添加Al-Ti-B中间合金对ZnAl4合金显微组织及性能的影响*

2021-09-03于云峰古文全郭光平

贵州科学 2021年4期

梁寅，薛涛，吴健▲，于云峰，古文全，郭光平

(1贵州省冶金化工研究所，贵州贵阳 550002；2贵州科学院，贵州贵阳 550002)

压铸锌合金的典型代表是ZnAl4合金，该系列合金不仅具有熔点低、节约能源、对环境污染小等一系列特点，而且具有其他合金无法比的铸造中保持精确形状的特性，随着压铸技术的发展以及热室压铸机性能的不断完善，压铸锌合金在汽摩配件、仪器仪表、钟表玩具、五金制品的压铸生产中得到了较为广泛的应用[1]。

添加微量合金元素是改善锌合金使用性能的有效技术手段，锌合金常用的改性元素就包括Cu、Si、Mn、Zr、Sr、稀土、Ti、B等[2]，针对Ti、B元素，通过在高铝锌合金中加入含Ti、B的盐类或中间合金可以细化显微组织，进一步改善合金塑性、韧性，扩大应用范围，本文针对目前应用广泛的ZnA14压铸合金，研究Al-Ti-B中间合金对合金组织和力学性能的影响，提升合金的综合使用性能，为优质压铸锌铝合金的设计与开发提供实验依据。

1 实验材料及方法

1.1 实验合金的熔炼

试验合金熔炼所用原材料为0#锌锭、A00铝锭、1#镁锭、Al-5Ti-B中间合金，实验合金配料表如表1所示，合金熔炼设备为SG 5KW自动控温电炉，熔炼过程中先将石墨坩埚缓慢预热至550 ℃左右，按配料表加入预热到100 ℃的铝锭后升温，于750 ℃铝锭熔化后分批加入锌块，待锌块全部熔化后用石墨棒充分搅拌合金液并在扒渣后用钟罩压入镁块及Al-5Ti-B中间合金，待其充分溶化后用C2Cl6精炼剂对熔体作净化处理，扒渣降温静置5～10 min后进行金属模浇铸。浇铸温度550 ℃，模具温度100 ℃。熔炼过程中，系统改变Al-Ti-B合金的加入量，以研究Al-Ti-B合金对ZnAl4合金组织、性能的影响。

表1 实验合金配料表(质量分数，%)Tab.1 Experimental alloy ingredients(mass fraction，%)

1.2 分析测试方法

采用ETM-504C型电子试验机按照国标GB/T 228—2002测试合金的室温力学拉伸性能，合金硬度由HB3000型布氏硬度计测定，金相试样取至拉伸试棒切头，腐蚀剂为含2%HF和4%HNO3的酒精溶液，利用Leica-DMRE显微镜观察并记录试验合金的显微组织，利用JSM-6490LV扫描电镜、英国牛津 INCA-350 X射线能谱对试验合金组织形貌、微区成分进行分析观测。

2 实验结果

2.1 显微组织

图1为实验合金显微组织。由图1(a)所示，未添加Al-Ti-B合金的实验合金组织主要由初生的β-Zn树枝晶、β相与α相组成的共晶组织及枝晶边缘的析出相构成；图1(b)为添加了0.12%Al-Ti-B合金的金相组织，初生β相仍保持以树枝晶方式生长，晶粒粗大，与图1(a)相比，显微组织特征未发生明显变化；图1(c)为添加了0.24%Al-Ti-B合金的金相组织，可以看出，β-Zn树枝晶得到细化，数量减少；图1(d)为添加了0.36%Al-Ti-B合金的金相组织，β-Zn枝晶的尺寸进一步减小，共晶组织区域扩大，晶界处存在一定数量的黑色析出相质点；图1(e)为添加了0.48%Al-Ti-B合金的金相组织，β-Zn晶粒数量显著减少，形态由较为粗大树枝状变为均匀细小的花瓣状；图1(f)为添加了0.60%Al-Ti-B合金的金相组织，显微组织主要由大小均匀的等轴晶粒组成，β-Zn相基本消失，晶界处的黑色析出相明显增多。

图1 不同Al-Ti-B中间合金含量的实验合金显微组织Fig.1 Microstructuresof the experimental alloy withdifferent Al-Ti-B master alloy content

根据图1，可以认为Al-Ti-B合金的添加对ZnAl4实验合金具有细化作用，随着Al-Ti-B中间合金添加量的增加，β-Zn树枝晶的析出受到抑制，数量逐渐减少直至消失，取而代之的是共晶组织区域面积的扩大与晶界处黑色析出相的增多，除上述变化外，还可以发现添加Al-Ti-B中间合金可以使片层状共晶组织更为致密、分布更为均匀，如图2所示，添加了0.36%Al-Ti-B中间合金较未添加Al-Ti-B的实验合金，共晶组织的片层厚度与片层间距均有减小，这对实验合金力学性能的改善是有利的。

2.2 力学性能

表2为不同Al-Ti-B合金添加量的实验合金力学性能测试结果，可以看出，添加Al-Ti-B合金对ZnAl4合金的力学性能有不同程度的提高，添加0.12%的Al-Ti-B对实验合金力学性能影响不大，随着Al-Ti-B添加量的增加，实验合金的拉伸性能及表面硬度均出现增大的趋势，其中添加了0.48%Al-Ti-B的实验合金，其抗拉强度和延伸率分别为231 MPa和4.1%，表面硬度达到87HB，为所有实验合金的最高值，进一步增大Al-Ti-B的添加量，合金的抗拉强度出现下降趋势，表面硬度则变化不大。

图2 实验合金共晶组织的SEM照片Fig.2 SEM pictures of the eutectic structure of the experimental alloy

表2 实验合金力学性能测试结果Tab.2 Mechanical properties test results of the experimental alloy

3 讨论

实验合金力学性能的变化与其显微组织特性有关，图3是典型实验合金的SEM照片，从图3(a)、图3(b)可以看出，ZnAl4合金在加入Al-Ti-B合金后，显微组织中粗大的β-Zn树枝晶逐渐细化，数量减少直至消失，片层状共晶组织区域增大，晶界处析出的强化相增多，上述组织特征通过细晶强化及第二相强化等作用机制均有利于实验合金力学性能的提升，这也是添加了0.24%～0.48%Al-Ti-B合金后，实验合金力学性能提高的主要原因，当Al-Ti-B添加量达到0.60%时，如图3(c)所示，黑色析出相数量明显增多，过多的晶界析出相并不利于合金力学性能的进一步提升。

图3 典型实验合金的SEM照片Fig.3 SEM pictures of typical experimental alloy

观察添加了0.60%Al-Ti-B的实验合金，图4是合金晶界析出相的SEM形貌及EDS能谱分析，根据EDS检测结果，晶界处的黑色析出相应为凝固过程析出的初生α-Al，根据Zn-Al二元相图，在亚共晶成分的Zn-Al合金中，一般不出现初生的α-Al相，然而，随着Al-Ti-B合金添加量的增加，组织中出现了大量α-Al相，产生上述现象的原因可能与Al-Ti-B合金的添加影响了凝固过程Al的成分起伏有关[3]，一方面，Al-Ti-B加入引起液相局部区域出现成分起伏，尤其是Al的成分起伏，当这些局部区域的成分超过Zn-Al共晶成分时，便可析出过共晶成分才会出现的α-Al相，随着Al-Ti-B合金加入量的增加，凝固过程中Al的成分起伏加剧，α-Al析出增多，大量的α-Al和共晶组织反过来抑制β-Zn的形核及析出，导致β-Zn数量减少，另一方面，除影响液相成分起伏外，Al-Ti-B合金中还含有大量的A13Ti粒子与TiB2粒子，作为α-Al相理想的形核质点，A13Ti与TiB2对α-Al相的析出具有促进作用，根据图4(a)、图4(c)的观测结果，Al-Ti-B添加量为0.60%的实验合金α-Al相中观测到了含有Ti、B的第二相粒子，通过引入第二相粒子促进了α-Al异质形核析出。