梁 寅，薛 濤，吳 健▲，于云峰，古文全，郭光平

(1貴州省冶金化工研究所，貴州 貴陽 550002；2貴州科學院，貴州 貴陽 550002)

壓鑄鋅合金的典型代表是ZnAl4合金，該系列合金不僅具有熔點低、節(jié)約能源、對環(huán)境污染小等一系列特點，而且具有其他合金無法比的鑄造中保持精確形狀的特性，隨著壓鑄技術的發(fā)展以及熱室壓鑄機性能的不斷完善，壓鑄鋅合金在汽摩配件、儀器儀表、鐘表玩具、五金制品的壓鑄生產(chǎn)中得到了較為廣泛的應用[1]。

添加微量合金元素是改善鋅合金使用性能的有效技術手段，鋅合金常用的改性元素就包括Cu、Si、Mn、Zr、Sr、稀土、Ti、B等[2]，針對Ti、B元素，通過在高鋁鋅合金中加入含Ti、B的鹽類或中間合金可以細化顯微組織，進一步改善合金塑性、韌性，擴大應用范圍，本文針對目前應用廣泛的ZnA14壓鑄合金，研究Al-Ti-B中間合金對合金組織和力學性能的影響，提升合金的綜合使用性能，為優(yōu)質壓鑄鋅鋁合金的設計與開發(fā)提供實驗依據(jù)。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗合金的熔煉

試驗合金熔煉所用原材料為0#鋅錠、A00鋁錠、1#鎂錠、Al-5Ti-B中間合金，實驗合金配料表如表1所示，合金熔煉設備為SG 5KW自動控溫電爐，熔煉過程中先將石墨坩堝緩慢預熱至550 ℃左右，按配料表加入預熱到100 ℃的鋁錠后升溫，于750 ℃鋁錠熔化后分批加入鋅塊，待鋅塊全部熔化后用石墨棒充分攪拌合金液并在扒渣后用鐘罩壓入鎂塊及Al-5Ti-B中間合金，待其充分溶化后用C2Cl6精煉劑對熔體作凈化處理，扒渣降溫靜置5～10 min后進行金屬模澆鑄。澆鑄溫度550 ℃，模具溫度100 ℃。熔煉過程中，系統(tǒng)改變Al-Ti-B合金的加入量，以研究Al-Ti-B合金對ZnAl4合金組織、性能的影響。

表1 實驗合金配料表(質量分數(shù)，%)Tab.1 Experimental alloy ingredients(mass fraction，%)

1.2 分析測試方法

采用ETM-504C型電子試驗機按照國標GB/T 228—2002測試合金的室溫力學拉伸性能，合金硬度由HB3000型布氏硬度計測定，金相試樣取至拉伸試棒切頭，腐蝕劑為含2%HF和4%HNO3的酒精溶液，利用Leica-DMRE顯微鏡觀察并記錄試驗合金的顯微組織，利用JSM-6490LV掃描電鏡、英國牛津 INCA-350 X射線能譜對試驗合金組織形貌、微區(qū)成分進行分析觀測。

2 實驗結果

2.1 顯微組織

圖1為實驗合金顯微組織。由圖1(a)所示，未添加Al-Ti-B合金的實驗合金組織主要由初生的β-Zn樹枝晶、β相與α相組成的共晶組織及枝晶邊緣的析出相構成；圖1(b)為添加了0.12%Al-Ti-B合金的金相組織，初生β相仍保持以樹枝晶方式生長，晶粒粗大，與圖1(a)相比，顯微組織特征未發(fā)生明顯變化；圖1(c)為添加了0.24%Al-Ti-B合金的金相組織，可以看出，β-Zn樹枝晶得到細化，數(shù)量減少；圖1(d)為添加了0.36%Al-Ti-B合金的金相組織，β-Zn枝晶的尺寸進一步減小，共晶組織區(qū)域擴大，晶界處存在一定數(shù)量的黑色析出相質點；圖1(e)為添加了0.48%Al-Ti-B合金的金相組織，β-Zn晶粒數(shù)量顯著減少，形態(tài)由較為粗大樹枝狀變?yōu)榫鶆蚣毿〉幕ò隊睿粓D1(f)為添加了0.60%Al-Ti-B合金的金相組織，顯微組織主要由大小均勻的等軸晶粒組成，β-Zn相基本消失，晶界處的黑色析出相明顯增多。

圖1 不同Al-Ti-B中間合金含量的實驗合金顯微組織Fig.1 Microstructuresof the experimental alloy withdifferent Al-Ti-B master alloy content

根據(jù)圖1，可以認為Al-Ti-B合金的添加對ZnAl4實驗合金具有細化作用，隨著Al-Ti-B中間合金添加量的增加，β-Zn樹枝晶的析出受到抑制，數(shù)量逐漸減少直至消失，取而代之的是共晶組織區(qū)域面積的擴大與晶界處黑色析出相的增多，除上述變化外，還可以發(fā)現(xiàn)添加Al-Ti-B中間合金可以使片層狀共晶組織更為致密、分布更為均勻，如圖2所示，添加了0.36%Al-Ti-B中間合金較未添加Al-Ti-B的實驗合金，共晶組織的片層厚度與片層間距均有減小，這對實驗合金力學性能的改善是有利的。

2.2 力學性能

表2為不同Al-Ti-B合金添加量的實驗合金力學性能測試結果，可以看出，添加Al-Ti-B合金對ZnAl4合金的力學性能有不同程度的提高，添加0.12%的Al-Ti-B對實驗合金力學性能影響不大，隨著Al-Ti-B添加量的增加，實驗合金的拉伸性能及表面硬度均出現(xiàn)增大的趨勢，其中添加了0.48%Al-Ti-B的實驗合金，其抗拉強度和延伸率分別為231 MPa和4.1%，表面硬度達到87HB，為所有實驗合金的最高值，進一步增大Al-Ti-B的添加量，合金的抗拉強度出現(xiàn)下降趨勢，表面硬度則變化不大。

圖2 實驗合金共晶組織的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM pictures of the eutectic structure of the experimental alloy

表2 實驗合金力學性能測試結果Tab.2 Mechanical properties test results of the experimental alloy

3 討論

實驗合金力學性能的變化與其顯微組織特性有關，圖3是典型實驗合金的SEM照片，從圖3(a)、圖3(b)可以看出，ZnAl4合金在加入Al-Ti-B合金后，顯微組織中粗大的β-Zn樹枝晶逐漸細化，數(shù)量減少直至消失，片層狀共晶組織區(qū)域增大，晶界處析出的強化相增多，上述組織特征通過細晶強化及第二相強化等作用機制均有利于實驗合金力學性能的提升，這也是添加了0.24%～0.48%Al-Ti-B合金后，實驗合金力學性能提高的主要原因，當Al-Ti-B添加量達到0.60%時，如圖3(c)所示，黑色析出相數(shù)量明顯增多，過多的晶界析出相并不利于合金力學性能的進一步提升。

圖3 典型實驗合金的SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM pictures of typical experimental alloy

觀察添加了0.60%Al-Ti-B的實驗合金，圖4是合金晶界析出相的SEM形貌及EDS能譜分析，根據(jù)EDS檢測結果，晶界處的黑色析出相應為凝固過程析出的初生α-Al，根據(jù)Zn-Al二元相圖，在亞共晶成分的Zn-Al合金中，一般不出現(xiàn)初生的α-Al相，然而，隨著Al-Ti-B合金添加量的增加，組織中出現(xiàn)了大量α-Al相，產(chǎn)生上述現(xiàn)象的原因可能與Al-Ti-B合金的添加影響了凝固過程Al的成分起伏有關[3]，一方面，Al-Ti-B加入引起液相局部區(qū)域出現(xiàn)成分起伏，尤其是Al的成分起伏，當這些局部區(qū)域的成分超過Zn-Al共晶成分時，便可析出過共晶成分才會出現(xiàn)的α-Al相，隨著Al-Ti-B合金加入量的增加，凝固過程中Al的成分起伏加劇，α-Al析出增多，大量的α-Al和共晶組織反過來抑制β-Zn的形核及析出，導致β-Zn數(shù)量減少，另一方面，除影響液相成分起伏外，Al-Ti-B合金中還含有大量的A13Ti粒子與TiB2粒子，作為α-Al相理想的形核質點，A13Ti與TiB2對α-Al相的析出具有促進作用，根據(jù)圖4(a)、圖4(c)的觀測結果，Al-Ti-B添加量為0.60%的實驗合金α-Al相中觀測到了含有Ti、B的第二相粒子，通過引入第二相粒子促進了α-Al異質形核析出。

圖4 實驗合金析出相形貌與EDS檢測結果Fig.4 Morphology of the precipitated phase of the experimentalalloy and the EDS test results

4 結論

(1)Al-Ti-B中間合金能夠有效細化ZnAl4合金的顯微組織，隨著Al-Ti-B添加量的增加，合金中粗大的β-Zn相析出受到抑制，共晶組織區(qū)域面積擴大，晶界處α-Al相數(shù)量增多。

(2)Al-Ti-B合金能夠顯著改善ZnAl4合金的力學性能，本實驗研究中，添加0.48%Al-Ti-B的實驗合金抗拉強度和斷裂延伸率分別達到231 MPa和4.1%，表面硬度達到87 HB，具有最佳的綜合力學性能。