，ZL114A的孔隙率降低. 由图1可知，随着Y元素的加入，ZL114A合金的理论密度和实际密度都增大，但合金的孔隙率降低.

图2为合金1#微观气孔的分布与形貌图. 箭头表示的是共晶硅相，圆圈表示共晶硅相附近的气孔，方框表示在初生α-Al中的气孔. 根据亚共晶Al-Si合金的平衡相图，合金凝固之后由初生α-Al区域和共晶区域组成，在共晶硅相附近的气孔表示该气孔位于共晶区域，远离共晶硅相的气孔表示该气孔位于初生α-Al区域. 从图2可以看出，合金1#的微观气孔部分分布在初生α-Al中，部分分布在共晶组织中，即分布于整个合金基体中，如图中的圆圈和方框所示;有些气孔很小，呈现颗粒状，有些气孔较大，连接成片，呈现网络状. 图3为合金2#微观气孔的分布与形貌图，箭头表示的是共晶硅相，圆圈表示共晶硅相附近的气孔. 从图3可以看出，在ZL114A合金中添加Y元素之后，气孔绝大多数分布在共晶硅相附近，即分布在共晶区域，在初生α-Al区域很少有气孔;呈现颗粒状的小气孔很少，大多数气孔都是较大，连接成片，呈现网络状. 由图2和图3可知，Y元素改变了ZL114A合金铸锭微观气孔的分布位置，气孔由分布于整个合金基体中变为多分布于共晶区域;Y元素改变了微观气孔的形貌，气孔形貌由颗粒状、网络状共同存在变为以网络状存在为主.

图4为微观气孔的能谱图. 从图4中可以看出，无论是微观气孔里面还是微观气孔附近，都不含有Y元素. Y元素的加入，会有含Y元素的金属间化合物出现[17]，微观气孔里面和附近都没有检测到Y元素，说明金属液中的气体极大可能不会依附在含Y元素的金属间化合物上，换句话说，Y元素不是通过直接与合金熔体中的气体作用的方法来降低合金铸锭的孔隙率.

3   分析与讨论

由表1可知，ZL114A合金主要含有Al元素和Si元素，还含有少量的Mg元素和Ti元素，从元素周期表中得知，Al元素为13号元素，Si元素为14号元素，Mg元素为12号元素，Ti元素为22号元素，而Y元素为39号元素，由于Y元素的原子序数大，所以Y元素的加入会使得ZL114A合金的理论密度和实际密度有少量的增加，其结果如图1（a）所示. 铝液中的氢以气泡的形式析出，而自发形核十分困难[20-21]，铝液中悬浮的氧化夹杂物表面有大量的孔洞、裂纹，并且形状不一，气泡很容易在这些氧化夹杂物上面形核[22]，除此之外悬浮的夹杂物还能吸附氢，制约氢气的扩散，如果减少铝液中的氧化夹杂物，便能减少含氢量，减少含气量[23-28]，降低合金铸锭的孔隙率. Y为稀土元素，与氧元素的亲和能力强[29-30]，在铝熔体中会夺走氧化夹杂物中的氧元素，形成含有Y元素的氧化物，减少熔体中的原有氧化夹杂物的数量，Y的氧化物密度比ZL114A合金熔体的密度大，在熔炼过程中会下沉到熔体底部，从而减少ZL114A合金熔体中氧化夹杂物的数量和含气量，因此ZL114A合金的孔隙率降低，其结果如图1（b）所示. 在ZL114A合金凝固的过程中，随着温度的下降，初生α-Al形核长大，温度进一步下降，达到共晶温度点，在枝晶间液中，共晶反应发生，共晶组织出现，Y元素的加入使得合金熔体中氧化夹杂物以及含气量减少，在初生α-Al形核长大时，熔体中的气体浓度不足以支持微观气孔的形核长大，所以直到共晶反应发生，合金熔体进一步减少，熔体中的气体浓度进一步升高，微观气孔才会形核长大形成，因此，随着Y元素的加入，气孔所在的位置分布于整个合金基体中变为多分布于共晶区域;另一方面，氧化夹杂物的减少使得气孔形核核心减少，气孔的数量减少，单个气孔的尺寸变大，因此，随着Y元素的加入，微观气孔形貌由颗粒状、网络状共同存在变为以网络状存在为主，其结果如图2和图3所示.

4   结   论

利用密度测量仪、SEM、EDX，研究了砂型铸造条件下，Y元素对ZL114A合金铸锭的孔隙率、微观气孔的分布以及形貌的影响，得到结论如下：

1）由于Y元素的原子序数较大，它的加入会使ZL114A合金的理论密度和实际密度都有少量的增加.

2）随着Y元素的加入，ZL114A合金的孔隙率下降，铸锭微观气孔的分布位置由分布于整个合金基体中变为多分布于共晶区域;微观气孔的形貌由颗粒状、网络状共同存在变为以网络状存在为主.

3）Y元素不是通过直接与合金熔体中的气体作用的方式来降低合金铸锭的孔隙率和改变微观气孔的分布与形貌.

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