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冷速对铝铜镁三元合金凝固组织的影响
作者：张文
冷却速率是影响铸造合金凝固组织的关键因素之一．特别是对于多元多相合金，冷却速率不仅影响凝固相的种类、尺寸、形貌、析出次序等，而且还对非平衡相的数量、枝晶间距、偏析等都具有重要的影响，从而影响合金的性能。在金属凝固过程中，铸件结构、铸型材质和铸造方法等都影响着其冷却速率，因此研究冷却速率对合金凝固组织及性能的影响，有利于解释同一成分合金在不同铸件结构和冷却条件下微观组织及性能的差异。
陈忠伟等研究了冷却速率对A357合金凝固行为的影响，结果发现，随着冷却速率的提高，A357合金的宏观晶粒尺寸和二次枝晶臂间距减小，合金凝固组织中Mg2Si相析出受到抑制，硬度明显提高。何志等通过试验与热力学计算结合的方法研究了冷却速率对A1—2. 06S1-1. 58Mg合金凝固路径和相析出规律的影响。结果表明，随着冷却速率的增大，合金凝固组织中共晶相体积含量增加，相析出次序发生了变化。另外，研究者对其他合金体系进行了研究，如Al-Si、Al-Ni、Al-Zn、Al-Cu-Mn、Al-Si-Mg、Al- Si-Cu、Al-Si-Sb、Al-Fe-Si等。
虽然关于冷速对凝固组织影响方面的报道较多，但是针对冷速对Al-Cu-Mg合金组织影响方面的研究很少。本课题选取Al-4. 29Cu-1. 09Mg三元合金，设计不同材质的铸型，研究了其在不同冷速下的凝固组织特性，并选取砂型铸件，研究了Cu和Mg在二次枝晶尺度范围内的微观偏析行为。
1 试验方法
1.1 合金的配置与熔炼
选取Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金为对象进行研究。母合金采用纯度（质量分数，下同）为97%的工业纯铝、纯铜、纯镁以及Al-Cu中间合金等配制，在井式石墨坩埚电阻炉中熔炼。为了保证同一成分各个试样间的成分一致，浇注之前用石墨棒进行了搅拌，浇注温度为690℃。
1.2铸型建立与温度采集
通过选取石墨、水玻璃砂、硅酸铝绝热纤维棉（以下简称保温型）制作了3种铸型。试验时，为防止纤维棉与金属液发生反应，在保温铸型型腔表面涂刷有ZnO与硅酸钠配置的涂料。铸锭的形状为ф30 mm×50 mm的圆柱形。图1为Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金在不同铸
型中的冷却曲线。从冷却曲线可知，保温型试样凝固时间最长，砂型试样次之，石墨型试样最快。通过计算可以得到，石墨型、砂型、保温型试样的冷却速率分别为7. 220、0.474、0.064℃／s。从保温型和砂型试样的冷却曲线中可以明显看到，合金试样的凝固过程可以分为3个阶段。对于石墨型合金试样，由于凝固时间很短(10～20 s)，而石墨的导热能力又较强，所以3个阶段不明显。
2 试验结果与分析
2.1 凝固路径计算结果
为分析Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金的凝固相组成，利用Thermo-Calc软件，基于Lever与Scheil两种极限模型（Lever模型假设固、液相中溶质均完全扩散，Scheil模型假设固相中无溶质扩散，液相中完全扩散），计算了其凝固路径，见图2。通过图2可以看到，在Lever模型假设下凝固路径为L→L+ α-Al，固相只有α-Al。而在Scheil模型假设下，该合金的凝固经历3个阶段，第1阶段为液相中结晶出初生相α-Al，第2阶段为液相中析出两个固相α-Al+Al2 Cu相，第3阶段为液相中生成3个固相α-Al++S-Al2 CuMg相。因此在Scheil模型假设下，该合金的凝固路径为：L→L+α-Al→L+α-Al+→L+α-Al++S。需要指出的是，当合金的凝固条件（如冷却速率）发生变化时，凝固路径会有所改变，但一般会介于Lever与Scheil两种极限模型之间。所以，该计算结果提供了基于Lever与Scheil两种极限模型假设下的Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金的凝固路径，有助于分析合金实际形成的凝固组织。
2.2凝固组织特征分析
对于Al-Cu-Mg合金富Al角来说，如果忽略杂质的影响，在Scheil模型的假设条件下3相共晶凝固组织为α-Al++S。图3为砂型凝固组织的能谱分析。由图3a可以看到，黑色的基体组织为α-Al相，易于辨认。而由较大块的白色组织能谱分析，发现Al与Cu的摩尔比接近2:1，因此为-Al2 Cu相，该相与部分基体组织组成两相共晶，只是两相共晶中的-Al相依附于基体组织生长，形成离异共晶。
通过图3c可以看到，S相中含有Al、Cu、Mg元素．并且Mg与Cu摩尔比接近1：1。另外结合图2计算结果及SEM组织可知，所选三元共晶合金凝固过程分为3个阶段，凝固组织中只可能有3种固相，第3个阶段的3个固相分别为：α-Al、相、S相。对应于SEM组织，灰、白、黑相间的组织应该是3相共晶，黑色和白色的组织分别为a-Al、相，灰色相含有Al、Cu、Mg 3种元素，并且Mg与Cu摩尔比接近1：1，只有S相满足此特征，因此灰色相应为S相。
图4为Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金在不同冷却速率下的凝固组织。由图4a～图4c可以看出，不同的冷却速率下，经历了3个凝固阶段，只是由于冷却速率的不同，各冷速下得到的凝固组织的尺度有所不同，晶粒尺寸随冷速的降低明显增大，由小到大依次为石墨型、砂型、保温型。由图4d～图4f可以看出，随着冷却速率的降低，枝晶臂间距成增大的趋势。通过截线法测量，二次枝晶臂间距由小到大依次为：石墨型(24. 35μm）、砂型（82. 78μm）、保温型(139. 42 μm)。
图5为Al-4. 29Cu-1. 09Mg合金砂型凝固组织的面扫描分析。由图5b可以看出，基体组织成明显亮色为α相，相中没有Al元素，3相共晶由于存在α相，因此有少量的Al元素；由图5c可以看出，呈明显亮色的区域为相，3相共晶中由于含有相与S相，也存在较多的Cu分布，而基体组织区域则全部为暗色；由图5d可以看出，Mg元素只存在于3相共晶中的S相中，而由图5e可知，Fe元素形成的杂质相呈长条状，较易辨别。
2.3硬度分析
对不同冷速下得到试样的表面洛氏硬度进行了测量，并且每个结果都是测量10位置取平均值。石墨型、砂型、保温型试样的洛氏硬度( HRA)值分别为：29. 00、25. 78、23. 68，试样的表面硬度随着冷速的升高呈明显增大的趋势。分析原因有以下两点：①较高的冷却速率形成了较细小的枝晶组织及更加弥散的两相及3相共晶组织；②较高的冷却速率下，非平衡共晶相相与S相的含量增多且分布更加均匀，可以起到强化作用。
2.4砂型组织二次枝晶间偏析分析
选取砂型凝固组织，对其二次枝晶间的微观偏析进行了进一步分析。图6为Al-4. 29Cu合金砂型凝固组织Al、Cu、Mg元素线扫描结果。可以看到，Cu与Mg元素在枝晶间产生了明显的偏析，枝晶臂中心成分较低，而靠近共晶成分的边缘地带成分明显偏高。
为了进一步研究，将线扫描数据提取出来，对两种溶质元素在二次枝晶间距内的偏析程度进行了对比分析。根据相对浓度偏差的定义：（Ci-C0）/C0，Cu和Mg两种溶质元素在枝晶臂边缘的成分相对于中心的浓度偏差，Cu为- 79. 19%，Mg为- 53. 92%。可以看到，二次枝晶臂边缘的成分明显高于枝晶中心。合金在凝固过程中的溶质再分配是产生上述偏析的根本原因。由于Cu、Mg的溶质分配系数都小于1，随着凝固进行，液相中溶质浓度升高，析出固相的成分不断升高，又因为固相扩散不能完全进行，因此在二次枝晶臂边缘形成了正偏析。
通过上述分析可知，Cu元素的凝固偏析程度要大于Mg元素。原因是在相同的凝固与枝晶间液相流动条件下，溶质元素的固相扩散能力对凝固偏析的形成有重要的影响，固相扩散系数较小的溶质元素倾向于形成程度较大的偏析，反之形成的偏析程度较轻，而Mg元素在α-Al中的固相扩散系数约是Cu元素的1.5倍，所以Cu元素的偏析程度大于Mg元素。
3 结 论
(1)随着冷却速率的增大，Al-4. 29Cu-l. 09Mg合金的保温型、砂型、石墨型试样凝固组织的二次枝晶间距明显减小，分别为139. 42、82. 78，24. 35 μm，而表面硬度(HRA)呈增大趋势，分别为23. 68、25. 78、29, 00。
(2) Al-4. 29Cu-l. 09Mg合金在石墨型、砂型、保温型的冷速分别为7. 220、0.474和0.064℃／s，3种铸型中的凝固路径均分为L→L+α-Al→L+a-Al+→L+α-Al++S 3个阶段。
(3) Al-4. 29Cu-l. 09Mg合金砂型凝固组织出现明显的二次枝晶间偏析，Cu和Mg在枝晶臂边缘的成分相对于中心的浓度偏差Cu为- 79. 19%，Mg为- 53. 92%。由于固相反扩散能力的差别，合金中Cu元素的偏析程度高于Mg。
4摘 要
选取Al一4.29Cu-l. 09Mg合金，采用石墨型、砂型、保温材料等3种铸型进行了凝固试验，采用扫描电镜、能谱分析等手段研究了不同冷速铸锭的凝固相组成与形貌、硬度、二次枝晶间距等。结果表明，随着冷却速率的提高，合金凝固组织的二次枝晶臂间距明显减小，硬度增大。在二次枝晶臂尺度范围内，砂型铸锭中Cu和Mg元素出现了明显的微观偏析，枝晶臂边缘成分明显高于枝晶臂中心，并发现Cu元素的偏析程度要大于Mg。
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