鑄造鎂合金熱裂行為的研究進展

（上海交通大學 材料科學與工程學院，上海 200240）

與鋼相比，鎂合金因質(zhì)量較輕、比強度較高而廣泛應用于航空領域、汽車領域以及3C 數(shù)碼領域[1—3]。大多數(shù)鎂合金都是通過普通鑄造方式生產(chǎn)的，后續(xù)的加工和使用都對缺陷有嚴格要求，但是，鎂合金收縮量較大[4]，在鑄造成形過程中易產(chǎn)生熱裂缺陷。眾所周知，熱裂缺陷是最為嚴重的缺陷之一，極小的微裂紋便會大大降低零件的使用壽命，甚至導致零件直接報廢，所以，鎂合金抗熱裂性能的好壞成為合金鑄件能否批量生產(chǎn)的關鍵性指標。當溫度高于固相線溫度[5—6]，在收縮應力[7—8]作用下，熱節(jié)區(qū)域或者截面積變化較大的位置常常產(chǎn)生熱裂缺陷[9]。通常熱裂產(chǎn)生時，鑄件受到的收縮應力超過鑄件在該溫度下的強度，而且液相的補縮也明顯不足[10—11]。熱裂通常由主撕裂和沿晶間路徑的許多次要分支組成，并且破壞面顯示出樹枝狀形態(tài)[5]。各種研究表明，熱撕裂是一種復雜的現(xiàn)象，多種因素影響其形成。

文中綜述了現(xiàn)有的熱裂理論、試驗評估方法、熱裂影響因素和大多數(shù)鎂合金的熱裂行為，其中熱裂理論部分著眼于材料性質(zhì)和凝固過程，而試驗評估方法著重強調(diào)了儀器測量法和原位設備的使用，影響因素部分從材料成分、凝固條件和凝固組織3 個方面進行總結(jié)，并著重從成分角度總結(jié)了大多數(shù)鎂合金的熱裂傾向性。

1 熱裂理論

經(jīng)過近百年的研究，目前形成的熱裂理論有強度理論、液膜理論、晶間搭橋理論、凝固收縮-補償理論、裂紋形成功理論以及沖擊應力理論。

1.1 強度理論

在鑄件凝固后期，已經(jīng)形核長大的固相骨架隨著溫度的降低開始凝固收縮，收縮受阻時，鑄件將產(chǎn)生應力或變形。當應力或變形超過合金在該溫度下的強度極限或者變形極限時，鑄件便會通過開裂來釋放應力，即發(fā)生熱裂。Sigworth[12]對金屬的熱裂機理做了比較詳細的綜述，他指出熱裂是在晶間液膜存在時，合金喪失強度和塑性所導致。Norton[13]、Archbutt[14]、Vero[15]和Singer[16]等先后對半固態(tài)材料的高溫力學性能進行測試，表明當材料被加熱至固相線溫度以上時，材料會突然喪失延展性。其中，Singer 等的工作更為系統(tǒng)地說明了這一問題，隨著溫度升高，合金強度逐漸下降；當達到某一程度時，強度急劇下降直到完全喪失，該點所對應的溫度多處于固相線以上5～30 ℃之間，如圖1 所示（1 Psi=6.895 Pa）。Forest[17]和Wisniewski[18]的實驗結(jié)果也出現(xiàn)了類似的情況?？傊?，熱裂產(chǎn)生于固液兩相區(qū)，是材料強度和延展性突然喪失所致。

圖1 Al-Si 合金在不同溫度下的拉伸強度[16]Fig.1 Tensile strength of Al-Si alloys at different temperatures

圖2 液體在半固態(tài)金屬晶界處的平衡分布[19]Fig.2 Equilibrium distribution of liquid at the grain boundary of semi-solid metals

研究表明，材料熱裂的脆裂程度還和潤濕二面角有關。Smith[19]在研究銅基材料和Fe-30Cu 合金時，第一次提出了表面張力在液態(tài)金屬脆化過程中的重要性。如圖2 所示，其中γss是晶粒間的界面自由能，γsl是液相和固相間的界面自由能。當γss/γsl的比值大于等于2 時，平衡二面角θ為0°，此時液相完全潤濕固相。隨后Campbell[20]的研究表明，即使二面角為0°，也必須存在一定量的液相才能完全潤濕晶界，但其研究在高液相分數(shù)時卻不準確。經(jīng)過Tucker[21]、Wray等[22]的修正后，給出了較為準確的關系，如圖3 所示。大多數(shù)金屬材料的二面角低于20°，所以液相的分布受二面角的影響較小。當液相體積分數(shù)僅為1%時，接近1/3 的晶界被液相潤濕；當液相體積分數(shù)為5%時，接近2/3 的晶界被液相潤濕；當液相體積分數(shù)為10%時，有85%的晶界被液相潤濕。

圖3 液相覆蓋晶界的百分數(shù)與二面角及液相分數(shù)的關系[22]Fig.3 Relationship among fraction of grain boundary covered by liquid,dihedral angle and volume fraction of liquid

1.2 液膜理論

強度理論指出，熱裂的產(chǎn)生是強度和延展性突然喪失所致，并提到了晶間液膜在其中起到作用，但并未明確液膜作用的具體機理。1952 年，Pellini[23]首先提出液膜理論；1961 年，Saveiko 發(fā)展了基于枝晶液膜的理論[24]；后來，Campbell[25]進一步發(fā)展了液膜理論。液膜理論認為，在合金凝固后期，組織中的枝晶彼此接觸，液相被限制在枝晶間而難以流動。加上晶間結(jié)合力較弱，在收縮受阻的情況下極易產(chǎn)生晶間裂紋。當剩余液相太少而不足以對裂紋進行愈合時，便會產(chǎn)生熱裂紋。

液膜理論示意圖如圖4 所示，熱裂形成過程可以分為3 個階段。當剩余液相較多時，處于第一階段的晶粒相對較小，晶間液膜與外界液體相互連通并且可以自由流動。隨著凝固進行，晶粒繼續(xù)長大并相互接觸，開始進入圖4 所示的第二階段。晶間液膜與外界液相間的對流受阻，液膜在表面張力的作用下將產(chǎn)生一個與外界應力相平衡的附加壓力，從而使晶間液膜表面呈現(xiàn)一定曲率的凹面。隨著外力作用增大，晶間液膜所能產(chǎn)生與之平衡的附加壓力終將達到最大值，若外力繼續(xù)增大，平衡條件被破壞，液膜兩側(cè)的晶粒開始分離而產(chǎn)生熱裂。剛接觸的晶粒在界面處的結(jié)合并不牢靠，易在拉應力作用下分離，從而導致熱裂紋擴展。

圖4 液膜理論示意圖[25]Fig.4 Schematic diagram of liquid film theory

1.3 晶間搭橋理論

晶間搭橋理論最初由Clyne 和Davies 等[26—29]提出，他們認為合金在凝固過程中可以分為4 個區(qū)域：準液相區(qū)、物質(zhì)補縮區(qū)、晶間分離區(qū)和晶間搭橋區(qū)。凝固剛開始時，金屬液中只存在少量枝晶骨架，此時的金屬液可看做準液相區(qū)。隨著晶核數(shù)量增多以及枝晶生長，金屬液開始對晶間區(qū)域進行物質(zhì)補縮。當枝晶進一步長大時，得不到補縮的區(qū)域產(chǎn)生晶間分離，而晶間補縮相對充分的區(qū)域開始出現(xiàn)晶間搭橋現(xiàn)象。晶間搭橋理論認為，隨著晶粒的長大，不同晶粒在晶界位置處開始相互橋接并建立起晶界強度，所以晶間搭橋的存在加強了晶間結(jié)合力，使得合金斷裂應力遠高于由液膜理論計算的結(jié)果，并且，熱裂是晶間收縮被外力約束而破壞晶間搭橋所致。鑄件凝固后期，晶粒生長越快，晶粒相互接觸所消耗的時間越短，則晶間搭橋越能大量形成，進而迅速提高晶間結(jié)合力，降低鑄件熱裂傾向。

晶間搭橋理論示意圖如圖5 所示，當晶間結(jié)合力與晶內(nèi)結(jié)合力在同一水平時，收縮受阻產(chǎn)生的應力將不再造成熱裂，而只會使晶粒有所變形。丁浩等[30]通過對 Al-1.0%Cu 合金定向凝固時的熱裂紋進行研究，證實了合金凝固后期晶間搭橋結(jié)構(gòu)的存在。許榮福[31]通過對Al-Si 系亞共晶合金的熱裂斷口微觀形貌進行觀察，也證實了晶間搭橋結(jié)構(gòu)的存在。

圖5 晶間搭橋理論示意圖[26—29]Fig.5 Schematic diagram of intercrystalline bridge theory

1.4 凝固收縮-補償理論

凝固收縮-補償理論[32—34]認為，合金在凝固過程中可以分為準液相區(qū)、可補縮區(qū)、不可補縮區(qū)和晶間搭橋區(qū)。準液相區(qū)中只形成少量枝晶骨架，此時合金的整體強度很低，但塑性較高。當枝晶骨架大量形成時，合金強度逐步建立，而塑性將隨之下降。隨著金屬液繼續(xù)凝固，強度繼續(xù)升高而塑性降到最低，此時合金進入準固相區(qū)。凝固后期，當溫度低于某一特定值時，晶粒開始相互橋接，從而提高晶間結(jié)合力，使強度和塑性都有所提高，這一階段便是晶間搭橋。合金在可補縮區(qū)和不可補縮區(qū)的塑性都較低，當凝固收縮受阻產(chǎn)生收縮應變時，極易產(chǎn)生晶間分離進而擴展形成熱裂紋。圖6 是基于凝固收縮補償理論的熱裂紋形成示意圖，凝固后期，晶界周圍存在一定含量的液相。對于糊狀微區(qū)而言，四周都被凝固收縮的拉應力所作用，當晶間強度塑性不夠時，極易在拉應力作用下產(chǎn)生晶間分離。若此時液相能夠及時對晶間分離所產(chǎn)生的微孔進行補縮和愈合，則微孔不會擴展；若液相不能夠及時補縮，則微孔在拉應力作用下沿液膜擴展形成熱裂紋。

圖6 凝固收縮-補償理論示意圖[32]Fig.6 Schematic diagram of solidification shrinkagefeeding theory

1.5 裂紋形成功理論

凝固后期，大部分晶粒被剩余液相潤濕，而固液界面較為脆弱，易在收縮應力作用下分離，從而產(chǎn)生熱裂紋。裂紋形成功理論認為，熱裂的產(chǎn)生需要經(jīng)過形核和擴展兩個階段，此時，液相的潤濕性和固液界面張力就顯得尤為重要。凝固后期，溶質(zhì)再分配使低熔點合金元素在剩余液相中富集，降低界面結(jié)合力，進而降低裂紋形成功，促進裂紋形核。一般潤濕二面角θ越小，裂紋形成功越小，合金就越容易表現(xiàn)出脆性。

1.6 沖擊應力理論

目前大多數(shù)熱裂設備都可對凝固過程中產(chǎn)生的收縮應力進行實時監(jiān)測。“沖擊應力”理論主要是基于測量合金在凝固過程中受到的沖擊應力而提出的。沖擊應力理論[35—36]認為，凝固末期，鑄件中先析出的固相會對收縮部位產(chǎn)生阻礙作用，局部形成收縮應力，若該應力或變形超過合金在該溫度下的強度或變形能力，合金便會在熱節(jié)部位產(chǎn)生熱裂紋。

沖擊應力理論示意圖如圖7 所示，收縮應力曲線可以分為幾個階段。澆注時，金屬液對測力設備尖端有所沖擊，因此會存在ab段所示的負壓力。凝固初期，枝晶開始生長并形成骨架，建立起基本的強度，應力值開始迅速上升，如bc段所示。當金屬液冷卻至共晶溫度時，剩余的液相發(fā)生共晶反應。由于共晶液相是在同一溫度下凝固，凝固速度較快，若共晶液相較多，則會產(chǎn)生劇烈收縮，如cd段所示。當該收縮力超過合金在該溫度下的強度時，該“沖擊應力”便會使合金在晶界處開裂，以此釋放應力，如de段所示。由于此時液相已經(jīng)十分稀少，很難對開裂處進行補縮，因此，微裂紋將在收縮應力作用下繼續(xù)擴展長大。當凝固結(jié)束后，隨著溫度的降低，鑄件繼續(xù)收縮，測得的應力值將如ef段所示繼續(xù)緩慢增加。

圖7 沖擊應力理論示意圖[37]Fig.7 Schematic diagram of impact stress theory

以上6 種理論從不同角度闡明了熱裂形成的原因，但是本質(zhì)上是相通且不可分割的。凝固后期若晶間搭橋速度較慢，在晶界附近便無法建立起與晶內(nèi)同一水平的強度和塑性。晶間液膜的存在進一步降低了晶間結(jié)合力，使裂紋形成功變小，則晶粒在凝固收縮應力作用下易發(fā)生晶間分離而產(chǎn)生微裂紋。若此時補縮條件良好，則微裂紋可以被愈合；若此時無法補縮，則微裂紋沿著晶間液膜擴展長大。當共晶液相凝固產(chǎn)生的瞬間收縮較大時，對晶界等脆弱區(qū)域產(chǎn)生的沖擊更大，而熱裂紋的形成也更容易。幾種理論描述了熱裂形核的前期條件和后期擴展，組合起來才能將熱裂形成過程描述完整。這些理論基本都是基于應力、應變、應變速率以及能量等角度提出的，對將熱裂形成過程數(shù)學化模型化有著重要意義。

2 熱裂評估方法

熱裂評估方法有很多種，最開始使用的是環(huán)形測試法，隨后出現(xiàn)了約束棒法，這些都是對熱裂紋進行直接觀測。隨著儀器設備的發(fā)展，研究者開始關注合金材料和實驗條件對熱裂的影響，將溫度、應力、位移等傳感器添加到熱裂設備當中。近十年來，研究者試圖直接觀察熱裂紋的微觀形成過程，將攝像機、掃描電鏡、同步輻射X 射線等設備也用于研究熱裂紋的形成。盡管熱裂設備有很多延伸和改進，但大體可以歸納為裂紋觀察法、儀器測量法以及原位評估法3 種。

2.1 裂紋觀察法

2.1.1 熱裂環(huán)法

熱裂環(huán)法較為簡單，應用廣泛，因此被許多研究人員用來評估合金的熱裂傾向性[38—42]。熱裂環(huán)模具如圖8 所示，砂型中有兩個直徑為108 mm 的圓盤型腔，并在各自的中心分別安置鋼芯，其直徑的大小決定了熱裂環(huán)的寬度。在正對內(nèi)澆道的外型中放置冷鐵，以便在合金最后凝固的地方形成熱裂。合金熱裂傾向性大小可以表示為：

式中：Dcrit是開始出現(xiàn)熱裂紋時鋼芯的直徑。熱裂環(huán)法工藝簡單，操作方便，但是不能觀測熱裂過程和熱裂形成溫度，以及鑄件形成熱裂時的應力變化，而且這種技術也很難控制凝固速率，只能對熱撕裂傾向給出定性值，難以用于研究熱裂本質(zhì)機理。

圖8 熱裂環(huán)模具[42]Fig.8 Hot tearing ring mold

2.1.2 約束棒法

約束棒法通常可以分為兩類：等長不等直徑的約束棒和等直徑不等長的約束棒。近十幾年來，儀器測量應力/位移/溫度與約束棒的組合可以更加深入地研究熱裂機理，因此將儀器約束棒法也歸為約束棒法進行闡述。

2.1.2.1 直徑不同的約束棒

Li 等[43]采用如圖9 所示直徑不同的約束棒法研究Mg-Al-Mn-Sr 合金的熱裂行為。中間桿與兩頭相接的位置截面積過渡較大，最易出現(xiàn)應力集中從而產(chǎn)生熱裂。桿的直徑越小，相接處截面積變化越大，越容易產(chǎn)生熱裂，因此可以將熱裂傾向性表示為：

式中：φ是出現(xiàn)熱裂紋的桿的最大直徑。該方法易于操作和比較，但只能后期觀察熱裂紋，無法提供更多有關熱裂機理的信息。

圖9 直徑不同的約束棒法[43]Fig.9 Constrained bar method with different diameters

2.1.2.2 長度不同的約束棒

圖10 所示為長度不同的約束棒模具[44]，由于模具成星形，因此又叫星形模具。Gunde 等[45]采用該模具研究了Mg-Zn-Y 合金的熱裂行為，采用一個0—1之間的數(shù)值來衡量每根桿熱裂的程度：1 用于完全斷裂的桿；0.5 用于明顯開裂的桿；0.25 用于只能采用放大鏡觀察出裂紋的桿；0 用于沒有觀察到裂紋的桿。最后的HTS 是所有棒的平均值。

星形模具的做法是為了減少單根桿的隨機誤差，但不同桿的應力集中程度不同，只對熱裂情況進行簡單的平均是很難真正評價合金的抗熱裂性能的。

圖10 長度不同的約束棒法[44]Fig.10 Constrained bar method with different lengths

2.2 儀器測量法

2.2.1 測應力/溫度的約束棒法

為了克服上述約束棒的局限性，如圖11 所示，Cao 等[46—47]在約束棒的基礎上，引入測力裝置和測溫裝置，以便從收縮力曲線以及冷卻曲線上得出熱裂產(chǎn)生的時間以及更多關于熱裂機理的信息。

如圖11 所示，該模具中采用4 根平行的約束棒，每根桿的長度不同，其熱裂傾向性計算方式[48]為：

式中：Flength為不同桿的熱裂系數(shù)，最短桿（51 mm）熱裂時系數(shù)是32，第二短桿（89 mm）熱裂時系數(shù)是16，第二長桿（127 mm）熱裂時系數(shù)是8，最長桿（165 mm）熱裂時系數(shù)是4；Flocation是位置系數(shù)，當熱裂位置在澆注端時，系數(shù)是1，熱裂位置在球端時，系數(shù)為2，熱裂位置處于桿中間時，系數(shù)為3；Fcrack是裂紋系數(shù)，當熱裂紋為短發(fā)線時，系數(shù)是1，熱裂紋為長發(fā)線時，系數(shù)是2，當熱裂紋為嚴重裂紋時，系數(shù)是3，當桿斷裂時，系數(shù)是4，而第五根桿用于測定收縮應力曲線和冷卻曲線。該種方法綜合考慮了不同桿長、不同應力集中位置以及不同熱裂程度，得出的熱裂傾向性將更加準確，而且該方法還可通過應力-溫度-時間曲線分析熱裂產(chǎn)生的時間和應力下降等信息，但是，該方法統(tǒng)計計算熱裂傾向值時，無法考慮微觀熱裂紋，也不能展現(xiàn)形成熱裂的微觀過程。

圖11 測力約束棒模具[47]Fig.11 Constrained bar mold of force measuring

2009 年，Zhen 等[49]將Cao 等的CRC 模具簡化為一根桿，如圖12 所示。Cao 等將模具的澆口處設計成平直的桿，在鑄件凝固收縮過程中，鑄件和模具間的摩擦較為嚴重，對測得的收縮應力影響較大。為規(guī)避這一現(xiàn)象，Zhen 等[49]將澆口設計成錐形，有效降低了鑄件在澆口處與模具間的摩擦力，從而使測得的收縮應力更能反映熱裂本質(zhì)機理，其中應力降低值的大小也能反映出合金鑄件的熱裂傾向。在該評估方法中，Zhen 等采用蠟穿透法測量熱裂紋的體積，并將裂紋體積作為合金熱裂傾向的指標。裂紋體積的評估方式比裂紋長度法更為精確。

2.2.2 測應力/位移的約束棒法

圖13 所示為WPI 和CANMET 材料技術實驗室金屬加工研究所發(fā)明的測位移/應力的約束棒模具[50]，其中應力的測試與Cao 等的設備相似。桿自由線收縮時的位移與合金熱裂傾向性有關。他們發(fā)現(xiàn)，非平衡共晶溫度之前，無熱裂的合金位移很小，而熱裂嚴重的合金位移很大。位移越大說明合金收縮越大，當存在外界約束時，合金的熱裂傾向越高。

圖12 裝置原理[49]Fig.12 Schematic diagram of apparatus

圖13 測位移法的實驗裝置和鑄件尺寸[50]Fig.13 Diagram of experimental set-up and casting dimensions for the method of measuring displacement

2.3 原位評估法

隨著科技發(fā)展，研究熱裂的方式逐漸變得數(shù)字化、圖像化，而原位研究熱裂機理也成為研究者們努力的方向。攝影機、掃描電鏡、中子衍射和同步輻射X 射線等設備都被用于熱裂的研究。

2.3.1 攝影機

攝像機原位觀測熱裂的設備示意圖如圖14 所示，Davidson 等[51]在原來的熱裂設備中增加了攝像機，這使得原位觀察鑄件熱裂成為可能。一面角度為45°的鏡子位于玻璃窗上方，采用25 幀/s 的長焦鏡頭攝像機拍攝金屬凝固過程。Davidson 等通過對Al-Cu合金熱撕裂形核與擴展的直接觀察，認為熱撕裂形成時的固體分數(shù)為93%～96%，但該方法只能從宏觀角度對熱裂紋進行觀察，而不能對熱裂紋的微觀形成進行研究。

圖14 攝像機原位觀測熱裂的設備示意圖[51]Fig.14 Schematic of in situ observation of hot tearing by video camera

2.3.2 掃描電鏡

Haaften 等[52]采用掃描電鏡對被原位加熱、拉伸的AA5182 合金樣品進行觀察，從而對熱裂紋進行原位研究。該實驗是在Gleeble 3500 熱模擬機上進行，采用50 ℃/s 的加熱速度和低于3×10-3s-1的應變速率，將樣品加熱至500～580 ℃之間的半固態(tài)狀態(tài)。如圖15 所示，Haaften 等采用掃描電鏡對熱裂形成過程進行觀察，在560 ℃時，樣品中產(chǎn)生了多條裂紋。圖15 a 中裂紋在晶界附近產(chǎn)生，而相鄰兩個晶粒還未完全分離。圖15b 中裂紋兩側(cè)的晶粒已部分分離，而剩余液體與未分離部分形成毛細管彎液面。該方法和攝像機法相比，能夠?qū)峁?jié)微區(qū)的熱裂形核與擴展過程進行實時觀察，但無法提供熱裂紋大小及三維信息。

圖15 560 ℃時的SEM 照片[52]Fig.15 SEM images at 560 ℃

2.3.3 中子衍射

D.Elia 等[53]在加拿大喬克河的中子束中心采用C2中子粉末衍射儀對樣品進行中子衍射分析。中子衍射的優(yōu)點在于中子具有很高的穿透性，這保證了所觀察到的散射能代表塊狀樣品。D.Elia 等采用圖16 所示的凝固裝置，以便在中子輻射情況下對樣品的融化與凝固進行控制。將Al-Cu 樣品插入圖16b 所示的石墨坩堝中，坩堝內(nèi)徑為6.5 mm，長為62 mm。將控制熱電偶通過石墨套插入樣品，深度為10 mm。熱電偶的深度使熱電偶對衍射圖的貢獻最小，但保證了樣品溫度的準確讀數(shù)。在控制熱電偶附近放置一個參考熱電偶，以確保溫度沒有顯著差異。隨后將坩堝（里面有樣品）與凝固裝置相接，并放置在真空爐內(nèi)。爐膛內(nèi)有一個進水口/出水口，使水能夠流動并冷卻爐膛。此外，采用低流量氬氣保護以防止樣品氧化。

圖16 中子衍射凝固分析實驗裝置[53]Fig.16 Experimental setup for neutron diffraction solidification analysis

該實驗中采用中子衍射技術確定各個相的固相演化，在未細化和細化的合金中，固體α-Al 的發(fā)展與各自的晶粒結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出良好的一致性，并且發(fā)現(xiàn)晶粒細化對Al2Cu 的生長影響不大，然后與應力-溫度-時間曲線結(jié)合起來，確定B206 在模具溫度分別為250，325，400 ℃時，熱裂起始固體分數(shù)對應為0.85，0.87，0.81。中子衍射技術的引入使得原位研究各個相對熱裂的影響更為準確便捷。

2.3.4 同步輻射X 射線

同步輻射X 射線通常與原位高溫拉伸相配合。高精準高強度的同步輻射X 射線可以對半固態(tài)樣品的熱節(jié)區(qū)域進行觀測，然后重建熱節(jié)區(qū)域的三維斷層體積，并提供撕裂的形核與擴展的詳細信息。此外，還可觀測熱撕裂與微觀結(jié)構(gòu)的相互作用過程。

Phillion 等[54—56]采用圖17 所示的裝置對半固態(tài)Al-Cu 合金的原位拉伸過程進行觀測。將樣品加熱至共晶溫度以上，使樣品的固相分數(shù)約為0.9。采用0.1 μm/s 的變形速率對樣品進行拉伸，同時將樣品在16 s內(nèi)旋轉(zhuǎn)180°從而獲得各個斷面的二維射線照相投影，然后根據(jù)二維投影重建像素為2.8 μm 的三維斷層體積。結(jié)果表明，在變形過程中，剩余液體最初聚集在一個幾乎垂直于拉伸軸的晶間表面。當剩余液體被排出時，該區(qū)域便會形成孔隙。這些孔隙進而相互連接，并通過液膜表面進行擴展。這些觀察表明，高分辨率X 射線斷層掃描，對于半固態(tài)合金熱撕裂形成的原位研究具有一定價值。

圖17 同步輻射X 射線原位觀測熱裂的原理[54]Fig.17 Schematic diagram of in-situ observation of hot tearing by synchrotron radiation X-ray

熱裂評估方法從簡單的裂紋觀察，到熱裂過程的溫度、應力以及位移監(jiān)測，再到原位的合金相分析、視頻監(jiān)測、形貌觀察以及三維重建，對熱裂的研究實現(xiàn)了從宏觀到微觀的觀察，從表象到機理的研究。非原位評估方法便于比較合金之間的熱裂傾向，而原位評估方法便于研究合金的熱裂形核、擴展等微觀機理。

3 熱裂影響因素

一直以來，研究者們通過試驗不斷研究不同因素對合金熱裂行為的影響。歸結(jié)起來，影響熱裂的因素無非有兩類：合金體系和凝固條件，其中合金體系及其成分很大程度上決定了收縮應力、凝固范圍和共晶液相等參數(shù)；而凝固條件包括澆注溫度、模具溫度、冷卻速率等參數(shù)。受兩種因素決定的微觀組織則與合金鑄件的熱裂行為息息相關。

3.1 合金成分

研究表明[57]，純金屬和共晶合金不易產(chǎn)生熱裂，這是因為純金屬和共晶合金都是在恒定溫度下凝固的，故不會有熱裂產(chǎn)生。當含有低含量溶質(zhì)時，熱裂便會產(chǎn)生，這是因為溶質(zhì)元素的加入增大了凝固范圍，在凝固后期，局部區(qū)域很難得到剩余液相的補縮，在收縮應力或收縮應變作用下，易產(chǎn)生孔洞或熱裂等缺陷，所以，在一定溫度范圍內(nèi)凝固的合金，若其剩余液相較少而不足以對局部區(qū)域進行補縮時，則該合金可能產(chǎn)生熱裂。

1936 年，Vero[15]最早對“合金成分如何影響熱裂傾向”的問題進行研究。他采用“U”型金屬模具研究Al-Si 二元合金的熱裂行為，結(jié)果發(fā)現(xiàn)熱裂傾向隨著Si 含量的增加而增加，并在Si 的質(zhì)量分數(shù)為1.6%時達到峰值，之后便隨著Si 含量的繼續(xù)增加而降低。1947 年，Pumphrey 等[58]采用熱裂環(huán)法對 Al-Si，Al-Cu，Al-Mg，Al-Fe，Al-Mn，Al-Zn 等6 種二元鋁合金的熱裂行為進行了系統(tǒng)性研究，并將環(huán)上出現(xiàn)的裂紋長度的總和作為熱裂指數(shù)。結(jié)果表明，在所有合金體系中，裂紋總長隨著合金元素的增加開始從零增加，隨后減少到零裂紋。1960 年，Rosenberg 等[59]采用等直徑不等長的桿來評價Al-Mg，Al-Sn，Al-Cu，Mg-Al 和Mg-Zn 合金體系的抗熱裂性能，并采用最長不產(chǎn)生熱裂的桿的長度來評價合金的抗熱裂性能。在純金屬中添加一小點溶質(zhì)元素便會導致抗熱裂性能的降低，并且不同合金元素對抗熱裂性能的降低速率是不同的。與之前的研究相同，隨著溶質(zhì)元素的增加，抗熱裂性能先降低后增加，熱裂傾向隨著溶質(zhì)含量的變化也會出現(xiàn)峰值。Rosenberg 等的工作幫助建立二元合金熱裂傾向與合金成分的關系，即通常所說的λ曲線，如圖18 所示。

大多數(shù)二元合金的熱裂傾向都遵循λ曲線，對多元合金而言，其熱裂傾向并不一定遵循λ曲線。Chamberlain[60]和Sigworth[61]的工作表明，合金元素間的反應也會影響熱裂。在Al-Zn-Mg 合金體系中，其熱裂傾向取決于Mg 和Zn 的含量以及Mg 和Zn 的比例。實驗發(fā)現(xiàn)，當Mg∶Zn=1.4∶1 時（質(zhì)量比），鑄件中沒有熱裂紋的產(chǎn)生。Easton 等[62]對Al-Si-Mg合金體系的研究表明，硅鎂比對合金的熱裂傾向并不能起到關鍵作用，所以，相對而言，多元合金的熱裂行為要復雜很多。

圖18 二元合金熱裂傾向隨著合金成分變化的λ 曲線[29]Fig.18 Schematic illustration of "λ" curve showing the HTS of binary alloys as their composition changes

對于不同合金體系而言，收縮系數(shù)大的合金體系熱裂傾向更大，這是因為收縮系數(shù)大的合金在凝固后期產(chǎn)生的收縮應力更大，即其產(chǎn)生熱裂的驅(qū)動力更大。相對而言，收縮系數(shù)大的合金體系通常更易產(chǎn)生熱裂。對于同一合金體系而言，大量的研究結(jié)果表明[63—66]，合金的熱裂傾向與合金的凝固范圍以及共晶液相有關。一般來說，合金的凝固范圍越寬，合金越容易發(fā)生熱裂。這是因為凝固范圍越寬，凝固時脆弱階段所消耗的時間越長，液相穿過枝晶網(wǎng)絡進而對局部區(qū)域進行補縮的能力越弱，合金開裂的幾率就越大。此外，共晶液相對熱裂行為的影響也同樣突出，結(jié)果表明，隨著共晶液相的增加，合金熱裂傾向隨之增加；當共晶液相分數(shù)超過臨界值時，熱裂傾向會隨之降低。這是因為少量的共晶液相會潤濕晶界，阻礙晶間搭橋，降低晶間結(jié)合力，使晶界處沒有足夠強度抵抗收縮應力，進而導致熱裂。共晶液相分數(shù)越多，被潤濕的晶界就越多，合金開裂的幾率就越大。當共晶液相分數(shù)超過臨界值時，液相在枝晶網(wǎng)絡間的流動性增強，能夠及時對局部熱裂區(qū)域進行補縮，從而降低熱裂傾向。

鎂合金熱裂傾向性與成分的關系大多遵循λ曲線，這一關系在二元鎂合金中尤其顯著。多元鎂合金隨成分變化的熱裂行為則變得復雜，有時遵循λ曲線，有時單調(diào)遞減或單調(diào)遞增，有時還可能先減后增。目前對鎂合金熱裂的研究大多集中于Al，Zn，RE 等元素，文中將鎂合金熱裂方面的研究結(jié)果按照變量元素進行分類，在宋江鳳等[67]的研究基礎上將研究結(jié)果總結(jié)為表1—3。

3.1.1 Al 元素的影響

表1 所示為變量元素為Al 的鎂合金熱裂結(jié)果。Cao 等[68]采用CRC 模具研究了Al 的質(zhì)量分數(shù)在0.25%～8%范圍內(nèi)變化時鎂合金的熱裂行為，其中模具溫度為335 ℃。結(jié)果表明，Mg-Al 二元合金的熱裂傾向先升高后降低，在Al 的質(zhì)量分數(shù)為1%時達到峰值，呈現(xiàn)典型的“λ曲線”。Zhen 等[69]采用圖12 所示的CRC 模具研究了Mg-Al 二元合金的熱裂行為，采用裂紋體積作為熱裂傾向指數(shù)，結(jié)果表明熱裂傾向也在Al 質(zhì)量分數(shù)為1%時達到峰值。

表1 鎂合金熱裂傾向峰值對應的鋁含量（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 Aluminum content corresponding to the peak of HTS of magnesium alloys (mass fraction) %

表2 鎂合金熱裂傾向峰值對應的Zn 含量（質(zhì)量分數(shù)）Tab.2 Zinc content corresponding to the peak of HTS of magnesium alloys (mass fraction) %

表3 鎂合金熱裂傾向峰值對應的RE 含量（質(zhì)量分數(shù)）Tab.3 RE content corresponding to the peak of HTS of magnesium alloys (mass fraction) %

關于Al 含量對多元鎂合金熱裂傾向影響的研究大多集中于Mg-Zn 系合金。Vinodh 等[33]采用圖11所示的CRC 模具研究了Al 含量對Mg-10Zn 合金熱裂行為的影響，其中澆注溫度為720 ℃，模具溫度為280，320，350 ℃。結(jié)果表明，Al 元素的引入縮短了合金的凝固范圍，增加了剩余液相百分數(shù)，從而降低了熱裂紋產(chǎn)生的可能性，提高了合金在凝固后期的補縮能力，因此隨著Al 含量的增加，Mg-10Zn-xAl 合金的熱裂傾向越低。Zhou 等[70]采用CRC 模具研究了Al 含量對Mg-1.5Zn 合金熱裂傾向的影響，結(jié)果顯示，在所研究的合金中Mg-1.5Zn-0.5Al 具有最高的熱裂傾向。Yang 等[73]采用CRC 模具研究了Al 含量對Mg-6Zn 合金熱裂傾向的影響，結(jié)果表明添加質(zhì)量分數(shù)為1%的Al 比添加質(zhì)量分數(shù)為4%的Al 更容易熱裂。Cao 等[9,46—47]采用CRC 模具研究了Al 含量對Mg-2.5Ca，Mg-1.5Sr，Mg-3Sr 的3 種合金熱裂傾向的影響，其中Mg-3Sr 為基的合金整體熱裂傾向比Mg-1.5Sr 合金的低。隨著Al 含量的加入，Mg-1.5Sr和Mg-3Sr 為基的合金凝固范圍減小，剩余液相分數(shù)增加，使合金熱裂傾向隨著Al 含量的升高而降低。結(jié)果顯示Al 的質(zhì)量分數(shù)在4%～6%范圍內(nèi)變化時，對Mg-2.5Ca 合金的熱裂傾向改變不大。Chen 等[71]采用“L”型模具研究了Al 的質(zhì)量分數(shù)在3%～15%時對Mg-2Ca-2Sm 合金熱裂傾向的影響，隨著Al 含量的增加，合金的凝固范圍先降低后升高。α-Mg 相的枝晶臂隨著Al 含量的升高而變得粗大。當Al 的質(zhì)量分數(shù)為3%時，組織中存在網(wǎng)狀的Mg2Ca 相，熱裂紋易在α-Mg/Mg2Ca 相界面處萌生，并沿著網(wǎng)狀相界擴展。將Al 的質(zhì)量分數(shù)提高為5%時，組織中的Mg2Ca 相消失，取而代之的是細小顆粒狀的Al2Sm 和條狀的Al2Ca，降低了裂紋形核擴展的可能性。隨著Al 含量的繼續(xù)增加，組織中出現(xiàn)了Mg17Al12相，增加了合金的凝固范圍，從而提高了合金的熱裂傾向。Zhang 等[72]采用“T”模具研究了Al 含量對Mg-2Zn-3Y 合金熱裂傾向的影響，結(jié)果表明Al2Y 可以作為α-Mg 的形核位點，從而細化晶粒，并且Al2Y 的生成可以降低相干溫度，從而降低合金的熱裂傾向，該實驗結(jié)果也與CSC 計算結(jié)果一致。

3.1.2 Zn 元素的影響

表2 統(tǒng)計了變量元素為Zn 的鎂合金熱裂結(jié)果。周樂等[74,110]采用“T”型模具研究了Zn 質(zhì)量分數(shù)在0.5%～12%范圍內(nèi)變化時對二元Mg-Zn 合金熱裂傾向的影響，采用裂紋體積作為熱裂傾向指數(shù)，其中澆注溫度為200，300，450，550 ℃。結(jié)果顯示Mg-Zn 二元合金熱裂傾向與CSC 計算結(jié)果一致，隨Zn 含量變化符合“λ曲線”，并在Zn 質(zhì)量分數(shù)為1.5%時出現(xiàn)峰值。Yang 等[73]采用CRC 模具，在澆注溫度為710 ℃，模具溫度為250 ℃的條件下研究了Zn 含量對Mg-Zn二元合金的影響，結(jié)果顯示在研究范圍內(nèi)Mg-6Zn 具有最高的熱裂傾向。

Yang 等[73]還研究了Zn 含量對含有少量Al，Cu，Mn 等元素的多元鎂合金熱裂傾向的影響。結(jié)果顯示，不存在Mn 元素時，峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分數(shù)為6%時；存在Mn 元素時，峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分數(shù)為8%時。Wang 等[42]使用熱裂環(huán)模具研究了Mg-9Al-xZn 合金的熱裂傾向，其中Zn 質(zhì)量分數(shù)在0.2%～1.0%范圍內(nèi)變化。采用模具中心圓鋼直徑臨界大小來衡量熱裂嚴重程度。研究表明，隨著Zn 含量的升高，熱裂傾向性也隨之升高。其中Zn 和Al 元素的晶間偏析被認為是熱裂傾向高的主要原因。周樂等[70]在模具溫度為200 ℃的情況下，研究了Zn 含量對Mg-0.5Al 合金熱裂的影響，對熱裂結(jié)果數(shù)據(jù)進行平滑處理發(fā)現(xiàn)，一個峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分數(shù)為1%～1.5%，另一個峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分數(shù)為3%左右。宋江鳳等[75—76]研究了Zn 質(zhì)量分數(shù)（0～6%）對Mg-0.5Ca，Mg-2Ca 合金熱裂行為的影響，采用溫度為250 和450 ℃的CRC 模具進行研究，并使用X 射線斷層掃描評估熱裂體積。結(jié)果表明，Mg-2Ca 合金熱裂傾向隨Zn 含量先升高后降低，在Zn 質(zhì)量分數(shù)為0.5%處達到峰值。Zn 含量的增加使Mg-0.5Ca 合金的凝固范圍增大，從而使合金熱裂傾向升高，模具溫度的提高也不能明顯降低熱裂傾向。Wang 等[77]采用CRC 模具研究了Mg-2Y-xZn合金的熱裂傾向，隨著Zn 含量的增加，熱裂傾向先升高后降低，并在Zn 質(zhì)量分數(shù)為1.5%時達到峰值，該實驗結(jié)果與ProCast 軟件預測結(jié)果一致。D.Elia 等[78]在采用CRC 模具研究Zn 含量對Mg-5Nd 合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，熱裂傾向隨Zn 含量升高先升高后降低，在 Zn 質(zhì)量分數(shù)為 5%處達到峰值。Mg-5Nd-7Zn 合金熱裂傾向下降的原因是其熱撕裂起始固相分數(shù)較低，有足夠的時間和液相促進熱裂紋愈合。Wei 等[79]發(fā)現(xiàn)Mg-7Gd-5Y-0.5Zr-xZn 合金的熱裂傾向隨著Zn 含量的增加近似呈現(xiàn)線性降低，當Zn質(zhì)量分數(shù)為3%，5%，7%時，與不含Zn 元素相比，對應的熱裂傾向分別下降了27%，83%，100%。這歸結(jié)于Zn 含量的增加降低了枝晶相干溫度，縮短了補縮距離；同時合金元素在晶界附近的偏析提高了合金剩余液相的百分數(shù)，增強了合金的補縮能力。Wang等[80]采用CRC 模具研究Zn 含量對Mg-4Y-0.5Zr 合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，Zn 元素的引入大大增加了合金的凝固范圍，降低了凝固后期液相的補縮能力，從而使合金熱裂傾向明顯升高。Mg-4Y-0.5Zr-3Zn 合金的剩余液相相對較多，凝固后期的補縮能力更強，因而熱裂傾向相較于Mg-4Y-0.5Zr-1.5Zn 有所降低。

3.1.3 RE 元素的影響

稀土元素的引入能大幅度提高鎂合金的強度和高溫抗蠕變性能。目前已經(jīng)研究了Gd，La，Ce，Nd，Y，Er 等稀土元素對鎂合金熱裂行為的影響。Srinivasan 等[81]采用CRC 模具研究了Gd 質(zhì)量分數(shù)為1%～10%時對Mg-Gd 二元合金熱裂行為的影響，使用裂紋體積作為熱裂傾向指數(shù)。結(jié)果顯示合金熱裂傾向隨Gd 含量先升高后降低，峰值出現(xiàn)在Mg-2Gd（質(zhì)量分數(shù)）合金中，這主要歸結(jié)于該合金中的胞狀晶和柱狀晶利于熱裂紋的萌生和擴展。Luo 等[82]在研究Mg-Gd 二元合金熱裂行為時發(fā)現(xiàn)，合金熱裂傾向也呈現(xiàn)典型的“λ曲線”，峰值出現(xiàn)在Mg-1.5Gd 合金中。研究表明，Mg-1.5Gd 合金具有較高的凝固范圍，粗大的柱狀晶以及硬而脆的晶間第二相，加上薄而連續(xù)的液膜促進了熱裂紋的擴展。Mg-8Gd 合金組織由細小等軸晶組成，能有效容納凝固過程中的應變，并且大量的共晶液相能有效愈合熱裂紋。Easton 等[83]發(fā)現(xiàn)Mg-La，Mg-Ce，Mg-Nd 二元合金的熱裂峰值主要與合金的凝固范圍有關，Mg-Nd 合金的凝固范圍最大，熱裂傾向也最高。熱裂峰值對應的成分則與合金的共晶成分點相關，共晶成分點越大，同等含量時共晶液相越少，越不利于合金補縮。Wang 等[84]的實驗結(jié)果表明，Mg-Y 合金的熱裂傾向首先隨著Y 含量的增加而增加，在Y 的質(zhì)量分數(shù)約為0.9%處達到最大值，然后隨著Y 含量的增加而降低。在Mg-0.9Y 中觀察到的最高熱裂傾向歸因于其粗大的柱狀顯微組織、大的凝固范圍和在熱撕裂時的低共晶液相百分數(shù)。

關于稀土元素對多元鎂合金熱裂傾向的研究大多集中于Y 元素，其中基體鎂合金主要采用Mg-Zn系合金。這些關于Y 含量對Mg-Zn 系合金熱裂行為影響的研究[86—91]絕大部分出自沈陽工業(yè)大學毛萍莉教授團隊。該團隊主要利用“T”型模具進行熱裂研究，采用計算機輔助冷卻曲線分析合金枝晶相干溫度，使用熱分析、XRD 和SEM 等手段確定組織中的相組成，結(jié)合溫度-應力-時間曲線分析熱裂形核與擴展過程，能夠綜合分析合金成分、凝固條件和微觀組織對熱裂形成機理的影響。比如在研究 Mg-4.5Zn-0.5Zr-xY 合金[86]的熱裂行為時發(fā)現(xiàn)Mg-4.5Zn-0.5Zr-1Y 合金的枝晶相干溫度最高，脆性溫度區(qū)間較寬，而其剩余液相量最少，補縮能力最差，這些都是該合金在研究范圍內(nèi)熱裂傾向最高的原因。Mg-yZn-xY 合金隨Y 含量變化的熱裂行為大同小異，主要受到上述因素影響。劉耀鴻等[92]采用優(yōu)化的RDG（Rappaz-Drezet-Gremaud）熱裂模型預測了Mg-5Zn-xEr（x=0.83，1.25，2.5，5，質(zhì)量分數(shù)）三元合金的熱裂傾向性，并利用CRC 模具進行實驗。結(jié)果表明，隨著Er 含量的增加，合金的熱裂傾向性呈先增加后降低的趨勢，峰值出現(xiàn)在Er 質(zhì)量分數(shù)為2.5%處。這主要是因為Mg-5Zn-2.5Er 合金凝固過程發(fā)生包晶反應生成I 相的同時消耗了液相，并且擴大了合金的凝固溫度區(qū)間，使合金的熱裂傾向性上升；Mg-5Zn-5Er 合金在凝固過程中發(fā)生L→α-Mg+W 的共晶反應，凝固溫度區(qū)間減小，利于凝固后期裂紋的補縮，顯著降低了合金的熱裂傾向性。

3.2 凝固條件

3.2.1 澆注溫度（過熱度）

澆注溫度對合金熱裂傾向的影響較為復雜[93]，起初，Singer 等[94]認為澆注溫度的升高可以降低合金熱裂傾向；然而Middleton 和Protheroe 的研究結(jié)果[95]表明合金熱裂程度隨著溫度的升高而加重。Pumphrey等[58]對6 種二元鋁合金進行研究，其中過熱度分別為20，60，100 ℃，結(jié)果表明熱裂傾向隨著過熱度（澆注溫度）的增加而增加，Clyne 和 Davies[29]以及Eskin[96]等的結(jié)果都表明，澆注溫度的升高導致合金熱裂傾向的增加。Bichler 等[97]對AZ91D 的研究結(jié)果顯示澆注溫度的改變對合金的熱裂傾向并沒有顯著影響。最近，黃皓等[98]研究了澆注溫度與模具溫度對AZ91D 和NZ30 合金熱裂傾向的影響，結(jié)果如圖19所示，澆注溫度只有在模具溫度較低時才對熱裂傾向有較為明顯的影響，熱裂傾向隨著澆注溫度的升高先降低，后升高，可以發(fā)現(xiàn)澆注溫度對熱裂傾向的影響并不如模具溫度顯著。圖19 中括號數(shù)值分別為過熱度（右），固相線和模具溫度的差值（左）。

Couture 和Edwards[99]認為，更高的澆注溫度可能會驅(qū)散熱節(jié)，從而降低熱裂傾向，同時更高的澆注溫度可能會延長液膜存在的時間，從而提高熱裂傾向。Briggs[100]則認為更高的澆注溫度將提高溫度梯度，導致柱狀晶的生長。一般來說，柱狀晶組織的熱裂傾向要明顯高于等軸晶的熱裂傾向。黃皓等[98]認為，澆注溫度的提高使金屬液的過熱量增多，進而降低了冷卻速率，鑄件凝固收縮速率和集中變形程度下降，熱裂傾向減小。隨著澆注溫度的繼續(xù)升高，合金的氧化傾向明顯加大，尤其是鎂合金。氧化夾雜的卷入增加了熱裂紋形核擴展的可能性，從而增加熱裂傾向性。此外，過高的澆注溫度可能使鑄件粘膜應力和收縮應力增大，從而提高熱裂傾向。

3.2.2 模具溫度

圖19 澆注溫度和模具溫度對AZ91D 和NZ30 合金熱裂傾向的影響[98]Fig.19 Effect of pouring temperature and mold temperature on the HTS of AZ91D and NZ30 alloys

通常情況下，合金鑄件的熱裂傾向隨著模具溫度的升高而降低。Bichler 等[97]曾研究當澆注溫度為700 ℃，模具溫度（140，180，220，260，300，340，380 ℃）對AZ91D 合金熱裂傾向的影響。結(jié)果表明，模具溫度對AZ91D 的熱裂傾向有著顯著影響，且隨著模具溫度的升高，熱裂傾向明顯降低。Zhen 等[101]在研究250～500 ℃的模具溫度對二元Mg-Al 合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，模具溫度的升高導致熱裂傾向的降低和熱裂起始溫度的升高。他們認為，在較高的模具溫度下產(chǎn)生熱裂，裂紋可以被剩余液體填充，從而愈合。較高的模具溫度降低了冷卻速率，從而粗化微觀組織，進而導致更厚和更連續(xù)的剩余液相；再加上較高的熱裂起始溫度，使得液相補縮更加容易。如圖20 所示，Vinodh 等[37]在研究模具溫度對Mg-10ZnxAl 合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，熱裂傾向隨著模具溫度的升高而降低，該規(guī)律在Mg-10Zn 合金中表現(xiàn)得尤為明顯。其他研究[49,76,85,102—103]也證明了熱裂傾向隨著模具溫度的升高而降低。

一般而言，更高的模具溫度降低了溫度梯度和增加了應變補償，從而降低了熱裂傾向[72]。鑄件在較高的初始模具溫度下凝固需要更長時間，這也提供了足夠的時間來補償累積的應變[103]；同時，較高的模具溫度加強了晶間補縮能力，減少應力集中，從而降低熱裂傾向。若初始模具溫度過低，則沒有足夠時間對積累的應變進行補償；同時，快速凝固帶來的溶質(zhì)偏析使應變集中于溶質(zhì)偏析區(qū)域，從而導致熱裂傾向的升高。

圖20 模具溫度對Mg-10Zn-xAl 合金熱裂傾向的影響[37]Fig.20 Effect of mold temperature on the HTS of Mg-10Zn-xAl alloy

3.2.3 擴散速率（冷卻速率）

近幾年來，Liu 和Kou[10—106]從理論計算的角度研究了擴散速率和冷卻速率對鋁合金熱裂傾向的影響。Liu 和Kou 還計算了不同冷卻速率下的擴散對三元鋁合金熱裂傾向的影響。如圖21a 所示，在無擴散條件下，Al-Mg-Si 系合金的熱裂傾向較高。隨著冷卻速度的降低，凝固過程中擴散速度的加快，如圖21b—c 所示，Al-Mg-Si 系合金的熱裂傾向整體降低。圖21d 將3 種不同冷卻速率和擴散條件下的Al-0.5Mg-xSi 合金熱裂傾向進行了對比，可以發(fā)現(xiàn)，一定范圍內(nèi)冷卻速率越低，凝固時擴散速率越快，合金的熱裂傾向越低，該規(guī)律在低溶質(zhì)含量時尤為顯著。

如圖22 所示，隨著擴散參數(shù)α'的增大，合金熱裂傾向整體降低，并且，熱裂傾向峰值向溶質(zhì)含量更高的成分點移動。冷卻速率降低和擴散速率加快，有利于及時將富集的低熔點溶質(zhì)擴散至固相內(nèi)部，減緩元素偏析帶來的成分過冷等負面效應，間接提高固相線溫度和縮短脆弱階段所消耗的時間，從而降低熱裂傾向。冷卻速率的降低，使鑄件在凝固過程中有足夠的時間將積累的應變釋放掉，從而降低熱裂傾向[98]。

圖21 Al-Mg-Si 系合金在3 種條件下的熱裂傾向[104]Fig.21 HTS of Al-Mg-Si alloys under three conditions

圖22 擴散速度對和二元合金熱裂傾向的影響[106]Fig.22 Effect of diffusion rate on the HTS of binary Al-Si and Al-Mg alloys

3.3 微觀組織

微觀組織中的晶粒形態(tài)，晶粒尺寸以及第二相都會對合金熱裂傾向有影響。大多數(shù)情況下，等軸晶粒的圓整度越高，第二相的穩(wěn)定性越好，合金的抗熱裂性能越好。

3.3.1 晶粒形態(tài)

研究者普遍認為[81,107—109]，柱狀晶和孿晶柱狀晶不利于熱撕裂，因為其結(jié)構(gòu)更易促進熱裂紋的萌生和擴展。Pumphrey 等[58]的研究證實了晶粒形態(tài)的影響，研究結(jié)果表明，隨著合金元素含量的增加，二元Al-Si、Al-Cu、Al-Mg 和Al-Zn 合金的晶粒結(jié)構(gòu)由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。這種形態(tài)的改變使熱裂紋長度減小，該結(jié)果也與鑄造車間的實際觀察結(jié)果一致。

3.3.2 晶粒尺寸

更多的研究集中于晶粒尺寸對合金熱裂傾向的影響[29,59,102—103,108—122]。Easton 等[113]通過實驗和模擬計算兩種方式研究了晶粒細化對6061 合金熱裂傾向的影響，采用質(zhì)量分數(shù)為0.001%，0.005%，0.01%，0.05%的Ti 對晶粒進行細化。結(jié)果表明，隨著晶粒細化程度的增加，凝固過程中產(chǎn)生的載荷逐漸減小。開裂的嚴重程度也隨之降低。Rathia 等[103]采用Al-5Ti-B細化劑對Al-7Si-3Cu 合金進行晶粒細化，結(jié)果表明晶粒形態(tài)從柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，而合金熱裂傾向也隨之降低。Uluda? 等[122]采用Sr，B，Ti 等元素對A380合金進行細化，結(jié)果表明熱裂傾向隨著晶粒細化而降低。他們解釋為晶粒細化增加了用于拉伸應變作用的液膜數(shù)量，從而緩解了應變集中。

大多數(shù)實驗結(jié)果表明，晶粒細化降低了合金的熱裂傾向，關于其機理主要有3 種：①需要愈合的微裂紋尺寸通常和晶粒尺寸成正比，故晶粒尺寸越小，合金塑性越好，越不易產(chǎn)生熱裂[124]；② 晶粒細化推遲了枝晶搭橋，使凝固的殼層能夠得到液相更好的補縮，一般枝晶開始搭橋和最終凝固結(jié)束之間產(chǎn)生的收縮越小，熱裂傾向越低；③晶?；圃叫?，扭轉(zhuǎn)越容易，塑性越好，合金熱裂傾向越低。

Grandfield 等[124]采用優(yōu)化后的RDG 模型研究晶粒細化對熱裂傾向的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒細化主要從3 個方面影響熱裂傾向：①晶粒細化將晶粒形態(tài)從柱狀晶改變?yōu)榈容S晶，從而改變了滲透性長度尺寸；② 改變了補縮區(qū)域的上限和下限；③通過改變液膜厚度進而改變毛細壓力。Grandfield 等[124]發(fā)現(xiàn)，熱裂傾向的降低主要歸結(jié)于晶粒形態(tài)從柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。當?shù)容S晶的晶粒尺寸進一步降低時，糊狀區(qū)的滲透性將降低，這反而可能使熱裂程度變得嚴重。Easton 等[113]也發(fā)現(xiàn)，隨著晶粒形態(tài)從柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶直到變成球形時，熱裂傾向逐漸降低；而當晶粒尺寸繼續(xù)降低時，熱裂傾向反而升高。對于球狀等軸晶而言，較小的晶粒尺寸阻礙熱裂形核，而較大的晶粒尺寸阻礙熱裂擴展。

3.3.3 第二相

近幾年來，研究者發(fā)現(xiàn)組織中的第二相也同樣影響著合金的熱裂傾向[53,125—130]。D.Elia 等[53]采用原位中子衍射技術研究了Al2Cu 第二相對B206 合金熱裂傾向的影響。結(jié)果表明，熱裂紋在Al2Cu 形成之前就已經(jīng)出現(xiàn)，而共晶Al2Cu 可對熱裂紋進行補縮。凝固后期，共晶Al2Cu 不能有效補縮所有的熱裂紋，從而使部分熱裂紋擴展導致鑄件斷裂。Tang 等[125]在研究Ca/Sr 添加對AZ91D 合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，Ca 元素的加入使共晶中的α-Mg 和β-Mg17Al12主要以離異共晶的形式生長，這使得后期獨立生長的β-Mg17Al12堵塞了補縮通道；同時，高溫沉淀相Al2Ca在共晶反應之前生成，對補縮的阻礙作用更強；此外，表面活性元素Ca 降低了液膜的界面張力?？傮w來說，Ca 元素的添加影響了合金相的生長，進而降低合金的抗熱裂性能。Liu 等[126]在研究Ce 含量對AZ91D合金熱裂傾向的影響時發(fā)現(xiàn)，隨著Ce 含量的增加，Mg17Al12的不連續(xù)網(wǎng)絡分布隨著Al11Ce3的出現(xiàn)逐漸分解成顆粒。Al11Ce3的形態(tài)從針狀演變成短桿狀，最后凝聚成塊狀。相應的微觀結(jié)構(gòu)首先被粗化，然后被細化。這使合金的熱裂傾向先升高后降低，在Ce的質(zhì)量分數(shù)為0.6%時達到最大值。王峰等[128]發(fā)現(xiàn)加入適量的Ca 抑制了Mg-5Al 合金中Mg17Al12相的形成，縮小了凝固范圍，增加了共晶含量，有利于液相補縮，從而降低了合金熱裂傾向。

4 總結(jié)

總結(jié)了鑄造鎂合金的熱裂理論、評估方法和影響因素，對大多數(shù)鎂合金的熱裂行為進行了歸納。現(xiàn)有的理論大多著眼于熱裂形成過程中的一個方面，只有將幾種理論結(jié)合起來方能完整解釋熱裂的形成機理。熱裂是合金凝固過程中產(chǎn)生的較為復雜的缺陷，眾多關于鎂合金熱裂行為的研究表明，合金的熱裂傾向由合金成分、凝固條件、微觀組織等影響因素共同決定。目前評估熱裂的方法和設備有很多，原位設備的應用更是將研究者的視野從宏觀裂紋觀察向微觀裂紋形成的角度推進。盡管現(xiàn)有的數(shù)據(jù)較多，但大多數(shù)都不是采用同一工藝甚至同一評估方法而得到的結(jié)果，很難精確地進行橫向比較，因此，未來應將評估方法和鑄造過程等環(huán)節(jié)進行統(tǒng)一，方便建立有關鎂合金熱裂的數(shù)據(jù)庫。在此基礎上，結(jié)合合金的力學性能等，通過大數(shù)據(jù)計算為特定的工作環(huán)境選取最優(yōu)的材料。