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(xué)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(shù)的發(fā)展以及熱室壓鑄機(jī)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(yīng)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(shù)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(xì)化顯微組織，進(jìn)一步改善合金塑性、韌性，擴(kuò)大應(yīng)用范圍，本文針對目前應(yīng)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(xué)性能的影響，提升合金的綜合使用性能，為優(yōu)質(zhì)壓鑄鋅鋁合金的設(shè)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(shè)備為SG 5KW自動控溫電爐，熔煉過程中先將石墨坩堝緩慢預(yù)熱至550 ℃左右，按配料表加入預(yù)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?jǐn)嚢韬辖鹨翰⒃诎窃笥苗娬謮喝腈V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(jìn)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(zhì)量分?jǐn)?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(jī)按照國標(biāo)GB/T 228—2002測試合金的室溫力學(xué)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(jìn)行分析觀測。

2 實驗結(jié)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(gòu)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(xì)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(jìn)一步減小，共晶組織區(qū)域擴(kuò)大，晶界處存在一定數(shù)量的黑色析出相質(zhì)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?xì)小的花瓣狀；圖1(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(rèn)為Al-Ti-B合金的添加對ZnAl4實驗合金具有細(xì)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(kuò)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(xué)性能的改善是有利的。

2.2 力學(xué)性能

表2為不同Al-Ti-B合金添加量的實驗合金力學(xué)性能測試結(jié)果，可以看出，添加Al-Ti-B合金對ZnAl4合金的力學(xué)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(xué)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(qiáng)度和延伸率分別為231 MPa和4.1%，表面硬度達(dá)到87HB，為所有實驗合金的最高值，進(jìn)一步增大Al-Ti-B的添加量，合金的抗拉強(qiáng)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(xué)性能測試結(jié)果Tab.2 Mechanical properties test results of the experimental alloy

3 討論

實驗合金力學(xué)性能的變化與其顯微組織特性有關(guān)，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(xì)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(qiáng)化相增多，上述組織特征通過細(xì)晶強(qiáng)化及第二相強(qiáng)化等作用機(jī)制均有利于實驗合金力學(xué)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(xué)性能提高的主要原因，當(dāng)Al-Ti-B添加量達(dá)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(xué)性能的進(jìn)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(jié)果，晶界處的黑色析出相應(yīng)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(guān)[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(dāng)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(dǎo)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(zhì)點，A13Ti與TiB2對α-Al相的析出具有促進(jìn)作用，根據(jù)圖4(a)、圖4(c)的觀測結(jié)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(jìn)了α-Al異質(zhì)形核析出。

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

4 結(jié)論

(1)Al-Ti-B中間合金能夠有效細(xì)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(kuò)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(xué)性能，本實驗研究中，添加0.48%Al-Ti-B的實驗合金抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率分別達(dá)到231 MPa和4.1%，表面硬度達(dá)到87 HB，具有最佳的綜合力學(xué)性能。