（上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200240）

與鋼相比，鎂合金因質(zhì)量較輕、比強(qiáng)度較高而廣泛應(yīng)用于航空領(lǐng)域、汽車領(lǐng)域以及3C 數(shù)碼領(lǐng)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(yán)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(yán)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(dǎo)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(guān)鍵性指標(biāo)。當(dāng)溫度高于固相線溫度[5—6]，在收縮應(yīng)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(yīng)力超過鑄件在該溫度下的強(qiáng)度，而且液相的補(bǔ)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(fù)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(qiáng)調(diào)了儀器測量法和原位設(shè)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(jìn)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(qiáng)度理論、液膜理論、晶間搭橋理論、凝固收縮-補(bǔ)償理論、裂紋形成功理論以及沖擊應(yīng)力理論。

1.1 強(qiáng)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(yīng)力或變形。當(dāng)應(yīng)力或變形超過合金在該溫度下的強(qiáng)度極限或者變形極限時，鑄件便會通過開裂來釋放應(yīng)力，即發(fā)生熱裂。Sigworth[12]對金屬的熱裂機(jī)理做了比較詳細(xì)的綜述，他指出熱裂是在晶間液膜存在時，合金喪失強(qiáng)度和塑性所導(dǎo)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(xué)性能進(jìn)行測試，表明當(dāng)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(qiáng)度逐漸下降；當(dāng)達(dá)到某一程度時，強(qiáng)度急劇下降直到完全喪失，該點(diǎn)所對應(yīng)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(shí)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(qiáng)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(qiáng)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(guān)。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(dāng)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?jǐn)?shù)時卻不準(zhǔn)確。經(jīng)過Tucker[21]、Wray等[22]的修正后，給出了較為準(zhǔn)確的關(guān)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(dāng)液相體積分?jǐn)?shù)僅為1%時，接近1/3 的晶界被液相潤濕；當(dāng)液相體積分?jǐn)?shù)為5%時，接近2/3 的晶界被液相潤濕；當(dāng)液相體積分?jǐn)?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?jǐn)?shù)與二面角及液相分?jǐn)?shù)的關(guān)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(qiáng)度理論指出，熱裂的產(chǎn)生是強(qiáng)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(jī)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(jìn)一步發(fā)展了液膜理論。液膜理論認(rèn)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(dāng)剩余液相太少而不足以對裂紋進(jìn)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(dāng)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(jìn)行，晶粒繼續(xù)長大并相互接觸，開始進(jìn)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(yīng)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(dá)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(yīng)力作用下分離，從而導(dǎo)致熱裂紋擴(kuò)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(rèn)為合金在凝固過程中可以分為4 個區(qū)域：準(zhǔn)液相區(qū)、物質(zhì)補(bǔ)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(zhǔn)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(jìn)行物質(zhì)補(bǔ)縮。當(dāng)枝晶進(jìn)一步長大時，得不到補(bǔ)縮的區(qū)域產(chǎn)生晶間分離，而晶間補(bǔ)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(rèn)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(qiáng)度，所以晶間搭橋的存在加強(qiáng)了晶間結(jié)合力，使得合金斷裂應(yīng)力遠(yuǎn)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(jìn)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(dāng)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(yīng)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(jìn)行研究，證實(shí)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(jìn)行觀察，也證實(shí)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(bǔ)償理論

凝固收縮-補(bǔ)償理論[32—34]認(rèn)為，合金在凝固過程中可以分為準(zhǔn)液相區(qū)、可補(bǔ)縮區(qū)、不可補(bǔ)縮區(qū)和晶間搭橋區(qū)。準(zhǔn)液相區(qū)中只形成少量枝晶骨架，此時合金的整體強(qiáng)度很低，但塑性較高。當(dāng)枝晶骨架大量形成時，合金強(qiáng)度逐步建立，而塑性將隨之下降。隨著金屬液繼續(xù)凝固，強(qiáng)度繼續(xù)升高而塑性降到最低，此時合金進(jìn)入準(zhǔn)固相區(qū)。凝固后期，當(dāng)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(qiáng)度和塑性都有所提高，這一階段便是晶間搭橋。合金在可補(bǔ)縮區(qū)和不可補(bǔ)縮區(qū)的塑性都較低，當(dāng)凝固收縮受阻產(chǎn)生收縮應(yīng)變時，極易產(chǎn)生晶間分離進(jìn)而擴(kuò)展形成熱裂紋。圖6 是基于凝固收縮補(bǔ)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(yīng)力所作用，當(dāng)晶間強(qiáng)度塑性不夠時，極易在拉應(yīng)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(jìn)行補(bǔ)縮和愈合，則微孔不會擴(kuò)展；若液相不能夠及時補(bǔ)縮，則微孔在拉應(yīng)力作用下沿液膜擴(kuò)展形成熱裂紋。

圖6 凝固收縮-補(bǔ)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(yīng)力作用下分離，從而產(chǎn)生熱裂紋。裂紋形成功理論認(rèn)為，熱裂的產(chǎn)生需要經(jīng)過形核和擴(kuò)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(diǎn)合金元素在剩余液相中富集，降低界面結(jié)合力，進(jìn)而降低裂紋形成功，促進(jìn)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(yīng)力理論

目前大多數(shù)熱裂設(shè)備都可對凝固過程中產(chǎn)生的收縮應(yīng)力進(jìn)行實(shí)時監(jiān)測?！皼_擊應(yīng)力”理論主要是基于測量合金在凝固過程中受到的沖擊應(yīng)力而提出的。沖擊應(yīng)力理論[35—36]認(rèn)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(yīng)力，若該應(yīng)力或變形超過合金在該溫度下的強(qiáng)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(yīng)力理論示意圖如圖7 所示，收縮應(yīng)力曲線可以分為幾個階段。澆注時，金屬液對測力設(shè)備尖端有所沖擊，因此會存在ab段所示的負(fù)壓力。凝固初期，枝晶開始生長并形成骨架，建立起基本的強(qiáng)度，應(yīng)力值開始迅速上升，如bc段所示。當(dāng)金屬液冷卻至共晶溫度時，剩余的液相發(fā)生共晶反應(yīng)。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(dāng)該收縮力超過合金在該溫度下的強(qiáng)度時，該“沖擊應(yīng)力”便會使合金在晶界處開裂，以此釋放應(yīng)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(jìn)行補(bǔ)縮，因此，微裂紋將在收縮應(yīng)力作用下繼續(xù)擴(kuò)展長大。當(dāng)凝固結(jié)束后，隨著溫度的降低，鑄件繼續(xù)收縮，測得的應(yīng)力值將如ef段所示繼續(xù)緩慢增加。

圖7 沖擊應(yīng)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(qiáng)度和塑性。晶間液膜的存在進(jìn)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(yīng)力作用下易發(fā)生晶間分離而產(chǎn)生微裂紋。若此時補(bǔ)縮條件良好，則微裂紋可以被愈合；若此時無法補(bǔ)縮，則微裂紋沿著晶間液膜擴(kuò)展長大。當(dāng)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(kuò)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(yīng)力、應(yīng)變、應(yīng)變速率以及能量等角度提出的，對將熱裂形成過程數(shù)學(xué)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(jìn)行直接觀測。隨著儀器設(shè)備的發(fā)展，研究者開始關(guān)注合金材料和實(shí)驗條件對熱裂的影響，將溫度、應(yīng)力、位移等傳感器添加到熱裂設(shè)備當(dāng)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(jī)、掃描電鏡、同步輻射X 射線等設(shè)備也用于研究熱裂紋的形成。盡管熱裂設(shè)備有很多延伸和改進(jìn)，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(yīng)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(yīng)力變化，而且這種技術(shù)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(jī)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?？梢苑譃閮深悾旱乳L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(yīng)力/位移/溫度與約束棒的組合可以更加深入地研究熱裂機(jī)理，因此將儀器約束棒法也歸為約束棒法進(jìn)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(yīng)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(guān)熱裂機(jī)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(jī)誤差，但不同桿的應(yīng)力集中程度不同，只對熱裂情況進(jìn)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(yīng)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(chǔ)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(guān)于熱裂機(jī)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(dāng)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(dāng)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(dāng)熱裂紋為嚴(yán)重裂紋時，系數(shù)是3，當(dāng)桿斷裂時，系數(shù)是4，而第五根桿用于測定收縮應(yīng)力曲線和冷卻曲線。該種方法綜合考慮了不同桿長、不同應(yīng)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(zhǔn)確，而且該方法還可通過應(yīng)力-溫度-時間曲線分析熱裂產(chǎn)生的時間和應(yīng)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(shè)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(yán)重，對測得的收縮應(yīng)力影響較大。為規(guī)避這一現(xiàn)象，Zhen 等[49]將澆口設(shè)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(yīng)力更能反映熱裂本質(zhì)機(jī)理，其中應(yīng)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(biāo)。裂紋體積的評估方式比裂紋長度法更為精確。

2.2.2 測應(yīng)力/位移的約束棒法

圖13 所示為WPI 和CANMET 材料技術(shù)實(shí)驗室金屬加工研究所發(fā)明的測位移/應(yīng)力的約束棒模具[50]，其中應(yīng)力的測試與Cao 等的設(shè)備相似。桿自由線收縮時的位移與合金熱裂傾向性有關(guān)。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(yán)重的合金位移很大。位移越大說明合金收縮越大，當(dāng)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(shí)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(jī)理也成為研究者們努力的方向。攝影機(jī)、掃描電鏡、中子衍射和同步輻射X 射線等設(shè)備都被用于熱裂的研究。

2.3.1 攝影機(jī)

攝像機(jī)原位觀測熱裂的設(shè)備示意圖如圖14 所示，Davidson 等[51]在原來的熱裂設(shè)備中增加了攝像機(jī)，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(jī)拍攝金屬凝固過程。Davidson 等通過對Al-Cu合金熱撕裂形核與擴(kuò)展的直接觀察，認(rèn)為熱撕裂形成時的固體分?jǐn)?shù)為93%～96%，但該方法只能從宏觀角度對熱裂紋進(jìn)行觀察，而不能對熱裂紋的微觀形成進(jìn)行研究。

圖14 攝像機(jī)原位觀測熱裂的設(shè)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(jìn)行觀察，從而對熱裂紋進(jìn)行原位研究。該實(shí)驗是在Gleeble 3500 熱模擬機(jī)上進(jìn)行，采用50 ℃/s 的加熱速度和低于3×10-3s-1的應(yīng)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(jìn)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(xì)管彎液面。該方法和攝像機(jī)法相比，能夠?qū)峁?jié)微區(qū)的熱裂形核與擴(kuò)展過程進(jìn)行實(shí)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(jìn)行中子衍射分析。中子衍射的優(yōu)點(diǎn)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(jìn)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(xiàn)最小，但保證了樣品溫度的準(zhǔn)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(jìn)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(hù)以防止樣品氧化。

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

該實(shí)驗中采用中子衍射技術(shù)確定各個相的固相演化，在未細(xì)化和細(xì)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(xì)化對Al2Cu 的生長影響不大，然后與應(yīng)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?jǐn)?shù)對應(yīng)為0.85，0.87，0.81。中子衍射技術(shù)的引入使得原位研究各個相對熱裂的影響更為準(zhǔn)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(zhǔn)高強(qiáng)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(jìn)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(kuò)展的詳細(xì)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(jìn)行觀測。將樣品加熱至共晶溫度以上，使樣品的固相分?jǐn)?shù)約為0.9。采用0.1 μm/s 的變形速率對樣品進(jìn)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(dāng)剩余液體被排出時，該區(qū)域便會形成孔隙。這些孔隙進(jìn)而相互連接，并通過液膜表面進(jìn)行擴(kuò)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(yīng)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(shí)現(xiàn)了從宏觀到微觀的觀察，從表象到機(jī)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(kuò)展等微觀機(jī)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?zé)o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(yīng)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(guān)。

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(dāng)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(bǔ)縮，在收縮應(yīng)力或收縮應(yīng)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(jìn)行補(bǔ)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(jìn)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?jǐn)?shù)為1.6%時達(dá)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(jìn)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(diǎn)溶質(zhì)元素便會導(dǎo)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(guān)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(yīng)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(shí)驗發(fā)現(xiàn)，當(dāng)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(guān)鍵作用，所以，相對而言，多元合金的熱裂行為要復(fù)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(yīng)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(guān)。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(luò)進(jìn)而對局部區(qū)域進(jìn)行補(bǔ)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(dāng)共晶液相分?jǐn)?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(qiáng)度抵抗收縮應(yīng)力，進(jìn)而導(dǎo)致熱裂。共晶液相分?jǐn)?shù)越多，被潤濕的晶界就越多，合金開裂的幾率就越大。當(dāng)共晶液相分?jǐn)?shù)超過臨界值時，液相在枝晶網(wǎng)絡(luò)間的流動性增強(qiáng)，能夠及時對局部熱裂區(qū)域進(jìn)行補(bǔ)縮，從而降低熱裂傾向。

鎂合金熱裂傾向性與成分的關(guān)系大多遵循λ曲線，這一關(guān)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(fù)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(jìn)行分類，在宋江鳳等[67]的研究基礎(chǔ)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?jǐn)?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?jǐn)?shù)為1%時達(dá)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?jǐn)?shù)為1%時達(dá)到峰值。

表1 鎂合金熱裂傾向峰值對應(yīng)的鋁含量（質(zhì)量分?jǐn)?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(yīng)的Zn 含量（質(zhì)量分?jǐn)?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(yīng)的RE 含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.3 RE content corresponding to the peak of HTS of magnesium alloys (mass fraction) %

關(guān)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?jǐn)?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(bǔ)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?jǐn)?shù)為1%的Al 比添加質(zhì)量分?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?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(dāng)Al 的質(zhì)量分?jǐn)?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(kuò)展。將Al 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)提高為5%時，組織中的Mg2Ca 相消失，取而代之的是細(xì)小顆粒狀的Al2Sm 和條狀的Al2Ca，降低了裂紋形核擴(kuò)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(diǎn)，從而細(xì)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(shí)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?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?shù)為6%時；存在Mn 元素時，峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分?jǐn)?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?jǐn)?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(yán)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(rèn)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(jìn)行平滑處理發(fā)現(xiàn)，一個峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%～1.5%，另一個峰值出現(xiàn)在Zn 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%左右。宋江鳳等[75—76]研究了Zn 質(zhì)量分?jǐn)?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(jìn)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?jǐn)?shù)為0.5%處達(dá)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?jǐn)?shù)為1.5%時達(dá)到峰值，該實(shí)驗結(jié)果與ProCast 軟件預(yù)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?jǐn)?shù)為 5%處達(dá)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?jǐn)?shù)較低，有足夠的時間和液相促進(jìn)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(dāng)Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%，5%，7%時，與不含Zn 元素相比，對應(yīng)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(bǔ)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?jǐn)?shù)，增強(qiáng)了合金的補(bǔ)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(bǔ)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(bǔ)縮能力更強(qiáng)，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(qiáng)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?jǐn)?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?jǐn)?shù)）合金中，這主要?dú)w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(kuò)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(jìn)了熱裂紋的擴(kuò)展。Mg-8Gd 合金組織由細(xì)小等軸晶組成，能有效容納凝固過程中的應(yīng)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(guān)，Mg-Nd 合金的凝固范圍最大，熱裂傾向也最高。熱裂峰值對應(yīng)的成分則與合金的共晶成分點(diǎn)相關(guān)，共晶成分點(diǎn)越大，同等含量時共晶液相越少，越不利于合金補(bǔ)縮。Wang 等[84]的實(shí)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?jǐn)?shù)約為0.9%處達(dá)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?jǐn)?shù)。

關(guān)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(guān)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(xué)毛萍莉教授團(tuán)隊。該團(tuán)隊主要利用“T”型模具進(jìn)行熱裂研究，采用計算機(jī)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(yīng)力-時間曲線分析熱裂形核與擴(kuò)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(jī)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(bǔ)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(yù)測了Mg-5Zn-xEr（x=0.83，1.25，2.5，5，質(zhì)量分?jǐn)?shù)）三元合金的熱裂傾向性，并利用CRC 模具進(jìn)行實(shí)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?jǐn)?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(yīng)生成I 相的同時消耗了液相，并且擴(kuò)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(yīng)，凝固溫度區(qū)間減小，利于凝固后期裂紋的補(bǔ)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(fù)雜[93]，起初，Singer 等[94]認(rèn)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(jìn)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(dǎo)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(rèn)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(rèn)為更高的澆注溫度將提高溫度梯度，導(dǎo)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(rèn)為，澆注溫度的提高使金屬液的過熱量增多，進(jìn)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(kuò)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(yīng)力和收縮應(yīng)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(dāng)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(dǎo)致熱裂傾向的降低和熱裂起始溫度的升高。他們認(rèn)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(jìn)而導(dǎo)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(bǔ)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(yīng)變補(bǔ)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(bǔ)償累積的應(yīng)變[103]；同時，較高的模具溫度加強(qiáng)了晶間補(bǔ)縮能力，減少應(yīng)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(yīng)變進(jìn)行補(bǔ)償；同時，快速凝固帶來的溶質(zhì)偏析使應(yīng)變集中于溶質(zhì)偏析區(qū)域，從而導(dǎo)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(kuò)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(kuò)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(kuò)散對三元鋁合金熱裂傾向的影響。如圖21a 所示，在無擴(kuò)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(kuò)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(kuò)散條件下的Al-0.5Mg-xSi 合金熱裂傾向進(jìn)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(kuò)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(kuò)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(diǎn)移動。冷卻速率降低和擴(kuò)散速率加快，有利于及時將富集的低熔點(diǎn)溶質(zhì)擴(kuò)散至固相內(nèi)部，減緩元素偏析帶來的成分過冷等負(fù)面效應(yīng)，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(yīng)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(kuò)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(rèn)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(jìn)熱裂紋的萌生和擴(kuò)展。Pumphrey 等[58]的研究證實(shí)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(shí)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(shí)驗和模擬計算兩種方式研究了晶粒細(xì)化對6061 合金熱裂傾向的影響，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.001%，0.005%，0.01%，0.05%的Ti 對晶粒進(jìn)行細(xì)化。結(jié)果表明，隨著晶粒細(xì)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(yán)重程度也隨之降低。Rathia 等[103]采用Al-5Ti-B細(xì)化劑對Al-7Si-3Cu 合金進(jìn)行晶粒細(xì)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(jìn)行細(xì)化，結(jié)果表明熱裂傾向隨著晶粒細(xì)化而降低。他們解釋為晶粒細(xì)化增加了用于拉伸應(yīng)變作用的液膜數(shù)量，從而緩解了應(yīng)變集中。

大多數(shù)實(shí)驗結(jié)果表明，晶粒細(xì)化降低了合金的熱裂傾向，關(guān)于其機(jī)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(xì)化推遲了枝晶搭橋，使凝固的殼層能夠得到液相更好的補(bǔ)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(xì)化對熱裂傾向的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒細(xì)化主要從3 個方面影響熱裂傾向：①晶粒細(xì)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(bǔ)縮區(qū)域的上限和下限；③通過改變液膜厚度進(jìn)而改變毛細(xì)壓力。Grandfield 等[124]發(fā)現(xiàn)，熱裂傾向的降低主要?dú)w結(jié)于晶粒形態(tài)從柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。當(dāng)?shù)容S晶的晶粒尺寸進(jìn)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(yán)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(dāng)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(kuò)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(shù)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(jìn)行補(bǔ)縮。凝固后期，共晶Al2Cu 不能有效補(bǔ)縮所有的熱裂紋，從而使部分熱裂紋擴(kuò)展導(dǎo)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(dú)立生長的β-Mg17Al12堵塞了補(bǔ)縮通道；同時，高溫沉淀相Al2Ca在共晶反應(yīng)之前生成，對補(bǔ)縮的阻礙作用更強(qiáng)；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(jìn)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(luò)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(yīng)的微觀結(jié)構(gòu)首先被粗化，然后被細(xì)化。這使合金的熱裂傾向先升高后降低，在Ce的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%時達(dá)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(bǔ)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(jìn)行了歸納?，F(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(jī)理。熱裂是合金凝固過程中產(chǎn)生的較為復(fù)雜的缺陷，眾多關(guān)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(shè)備有很多，原位設(shè)備的應(yīng)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(jìn)。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(jìn)行橫向比較，因此，未來應(yīng)將評估方法和鑄造過程等環(huán)節(jié)進(jìn)行統(tǒng)一，方便建立有關(guān)鎂合金熱裂的數(shù)據(jù)庫。在此基礎(chǔ)上，結(jié)合合金的力學(xué)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。