Al-Cu,合金热裂倾向性评价

马栋雷，张显飞，赵忠兴，刘道昕，冯志军，李宇飞

（1.沈阳理工大学 材料科学与工程学院，辽宁沈阳 110159；
2.汽车材料教育部重点实验室，吉林长春 130022；
3.吉林大学 材料科学与工程学院，吉林长春 130000；
4.沈阳铸造研究所有限公司，辽宁沈阳 110000）

铝合金的密度较低、比强度较高，在航空航天、汽车以及3C 数码等领域有着广泛应用[1-3]。通常铝合金都是由铸造生产的，而后续的加工和使用都对其质量有严格要求，但是铝合金在铸造过程易产生热裂缺陷。热裂不仅会极大的降低铸件的使用寿命，甚至直接导致铸件的报废[4]。因此如何衡量铝合金的热裂倾向性的大小是合金铸件能否批量生产的关键问题。几十年来，人们针对铝合金热裂形成的机理、热裂倾向性的判定及热裂倾向性测试方法做了大量研究。

热裂纹的形成是由于铸件在凝固末期枝晶间存在液膜和在凝固过程中受到拉应力共同作用的结果，晶间液膜是产生热裂纹的根本原因，而铸件收缩是产生热裂纹的必要条件。

经过科研人员对热裂漫长的研究，目前形成的相对成熟的热裂倾向性的理论评价有CSC 判据、HCS 判据、晶界指数判据、PSD 判据等[8]。

CSC 判据：基于Clyne-Davies 模型的假设对合金热裂敏感性进行预测。定义固体分数（fs）在0.4～0.9 之间为应力松弛阶段；
固相分数大于0.9的阶段为脆弱阶段；
fs在0.4～0.9 之间的凝固时间为tR；
fs在0.9～0.99 之间的凝固时间为tV。用tV与tR两者的比值作为测定合金热裂敏感性的参数CSC。表达式如下：

式中,t0.9为fs=0.9 对应时间（s）；
t0.99为fs=0.99 对应时间（s）；
t0.4为fs=0.4 对应时间（s）。

代入相应的物理参数，即可求得合金的CSC值。CSC 值越大，则合金的热裂倾向性越大[6]。

HCS 判据：基于Rappaz、Drezet 和Gremaud 提出的RDG 模型，假设枝晶在给定的温度梯度和液相线移动速度下生长，同时考虑单向生长的柱状枝晶，垂直于枝晶生长方向的拉伸变形，与枝晶生长方向相反液相补给。当拉伸应变足以破坏晶间液膜时，枝晶框架周围的液体不能补偿其垂直于枝晶生长方向上的拉伸应变εP，将产生热裂核心。因此定义HCS，与枝晶框架产生垂直于枝晶生长方向上的最大拉伸应变εP，max成反比，并用其衡量合金的热裂倾向性。

式中εP，max为枝晶框架产生垂直于枝晶生长方向上的拉伸应变。

晶界指数判据：Sindo Kou 考虑凝固过程中晶界上的事情，因拉伸变形而使晶粒彼此分离，因凝固使晶粒相互靠近，因收缩使液体沿晶间补缩。相邻晶粒间更慢的生长速度，可以延迟晶粒的结合，有利于抵抗开裂；
晶界间更长的晶间通道会不利于抗裂所需的液体补给。当拉伸形变引起的相邻晶粒分离的速率减去它们彼此的生长速率，超过了沿晶界间的液体补缩速率，就会发生热裂。而|dT/d（fs1/2）|越大，沿晶界的液相补缩通道就越长，不仅更难补缩，还易形成更尖锐的萌生热裂纹。因此用|dT/d（fs1/2）|near（fs）1/2=1 去表征合金的热裂倾向性，即温度与fs1/2曲线上在fs1/2接近1 时的|dT/d（fs）1/2|。

PSD 判据：在凝固过程中，当液体不能通过糊状区对凝固收缩进行补给时，就会形成一些微孔和孔隙。当因固态凝固变形导致的额外孔隙的形成过大时，就会发生热裂。计算由固态变形引起的孔隙度以表征合金的凝固热裂倾向。

式中，fPs为由于固体收缩变形产生的附加由孔隙度；
ρl为合金液态密度；
T 为合金温度；
Ts为合金固相线温度；
fPl为初始孔隙度；
fs为固相分数；
νs为固相速度即固体位移与时间的比值。

在实际生产中，由于合金成分与浇注条件的不同，合金的应力松弛阶段和脆弱阶段的起始时间会有明显不同，因此用CSC 判据规定的tV与tR求出的比值便不再能准确的衡量铝合金的热裂倾向性；
HCS 判据只考虑了垂直于枝晶生长方向的拉伸变形，并用其表征合金热裂倾向性，并未考虑补缩通道的影响；
晶界指数判据关注于凝固末期沿晶界的补缩通道对合金热裂的影响，但并未考虑此时间点前的热裂纹萌生；
PSD 判据认为凝固末期凝固收缩变形引起的额外孔隙度可以用来表征合金的热裂倾向性，但热裂的萌生不只是与额外孔隙度有关。

热裂倾向性测试方法有很多种，对热裂纹进行直接观测有环形测试法、约束棒法等。随着仪器设备的发展，研究者开始将温度、应力、位移等传感器添加到热裂倾向测试设备当中,大体可以归纳为裂纹观察法、仪器测量法[18]。

HTS：浇注不同长度的圆柱试棒，将热裂纹根据所在试样棒的长度、裂纹的位置和热裂纹的大小赋值并相乘，将所有热裂的数值相加即为合金热裂敏感性HTS。

式中，flength为棒长影响因子；
flocation为裂纹位置影响因子；
ωcrack为裂纹大小因子。

HTS 计算简单直观，但重复性差且未考虑热裂纹内部的形貌问题。

临界载荷法：利用T 型热裂模具测定合金产生热裂时的承载能力，用以反映合金的热裂倾向性。但根据曾松岩等人的研究，铝合金的热裂倾向性与其断裂时应力的大小没有直接联系[19]。

Al-Cu 系合金具有较高的塑性、抗拉强度、疲劳强度，以及较强的耐热性等优点，有着非常广泛的应用。但Al-Cu 系合金结晶范围较宽、呈糊状凝固的特征,宽的结晶温度区间导致铸造铝铜合金以体积凝固方式凝固，晶体在形核与长大过程中易发展为粗大的等轴晶，并很快连成一片，形成骨架。初期，液固两相一起流动补缩，当等轴晶粒互相连接后将液相隔离，堵塞液相的流动通道。

当晶间出现裂纹时难以得到液相补缩时，就会有热裂纹的萌生[20]。在合金凝固末期时，晶界处Al2Cu 相的生成数量和生成温度与合金热裂倾向具有相反的趋势。通过控制低熔点金属间化合物Al2Cu 相的生成数量和生成温度，可以提高合金抗热裂性[21]。

本文采用树脂砂型，制备了Al-Cu 合金热裂倾向性测试试样，结果表明Cu 含量小于5wt.%时，随着Cu 含量增大，Al-Cu 合金热烈倾向减小。分析了Al-Cu 合金的凝固温度曲线、收缩应力曲线及试样热节处的金相组织。提出用热裂纹初次萌生时的温度减去完全凝固时的温度与合金结晶温度区间的比值判定Al-Cu 合金热裂倾向性。该值越小，合金的热裂倾向性越小。

2.1 试验材料和仪器

试验材料：纯铝（99.97wt.%）、铜（99.9wt.%）。试验用合金成分分别为1wt.%Cu、2wt.%Cu、3wt.%Cu、4wt.%Cu、5wt.%Cu。试验用铝合金热裂倾向测试装置如图1 所示。铸型为树脂砂型，在试样截面积突变位置放置测温热电偶，用于记录试样凝固过程的温度曲线。合金液浇注后，在测试装置的静端设有静端模样，其作用相当于冷铁，合金液浇注后靠近静端部分迅速凝固。在测试装置的另一端测力传感器通过测试杆与试样相连，当试样凝固收缩时，由于静端被固定住，收缩力由测试杆传递给测力传感器，通过测试记录仪记录凝固过程收缩力。

图1 铝合金热裂测试装置

2.2 试验步骤

（1）熔化适量Al-Cu 合金液，完全熔化后搅拌均匀，浇注温度680℃。记录试样凝固过程温度曲线和收缩应力曲线。

（2）如图2 所示，将热裂试样在截面积突变位置，沿中心剖开，制备金相试样。

图2 金相试样取样位置

3.1 Al-Cu 合金的热裂倾向

图3 为不同Cu 含量的Al-Cu 合金热裂倾向性测试试样。对于Al-1wt.%Cu 合金和Al-2wt.%Cu 合金，凝固试样完全断裂；
Al-3wt.%Cu 合金接近完全断裂，只有很小的一部分枝晶骨架相连，而且连接强度不足，在清理试样时使其完全断裂。Al-4wt.%Cu 合金为断裂，但在热节处有裂纹，Al-5wt.%Cu 合金未断裂，热节处裂纹更小。可见，随着Cu 含量增大，Al-Cu 合金的热裂倾向性减小。

图3 Al-Cu 合金热裂试样

图4 为各个试样的金相组织。可见凝固组织中都存在θ（Al2Cu）相。平衡凝固条件下，Cu 在Al中的固溶度在548℃时达到最大5.7wt.%，随着温度降低，固溶量迅速降低到250℃以下的0.1wt.%～0.2wt.%，在凝固过程中Cu 可以形成块状的Al2Cu 相或者弥散分布在（Al＋Al2Cu）共晶中。

图4 Al-Cu 合金凝固组织

实际上Al-Cu 合金在树脂砂型中凝固属于非平衡凝固，当铝液温度降至液相线后，发生匀晶转变，L→α（Al）；
由于实际凝固过程中，合金固相成分难以均匀扩散，铜原子就会富集在初生α 相前沿，固相平均成分线将会向下偏离平衡固相线；
因此在铝铜合金温度降至共晶温度时α 相的枝晶间仍然会残余少量达到共晶成分的液相，这部分剩余液体将会产生共晶转变，形成共晶组织。由于此时的初生α 相很多，共晶α 相依附在初生α 相上生长，共晶θ 相将单独生长，就在靠晶界处形成了连续网状分布的离异共晶θ 相。随着温度的降低，Cu 在α 相中的固溶度快速下降，因此固溶在α 相中的Cu 二次结晶析出粗大的次生相θ 弥散分布在α 固溶体中。

次生θ 相为脆性相，起到阻碍位错运动的作用，使铸件的强度、硬度提高而韧性、塑性下降。由于次生θ 相是在固相线以下形成，对Al-Cu 合金热裂没有影响。而靠在晶界处呈连续网状分布的离异共晶θ 相有强化晶界的作用，可以有效减轻合金在离异共晶阶段热裂倾向性。

采用直线截点法计算出各试样的显微晶粒级别数G，如图5 所示。可以发现，随着铜含量的增加，合金的平均晶粒尺寸明显减小，晶粒度小，导致在凝固的温度快速下降时，晶粒间的液膜增多，抗拉强度明显增加，有效减轻了此阶段的热裂倾向性；
随着铜含量的增加，在合金凝固的最后阶段靠晶界处析出呈连续网状分布的θ 相增多，对晶界的强化作用增强，有利于增加晶间结合力，降低此阶段的热裂倾向。

图5 Al-Cu 合金显微晶粒级别数

3.2 Al-Cu 合金凝固过程的收缩力

试验测定了Al-Cu 合金凝固过程温度曲线和收缩力曲线，如图6 所示。

当凝固收缩力大于枝晶骨架强度且剩余液相不足以对萌生的裂纹补缩时，萌生的裂纹就会生长扩展；
而凝固过程中热裂纹萌生和生长扩展过多就会导致铸件在热节处发生严重的热裂现象甚至断裂。由图6 可知，各成分Al-Cu 合金相对应的收缩力曲线上，均出现了明显的收缩力平台或下降，此短暂的收缩力松弛现象，代表着热裂纹开始萌生或进一步生长扩展。

图6a 中Al-1wt.%Cu 合金的收缩力变化曲线显示，在合金匀晶反应的后期就产生了凝固收缩力，随后就出现了明显的收缩力平台，说明此时便有热裂纹的萌生，但此时的温度较高且有充足的液相补缩，因此经过几次热裂纹的萌生和补缩后合金并未断裂；
在合金进入温度快速下降阶段，凝固收缩力曲线收缩力快速上升直至快速凝固阶段的中期再次出现收缩力平台，且随后数值虽在增长，但增长斜率很小，表明此时试样再次萌生热裂纹，但此时的残余的液相不足以补缩而使热裂纹生长、扩展，试样发生严重热裂，在热节处完全断裂。

图6b 中Al-2wt.%Cu 合金的收缩力变化曲线显示，在合金匀晶反应的末期开始有收缩力出现，随后就出现了明显的收缩力平台和下降，说明此时便有热裂纹的萌生，但之后收缩力数值继续增长表明此热裂纹得到补缩并未扩展；
随后在合金温度快速下降阶段不仅有收缩力平台还有下降，随后数值继续上升，表明此阶段虽然产生严重热裂但并未断裂；
之后在合金温度快速下降阶段的末期，收缩力曲线上产生了很大的收缩力平台，且此后合金的凝固收缩力缓慢上升且数值很小，表明此刻合金在热节处已经完全断裂。

图6c 中Al-3wt.%Cu 合金的收缩力变化曲线显示，在合金温度快速下降阶段的前期开始有收缩力出现，在合金快速降温阶段的中期开始出现了收缩力平台和下降，表明此时有热裂纹萌生，随后合金的收缩力数值继续增长表明此热裂纹得到补缩并未扩展；
之后在合金温度快速下降阶段的末期，收缩力曲线上产生了很大的收缩力平台，表明此时试样的热裂纹进一步生长扩展；
直至合金在离异共晶阶段开始时有更大的收缩力平台出现，且随后收缩力增长速率很低、收缩力数值很小，表明试样在热裂处发生严重的热裂，试样在热节处几近断裂。

图6d 中Al-4wt.%Cu 合金的收缩力变化曲线显示，在合金温度快速下降阶段的中期开始有收缩力出现，在快速凝固的后期才开始出现微小的收缩力平台，表明此时有热裂纹开始萌生且得到及时补缩并未扩展；
随后收缩力的上升速率变大，直至离异共晶阶段才出现一个微小的收缩力平台，表明此时有热裂纹萌生；
在此之后合金的收缩力以很大的速率增长，不再出现收缩力平台；
而观察试样情况，也仅在热节处有细小的热裂纹出现。

图6e 中Al-5wt.%Cu 的收缩力变化曲线显示，在合金温度快速下降阶段的中期开始有收缩力出现，在快速凝固的后期才开始出现收缩力平台和下降，但随后收缩力曲线的快速增长，表明此时萌生的热裂纹得到了及时补缩并未生长扩展；
随后收缩力曲线仅在合金离异共晶之后出现一个小的热裂平台，表明此时合金有热裂萌生；
而观察试样情况，也仅在热节处有微小的热裂纹出现。

图6 Al-Cu 合金凝固温度和收缩力曲线

以上结果表明，随着铜含量的增加，合金凝固收缩力曲线上在温度快速下降阶段和离异共晶阶段的收缩力平台及下降的次数逐渐降低，其平台大小和下降程度也逐渐变小，即合金在这两阶段的热裂倾向降低。

不同试样热裂纹萌生的温度和固相体积分数如图7 所示。可见，随着Cu 含量升高，热裂纹初始萌生温度降低，同时刻固相体积分数先升高后降低，在0.9 左右。对于Cu 含量低的Al-Cu 合金，研究认为体积分数在接近0.9 时，枝晶间接触形成骨架。试验结果显示，Cu 含量1wt.%时，固相体积分数0.82 即已形成枝晶骨架，铜含量1wt.%时，树枝晶极为粗大，因此会更早的形成枝晶骨架。

图7 裂纹萌生温度和固相体积分数

铝铜合金在结晶过程中主要以Al2O3为异质形核。成核界面会吸附Cu 元素改变界面结构以获得更好的晶格匹配，进而提高成核能力[22]。因此随着铜含量的增加，凝固形核更易，合金的平均晶粒尺寸减小，导致晶粒间的液膜增多，合金在离异共晶反应的时间增多，更有利于液相补缩。同时在靠晶界处析出呈连续网状分布的θ 相也会增多，可强化晶界、增加晶间结合力；
铜含量的升高，使合金的线收缩率降低[23]。同时铜含量的增加使得固溶在α 固溶体中的铜增多，产生的固溶强化效果更好，使得枝晶骨架的强度更高。随着Cu 含量升高，裂纹萌生温度降低、固相体积分数增大，形成的枝晶骨架强度也更高。这些因素都使Al-Cu 合金的热裂倾向随Cu 铜含量的增加而降低。

综上所述，Cu 含量小于5wt.%时，随着铜含量的增加，Al-Cu 合金的热裂倾向性降低。

3.3 Al-Cu 合金热裂倾向性评价方法

Al-Cu 系合金结晶范围较宽、呈糊状凝固的特征,宽的结晶温度区间使得合金凝固方式为体积凝固，晶粒在形核与长大过程中易形成等轴晶，在晶粒长大，相互接触后，形成合金骨架将隔离液相，使得液相难以补缩。热裂一般只会在合金骨架形成至凝固完成这一时间段中产生。但合金骨架何时初步形成难以衡量，因此利用热裂纹初次萌生来代替合金骨架初步形成。

所以可以用热裂纹初次萌生时的温度减去完全凝固时的温度与合金结晶温度区间的大小的比值表征合金的热裂倾向性，此值I 为合金热裂倾向系数。

式中，T1为合金热裂纹初次萌生时的温度（℃）；
T2为合金结晶完成时的温度（℃）；
T总为合金结晶温度区间的大小（℃）。

采集相关数据如表1 所示，并绘制合金热裂倾向系数I 与铜含量关系图，如图8。

图8 合金热裂倾向系数I

表1 合金温度数据

由图8 可知合金随铜含量的增加，热裂倾向系数I 减小，与合金的实际热裂倾向变化相符。铜含量在4wt.%和5wt.%时，合金的热裂倾向系数均小于0.3，热裂试样仅有微小的热裂纹产生，且5wt.%Cu 的热裂纹更细小。因此计算结果符合预期设想，热裂倾向系数I 可以用来表征铝合金的热裂倾向性。

采用树脂砂型，开展了Al-Cu 合金热裂倾向性实验，分析了试样热节处金相组织、热裂纹萌生时的温度和收缩力变化。得出以下结论：

（1）Cu 含量小于5wt.%时，随着Cu 含量升高，平均晶粒尺寸减小，靠晶界处析出呈连续网状分布的θ 相增多，热裂倾向性减小。

（2）随Cu 含量升高，热裂纹初始萌生温度降低，裂纹萌生时的固相体积分数先升高后降低。

（3）可以用热裂纹初次萌生时的温度减去完全凝固时的温度与合金结晶温度区间的比值判定Al-Cu 合金热裂倾向性。该值越小，合金的热裂倾向性越小。

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