馬棟雷，張顯飛，趙忠興，劉道昕，馮志軍，李宇飛

（1.沈陽理工大學 材料科學與工程學院，遼寧沈陽 110159；2.汽車材料教育部重點實驗室，吉林長春 130022；3.吉林大學 材料科學與工程學院，吉林長春 130000；4.沈陽鑄造研究所有限公司，遼寧沈陽 110000）

0 引言

鋁合金的密度較低、比強度較高，在航空航天、汽車以及3C 數(shù)碼等領(lǐng)域有著廣泛應(yīng)用[1-3]。通常鋁合金都是由鑄造生產(chǎn)的，而后續(xù)的加工和使用都對其質(zhì)量有嚴格要求，但是鋁合金在鑄造過程易產(chǎn)生熱裂缺陷。熱裂不僅會極大的降低鑄件的使用壽命，甚至直接導(dǎo)致鑄件的報廢[4]。因此如何衡量鋁合金的熱裂傾向性的大小是合金鑄件能否批量生產(chǎn)的關(guān)鍵問題。幾十年來，人們針對鋁合金熱裂形成的機理、熱裂傾向性的判定及熱裂傾向性測試方法做了大量研究。

熱裂紋的形成是由于鑄件在凝固末期枝晶間存在液膜和在凝固過程中受到拉應(yīng)力共同作用的結(jié)果，晶間液膜是產(chǎn)生熱裂紋的根本原因，而鑄件收縮是產(chǎn)生熱裂紋的必要條件。

經(jīng)過科研人員對熱裂漫長的研究，目前形成的相對成熟的熱裂傾向性的理論評價有CSC 判據(jù)、HCS 判據(jù)、晶界指數(shù)判據(jù)、PSD 判據(jù)等[8]。

CSC 判據(jù)：基于Clyne-Davies 模型的假設(shè)對合金熱裂敏感性進行預(yù)測。定義固體分數(shù)（fs）在0.4～0.9 之間為應(yīng)力松弛階段；固相分數(shù)大于0.9的階段為脆弱階段；fs在0.4～0.9 之間的凝固時間為tR；fs在0.9～0.99 之間的凝固時間為tV。用tV與tR兩者的比值作為測定合金熱裂敏感性的參數(shù)CSC。表達式如下：

式中,t0.9為fs=0.9 對應(yīng)時間（s）；t0.99為fs=0.99 對應(yīng)時間（s）；t0.4為fs=0.4 對應(yīng)時間（s）。

代入相應(yīng)的物理參數(shù)，即可求得合金的CSC值。CSC 值越大，則合金的熱裂傾向性越大[6]。

HCS 判據(jù)：基于Rappaz、Drezet 和Gremaud 提出的RDG 模型，假設(shè)枝晶在給定的溫度梯度和液相線移動速度下生長，同時考慮單向生長的柱狀枝晶，垂直于枝晶生長方向的拉伸變形，與枝晶生長方向相反液相補給。當拉伸應(yīng)變足以破壞晶間液膜時，枝晶框架周圍的液體不能補償其垂直于枝晶生長方向上的拉伸應(yīng)變εP，將產(chǎn)生熱裂核心。因此定義HCS，與枝晶框架產(chǎn)生垂直于枝晶生長方向上的最大拉伸應(yīng)變εP，max成反比，并用其衡量合金的熱裂傾向性。

式中εP，max為枝晶框架產(chǎn)生垂直于枝晶生長方向上的拉伸應(yīng)變。

晶界指數(shù)判據(jù)：Sindo Kou 考慮凝固過程中晶界上的事情，因拉伸變形而使晶粒彼此分離，因凝固使晶粒相互靠近，因收縮使液體沿晶間補縮。相鄰晶粒間更慢的生長速度，可以延遲晶粒的結(jié)合，有利于抵抗開裂；晶界間更長的晶間通道會不利于抗裂所需的液體補給。當拉伸形變引起的相鄰晶粒分離的速率減去它們彼此的生長速率，超過了沿晶界間的液體補縮速率，就會發(fā)生熱裂。而|dT/d（fs1/2）|越大，沿晶界的液相補縮通道就越長，不僅更難補縮，還易形成更尖銳的萌生熱裂紋。因此用|dT/d（fs1/2）|near（fs）1/2=1 去表征合金的熱裂傾向性，即溫度與fs1/2曲線上在fs1/2接近1 時的|dT/d（fs）1/2|。

PSD 判據(jù)：在凝固過程中，當液體不能通過糊狀區(qū)對凝固收縮進行補給時，就會形成一些微孔和孔隙。當因固態(tài)凝固變形導(dǎo)致的額外孔隙的形成過大時，就會發(fā)生熱裂。計算由固態(tài)變形引起的孔隙度以表征合金的凝固熱裂傾向。

式中，fPs為由于固體收縮變形產(chǎn)生的附加由孔隙度；ρl為合金液態(tài)密度；T 為合金溫度；Ts為合金固相線溫度；fPl為初始孔隙度；fs為固相分數(shù)；νs為固相速度即固體位移與時間的比值。

在實際生產(chǎn)中，由于合金成分與澆注條件的不同，合金的應(yīng)力松弛階段和脆弱階段的起始時間會有明顯不同，因此用CSC 判據(jù)規(guī)定的tV與tR求出的比值便不再能準確的衡量鋁合金的熱裂傾向性；HCS 判據(jù)只考慮了垂直于枝晶生長方向的拉伸變形，并用其表征合金熱裂傾向性，并未考慮補縮通道的影響；晶界指數(shù)判據(jù)關(guān)注于凝固末期沿晶界的補縮通道對合金熱裂的影響，但并未考慮此時間點前的熱裂紋萌生；PSD 判據(jù)認為凝固末期凝固收縮變形引起的額外孔隙度可以用來表征合金的熱裂傾向性，但熱裂的萌生不只是與額外孔隙度有關(guān)。

熱裂傾向性測試方法有很多種，對熱裂紋進行直接觀測有環(huán)形測試法、約束棒法等。隨著儀器設(shè)備的發(fā)展，研究者開始將溫度、應(yīng)力、位移等傳感器添加到熱裂傾向測試設(shè)備當中,大體可以歸納為裂紋觀察法、儀器測量法[18]。

HTS：澆注不同長度的圓柱試棒，將熱裂紋根據(jù)所在試樣棒的長度、裂紋的位置和熱裂紋的大小賦值并相乘，將所有熱裂的數(shù)值相加即為合金熱裂敏感性HTS。

式中，flength為棒長影響因子；flocation為裂紋位置影響因子；ωcrack為裂紋大小因子。

HTS 計算簡單直觀，但重復(fù)性差且未考慮熱裂紋內(nèi)部的形貌問題。

臨界載荷法：利用T 型熱裂模具測定合金產(chǎn)生熱裂時的承載能力，用以反映合金的熱裂傾向性。但根據(jù)曾松巖等人的研究，鋁合金的熱裂傾向性與其斷裂時應(yīng)力的大小沒有直接聯(lián)系[19]。

Al-Cu 系合金具有較高的塑性、抗拉強度、疲勞強度，以及較強的耐熱性等優(yōu)點，有著非常廣泛的應(yīng)用。但Al-Cu 系合金結(jié)晶范圍較寬、呈糊狀凝固的特征,寬的結(jié)晶溫度區(qū)間導(dǎo)致鑄造鋁銅合金以體積凝固方式凝固，晶體在形核與長大過程中易發(fā)展為粗大的等軸晶，并很快連成一片，形成骨架。初期，液固兩相一起流動補縮，當?shù)容S晶?；ハ噙B接后將液相隔離，堵塞液相的流動通道。

當晶間出現(xiàn)裂紋時難以得到液相補縮時，就會有熱裂紋的萌生[20]。在合金凝固末期時，晶界處Al2Cu 相的生成數(shù)量和生成溫度與合金熱裂傾向具有相反的趨勢。通過控制低熔點金屬間化合物Al2Cu 相的生成數(shù)量和生成溫度，可以提高合金抗熱裂性[21]。

本文采用樹脂砂型，制備了Al-Cu 合金熱裂傾向性測試試樣，結(jié)果表明Cu 含量小于5wt.%時，隨著Cu 含量增大，Al-Cu 合金熱烈傾向減小。分析了Al-Cu 合金的凝固溫度曲線、收縮應(yīng)力曲線及試樣熱節(jié)處的金相組織。提出用熱裂紋初次萌生時的溫度減去完全凝固時的溫度與合金結(jié)晶溫度區(qū)間的比值判定Al-Cu 合金熱裂傾向性。該值越小，合金的熱裂傾向性越小。

2 試驗方法及步驟

2.1 試驗材料和儀器

試驗材料：純鋁（99.97wt.%）、銅（99.9wt.%）。試驗用合金成分分別為1wt.%Cu、2wt.%Cu、3wt.%Cu、4wt.%Cu、5wt.%Cu。試驗用鋁合金熱裂傾向測試裝置如圖1 所示。鑄型為樹脂砂型，在試樣截面積突變位置放置測溫熱電偶，用于記錄試樣凝固過程的溫度曲線。合金液澆注后，在測試裝置的靜端設(shè)有靜端模樣，其作用相當于冷鐵，合金液澆注后靠近靜端部分迅速凝固。在測試裝置的另一端測力傳感器通過測試桿與試樣相連，當試樣凝固收縮時，由于靜端被固定住，收縮力由測試桿傳遞給測力傳感器，通過測試記錄儀記錄凝固過程收縮力。

圖1 鋁合金熱裂測試裝置

2.2 試驗步驟

（1）熔化適量Al-Cu 合金液，完全熔化后攪拌均勻，澆注溫度680℃。記錄試樣凝固過程溫度曲線和收縮應(yīng)力曲線。

（2）如圖2 所示，將熱裂試樣在截面積突變位置，沿中心剖開，制備金相試樣。

圖2 金相試樣取樣位置

3 試驗結(jié)果及分析

3.1 Al-Cu 合金的熱裂傾向

圖3 為不同Cu 含量的Al-Cu 合金熱裂傾向性測試試樣。對于Al-1wt.%Cu 合金和Al-2wt.%Cu 合金，凝固試樣完全斷裂；Al-3wt.%Cu 合金接近完全斷裂，只有很小的一部分枝晶骨架相連，而且連接強度不足，在清理試樣時使其完全斷裂。Al-4wt.%Cu 合金為斷裂，但在熱節(jié)處有裂紋，Al-5wt.%Cu 合金未斷裂，熱節(jié)處裂紋更小?？梢姡S著Cu 含量增大，Al-Cu 合金的熱裂傾向性減小。

圖3 Al-Cu 合金熱裂試樣

圖4 為各個試樣的金相組織?？梢娔探M織中都存在θ（Al2Cu）相。平衡凝固條件下，Cu 在Al中的固溶度在548℃時達到最大5.7wt.%，隨著溫度降低，固溶量迅速降低到250℃以下的0.1wt.%～0.2wt.%，在凝固過程中Cu 可以形成塊狀的Al2Cu 相或者彌散分布在（Al＋Al2Cu）共晶中。

圖4 Al-Cu 合金凝固組織

實際上Al-Cu 合金在樹脂砂型中凝固屬于非平衡凝固，當鋁液溫度降至液相線后，發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變，L→α（Al）；由于實際凝固過程中，合金固相成分難以均勻擴散，銅原子就會富集在初生α 相前沿，固相平均成分線將會向下偏離平衡固相線；因此在鋁銅合金溫度降至共晶溫度時α 相的枝晶間仍然會殘余少量達到共晶成分的液相，這部分剩余液體將會產(chǎn)生共晶轉(zhuǎn)變，形成共晶組織。由于此時的初生α 相很多，共晶α 相依附在初生α 相上生長，共晶θ 相將單獨生長，就在靠晶界處形成了連續(xù)網(wǎng)狀分布的離異共晶θ 相。隨著溫度的降低，Cu 在α 相中的固溶度快速下降，因此固溶在α 相中的Cu 二次結(jié)晶析出粗大的次生相θ 彌散分布在α 固溶體中。

次生θ 相為脆性相，起到阻礙位錯運動的作用，使鑄件的強度、硬度提高而韌性、塑性下降。由于次生θ 相是在固相線以下形成，對Al-Cu 合金熱裂沒有影響。而靠在晶界處呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的離異共晶θ 相有強化晶界的作用，可以有效減輕合金在離異共晶階段熱裂傾向性。

采用直線截點法計算出各試樣的顯微晶粒級別數(shù)G，如圖5 所示。可以發(fā)現(xiàn)，隨著銅含量的增加，合金的平均晶粒尺寸明顯減小，晶粒度小，導(dǎo)致在凝固的溫度快速下降時，晶粒間的液膜增多，抗拉強度明顯增加，有效減輕了此階段的熱裂傾向性；隨著銅含量的增加，在合金凝固的最后階段靠晶界處析出呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的θ 相增多，對晶界的強化作用增強，有利于增加晶間結(jié)合力，降低此階段的熱裂傾向。

圖5 Al-Cu 合金顯微晶粒級別數(shù)

3.2 Al-Cu 合金凝固過程的收縮力

試驗測定了Al-Cu 合金凝固過程溫度曲線和收縮力曲線，如圖6 所示。

當凝固收縮力大于枝晶骨架強度且剩余液相不足以對萌生的裂紋補縮時，萌生的裂紋就會生長擴展；而凝固過程中熱裂紋萌生和生長擴展過多就會導(dǎo)致鑄件在熱節(jié)處發(fā)生嚴重的熱裂現(xiàn)象甚至斷裂。由圖6 可知，各成分Al-Cu 合金相對應(yīng)的收縮力曲線上，均出現(xiàn)了明顯的收縮力平臺或下降，此短暫的收縮力松弛現(xiàn)象，代表著熱裂紋開始萌生或進一步生長擴展。

圖6a 中Al-1wt.%Cu 合金的收縮力變化曲線顯示，在合金勻晶反應(yīng)的后期就產(chǎn)生了凝固收縮力，隨后就出現(xiàn)了明顯的收縮力平臺，說明此時便有熱裂紋的萌生，但此時的溫度較高且有充足的液相補縮，因此經(jīng)過幾次熱裂紋的萌生和補縮后合金并未斷裂；在合金進入溫度快速下降階段，凝固收縮力曲線收縮力快速上升直至快速凝固階段的中期再次出現(xiàn)收縮力平臺，且隨后數(shù)值雖在增長，但增長斜率很小，表明此時試樣再次萌生熱裂紋，但此時的殘余的液相不足以補縮而使熱裂紋生長、擴展，試樣發(fā)生嚴重熱裂，在熱節(jié)處完全斷裂。

圖6b 中Al-2wt.%Cu 合金的收縮力變化曲線顯示，在合金勻晶反應(yīng)的末期開始有收縮力出現(xiàn)，隨后就出現(xiàn)了明顯的收縮力平臺和下降，說明此時便有熱裂紋的萌生，但之后收縮力數(shù)值繼續(xù)增長表明此熱裂紋得到補縮并未擴展；隨后在合金溫度快速下降階段不僅有收縮力平臺還有下降，隨后數(shù)值繼續(xù)上升，表明此階段雖然產(chǎn)生嚴重熱裂但并未斷裂；之后在合金溫度快速下降階段的末期，收縮力曲線上產(chǎn)生了很大的收縮力平臺，且此后合金的凝固收縮力緩慢上升且數(shù)值很小，表明此刻合金在熱節(jié)處已經(jīng)完全斷裂。

圖6c 中Al-3wt.%Cu 合金的收縮力變化曲線顯示，在合金溫度快速下降階段的前期開始有收縮力出現(xiàn)，在合金快速降溫階段的中期開始出現(xiàn)了收縮力平臺和下降，表明此時有熱裂紋萌生，隨后合金的收縮力數(shù)值繼續(xù)增長表明此熱裂紋得到補縮并未擴展；之后在合金溫度快速下降階段的末期，收縮力曲線上產(chǎn)生了很大的收縮力平臺，表明此時試樣的熱裂紋進一步生長擴展；直至合金在離異共晶階段開始時有更大的收縮力平臺出現(xiàn)，且隨后收縮力增長速率很低、收縮力數(shù)值很小，表明試樣在熱裂處發(fā)生嚴重的熱裂，試樣在熱節(jié)處幾近斷裂。

圖6d 中Al-4wt.%Cu 合金的收縮力變化曲線顯示，在合金溫度快速下降階段的中期開始有收縮力出現(xiàn)，在快速凝固的后期才開始出現(xiàn)微小的收縮力平臺，表明此時有熱裂紋開始萌生且得到及時補縮并未擴展；隨后收縮力的上升速率變大，直至離異共晶階段才出現(xiàn)一個微小的收縮力平臺，表明此時有熱裂紋萌生；在此之后合金的收縮力以很大的速率增長，不再出現(xiàn)收縮力平臺；而觀察試樣情況，也僅在熱節(jié)處有細小的熱裂紋出現(xiàn)。

圖6e 中Al-5wt.%Cu 的收縮力變化曲線顯示，在合金溫度快速下降階段的中期開始有收縮力出現(xiàn)，在快速凝固的后期才開始出現(xiàn)收縮力平臺和下降，但隨后收縮力曲線的快速增長，表明此時萌生的熱裂紋得到了及時補縮并未生長擴展；隨后收縮力曲線僅在合金離異共晶之后出現(xiàn)一個小的熱裂平臺，表明此時合金有熱裂萌生；而觀察試樣情況，也僅在熱節(jié)處有微小的熱裂紋出現(xiàn)。

圖6 Al-Cu 合金凝固溫度和收縮力曲線

以上結(jié)果表明，隨著銅含量的增加，合金凝固收縮力曲線上在溫度快速下降階段和離異共晶階段的收縮力平臺及下降的次數(shù)逐漸降低，其平臺大小和下降程度也逐漸變小，即合金在這兩階段的熱裂傾向降低。

不同試樣熱裂紋萌生的溫度和固相體積分數(shù)如圖7 所示?？梢?，隨著Cu 含量升高，熱裂紋初始萌生溫度降低，同時刻固相體積分數(shù)先升高后降低，在0.9 左右。對于Cu 含量低的Al-Cu 合金，研究認為體積分數(shù)在接近0.9 時，枝晶間接觸形成骨架。試驗結(jié)果顯示，Cu 含量1wt.%時，固相體積分數(shù)0.82 即已形成枝晶骨架，銅含量1wt.%時，樹枝晶極為粗大，因此會更早的形成枝晶骨架。

圖7 裂紋萌生溫度和固相體積分數(shù)

鋁銅合金在結(jié)晶過程中主要以Al2O3為異質(zhì)形核。成核界面會吸附Cu 元素改變界面結(jié)構(gòu)以獲得更好的晶格匹配，進而提高成核能力[22]。因此隨著銅含量的增加，凝固形核更易，合金的平均晶粒尺寸減小，導(dǎo)致晶粒間的液膜增多，合金在離異共晶反應(yīng)的時間增多，更有利于液相補縮。同時在靠晶界處析出呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的θ 相也會增多，可強化晶界、增加晶間結(jié)合力；銅含量的升高，使合金的線收縮率降低[23]。同時銅含量的增加使得固溶在α 固溶體中的銅增多，產(chǎn)生的固溶強化效果更好，使得枝晶骨架的強度更高。隨著Cu 含量升高，裂紋萌生溫度降低、固相體積分數(shù)增大，形成的枝晶骨架強度也更高。這些因素都使Al-Cu 合金的熱裂傾向隨Cu 銅含量的增加而降低。

綜上所述，Cu 含量小于5wt.%時，隨著銅含量的增加，Al-Cu 合金的熱裂傾向性降低。

3.3 Al-Cu 合金熱裂傾向性評價方法

Al-Cu 系合金結(jié)晶范圍較寬、呈糊狀凝固的特征,寬的結(jié)晶溫度區(qū)間使得合金凝固方式為體積凝固，晶粒在形核與長大過程中易形成等軸晶，在晶粒長大，相互接觸后，形成合金骨架將隔離液相，使得液相難以補縮。熱裂一般只會在合金骨架形成至凝固完成這一時間段中產(chǎn)生。但合金骨架何時初步形成難以衡量，因此利用熱裂紋初次萌生來代替合金骨架初步形成。

所以可以用熱裂紋初次萌生時的溫度減去完全凝固時的溫度與合金結(jié)晶溫度區(qū)間的大小的比值表征合金的熱裂傾向性，此值I 為合金熱裂傾向系數(shù)。

式中，T1為合金熱裂紋初次萌生時的溫度（℃）；T2為合金結(jié)晶完成時的溫度（℃）；T總為合金結(jié)晶溫度區(qū)間的大小（℃）。

采集相關(guān)數(shù)據(jù)如表1 所示，并繪制合金熱裂傾向系數(shù)I 與銅含量關(guān)系圖，如圖8。

圖8 合金熱裂傾向系數(shù)I

表1 合金溫度數(shù)據(jù)

由圖8 可知合金隨銅含量的增加，熱裂傾向系數(shù)I 減小，與合金的實際熱裂傾向變化相符。銅含量在4wt.%和5wt.%時，合金的熱裂傾向系數(shù)均小于0.3，熱裂試樣僅有微小的熱裂紋產(chǎn)生，且5wt.%Cu 的熱裂紋更細小。因此計算結(jié)果符合預(yù)期設(shè)想，熱裂傾向系數(shù)I 可以用來表征鋁合金的熱裂傾向性。

4 結(jié)論

采用樹脂砂型，開展了Al-Cu 合金熱裂傾向性實驗，分析了試樣熱節(jié)處金相組織、熱裂紋萌生時的溫度和收縮力變化。得出以下結(jié)論：

（1）Cu 含量小于5wt.%時，隨著Cu 含量升高，平均晶粒尺寸減小，靠晶界處析出呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的θ 相增多，熱裂傾向性減小。

（2）隨Cu 含量升高，熱裂紋初始萌生溫度降低，裂紋萌生時的固相體積分數(shù)先升高后降低。

（3）可以用熱裂紋初次萌生時的溫度減去完全凝固時的溫度與合金結(jié)晶溫度區(qū)間的比值判定Al-Cu 合金熱裂傾向性。該值越小，合金的熱裂傾向性越小。