DOI：10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.07.05
Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径及热裂倾向性
王 志，李一洲，刘 正，周 野，王 峰，毛萍莉
(沈阳工业大学 材料科学与工程学院，沈阳 110870)
摘 要：基于修正的Clyne-Davies热裂模型(CSC*)，对Mg-6Zn-xCu-0.6Zr(x%=0，1%，2%，3%，质量分数)合金热裂倾向性进行预测；采用双电偶热分析法研究Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固路径、凝固过程中的特征温度、枝晶干涉固相分数等。利用“T”型热裂模具测试系统采集Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固收缩力随温度(或时间)的变化曲线。实验结果与CSC*预测值均表明合金的热裂倾向性随着Cu含量的增加而减小。Cu元素的加入使初生α-Mg相的析出温度降低、MgZn2相的析出温度升高，从而使合金的凝固温度区间变窄，降低合金的热裂倾向性。Mg-6Zn-(0,1)Cu-0.6Zr合金热裂纹断口主要为液膜和分离的自由枝晶臂。Mg-6Zn-(2,3)Cu-0.6Zr合金断口表面生成大量的低熔点共晶相，液膜较厚，增强残余液相对分离的枝晶补缩能力，降低合金的热裂倾向性。
关键词：镁合金；热裂倾向性；合金凝固路径；凝固温度区间
文章编号：1004-0609(2018)-07-1309-11 中图分类号：TG146.2 文献标志码：A
热裂是日常生产中最常见并且是最严重的铸造缺陷之一。热裂又分为外裂纹和内裂纹两种形式，在铸造件表面产生并且用肉眼就可以观察到的裂纹称之为外裂纹。内裂纹则隐藏在铸造件的内部，很难被发现，所以它的危害性特别大。因此，研究铸造件热裂的形成过程及其影响因素，对于防止热裂的发生，以及获得优良的铸件具有重要的现实意义。
目前，有关镁合金热裂行为的研究主要集中在Mg-Al和Mg-Zn系合金上[1-2]。相对于Mg-Al系合金，Mg-Zn系合金一方面表现出时效强化效果比较明显的优点，另一方面则存在着铸态组织粗大和热裂倾向性高的缺点，严重地限制了该系合金的广泛应用。近年来，对于Mg-Zn系合金热裂倾向性的研究则主要集中在添加Al、Ca及稀土元素Y等方面[3-5]。
Mg-Al-Zn系合金(AZ系列)是应用最为广泛的一类商用镁合金，具有较好的力学性能、铸造性能和耐蚀性能。周乐[6]研究了Al元素添加对Mg-Zn系合金热裂倾向性的影响，结果表明其热裂倾向性较大值出现在两个范围内，一是Zn含量在1.5%左右(质量分数)，Al含量在0~0.75%时；另一个出现在Zn含量为3%左右，Al含量为0.5%左右时。由于稀土元素具有独特的核外电子排布，因此在合金中添加稀土元素可以对合金熔体起到极好的细化晶粒与净化作用，成为提高镁合金性能的一个重要思路[7]。WANG等[8]采用具有测力传感器和数据采集系统的热裂实验装置研究了Mg-xZn-2Y合金的热裂倾向性。实验结果表明，不添加Zn元素的合金热裂敏感倾向性最小。随着Zn含量的增加，Mg-2%Y合金的热裂敏感倾向性增加，当Zn含量为1.5%时达到最大值，然后随着Zn含量的进一步增加热裂敏感倾向性降低。张斯博[9]通过向Mg-Zn系合金中添加Y元素发现当m(Zn)/m(Y)质量比接近1时，由于生成W相导致合金热裂倾向性较大，而当m(Zn)/m(Y)质量比较高或者小于1时由于I相和LPSO相的存在，会使得合金热裂倾向性降低。FENG等[10]采用了传统CSC模型对Mg-4.5Zn-xY-0.5Zr系合金的热烈倾向性进行了预测。SONG等[11-12]研究了Mg-Zn-Ca系合金的热裂倾向性，当Ca含量为0.5%时，合金热裂倾向性随Zn含量增加而变大，但当Zn含量为6%时，合金抵抗热裂的能力反而增强；当Ca含量为2%时，合金热裂倾向性随着Zn含量的增加而变大，在Zn含量为1.5%时达到最大值，而后随着Zn含量增加而减小，直至Zn含量为6%时达到最小值。上述一些研究结果表明当Zn含量较高时(即Zn含量为6%时)，合金的热裂倾向性降低。同时，近年来研究发现也表明Mg-Zn-Cu系合金具有较高的室温拉伸性能[13]，其中峰时效态下，Mg-6Zn-0.5Cu-0.6Zr合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率分别达到266.3 MPa、185.6 MPa、16.7%。目前，关于Mg-Zn-Cu-Zr系合金的研究大多聚焦在其组织变化引起的力学性能改变上，而关于Cu的添加对Mg-Zn系合金凝固路径及热裂倾向性影响的研究非常有限。因此，本文作者选择具有较小热裂倾向性的Mg-6Zn合金成分，探讨Cu元素添加对该合金系凝固路径及热裂倾向性的影响规律。
1 实验
1.1 实验材料
本次实验采用 Mg-Zn-Cu-Zr 合金作为实验材料，其中主要原料为纯镁(99.95%，质量分数)、纯锌(99.7%)、紫铜(铜含量99.9%)、及镁-锆中间合金(锆含量 34.78%)。合金的实际成分通过电感耦合等离子体发射光谱仪进行分析测试，具体含量如表1所列。
1.2 合金熔炼与浇铸成型
本实验中浇铸温度为700 ℃，模具温度为250 ℃，由于镁元素化学性质活泼，在熔炼过程中镁合金容易氧化燃烧，为了确保实验结果的精确，在镁合金熔炼过程中必须实施保护措施。所以本实验中采用体积分数99.8%的氮气和体积分数为0.2%的六氟化硫作为保护气体，以1.6 L/min的气体流速不断通入井式坩埚炉中保证镁元素、锌元素、锆元素等不会在熔炼时烧损，确保合金化学成分的准确性。
1.3 热裂测试系统
本实验利用热裂测试装置，采集收缩应力随时间(及温度)的变化曲线。模具部分如图1(a)和(b)所示，本套模具采用H13钢制成，模具由3部分组成，模具左半部分由左右两半模块组成，并在外围用两个金属套加固，以防止实验时高温金属液从模具缝隙流出。浇铸时金属液从左半部分模具的直浇道(圆内径40 mm)流进铸型中。左半部分模具下方有一个直径2 mm的细小通孔(如图中红色直线所示)，便于测量铸件T型节点处的温度。模具右半部分由上下两个半圆环型模块构成的一个通孔，通孔左右直径大小不同，其中与直浇道接触部分内径为12 mm，与石墨环接触部分内径为10 mm。通孔内径大小均匀过渡，如此设计是为了减少凝固收缩过程中镁合金铸件与模具内壁的摩擦力，从而使测量结果更加精确。浇铸后，铸件通过一根长为53 mm、直径为6 mm的细钢杆与应力传感器相连。细钢杆上面有凹槽，安装时将此凹槽向上，便于浇铸过程中排气和排渣。整个模具部分固定在基座钢架上。浇铸冷却后得到的“T”型试样如图1(c)所示。
1.4 热分析实验
图2所示为双热电偶热分析法示意图。实验采用上下直径不同的石墨坩埚，方便铸锭取出。为了保证热量从坩埚径向散发，坩埚顶部用较厚石棉封口，底部采用保温砂进行隔热保护。根据双热电偶热分析方法，在被测试合金液的中心位置和边缘位置分别放置两根热电偶来采集合金中心位置温度Tc(下标c代表center)和合金边缘位置温度Te(下标e代表edge)，以获得合金凝固过程中的一些重要的参数，如液相线温度、α-Mg的初晶形核温度和形核结束温度、枝晶干涉温度等。根据牛顿基线法计算固相分数，其数学表达式为[9]
式中：cc代表冷却曲线；bl代表基线；fs为固相分数；T为合金边缘温度；t为时间；t1和ts分别代表凝固开始和凝固结束所对应的时间。
1.5 组织观察及相分析
沿“T”型铸件热裂纹附近截取试样，将其沿轴
向切开进行抛光、腐蚀，并在光学显微镜下进行金相组织观察。采用S-3400N型扫描电子显微镜对截面组织及热裂断口表面进行形貌观察，以研究不同合金成分凝固过程中裂纹萌生方式、裂纹扩展方式以及残余液相的补缩等。此外，采用岛津公司制造的XRD-7000型X射线衍射仪对合金进行第二相组成的检测与分析。
表1 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的化学成分
Table 1 Chemical compositions of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
图1 实验所用到的模具及热裂试样
Fig. 1 Experiment used mold ((a), (b)) and hot tearing specimen (c)
图2 双热电偶分析法示意图
Fig. 2 Schematic diagram of double thermocouple analysis
2 结果与分析
图3所示为Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固过程中通过双热电偶分析得到的结果，包括合金的冷却曲线(T-t)、温度的一阶导数曲线(dTc/dt-t)和基线，其中“基线”是假设凝固过程中没有相变的冷却曲线的一阶导数。合金在凝固过程中如果发生相析出反应，就会释放凝固潜热，释放的潜热会导致合金凝固过程中冷却速度的变化，而这种实时的温度变化可以用热电偶记录下来。采用中心热电偶温度Tc-t曲线，计算获得温度对凝固时间的一阶导数dTc/dt，来代表合金冷却过程的温度梯度，相析出释放潜热时，温度梯度会减小，表现为温度的一阶导数曲线出现放热峰，峰值对应的温度则为相反应温度。通过牛顿基线法计算出合金的基线，再结合dTc/dt与t的关系函数，可以推算出合金凝固过程中的各种温度参数，即合金液相线温度、固相线温度等[14]。基线与dTc/dt曲线所围成的面积则为峰值对应的第二相析出的数量，峰的面积越宽大说明相反应的时间越长，释放的结晶潜热越多，则表示所对应第二相析出的数量越多。
图3(a)所示为Mg-6Zn-0.6Zr合金的热分析曲线，由图3(a)可知温度的一阶导数曲线在627 ℃、432 ℃时有两个明显的峰值，这主要是由于凝固过程发生相变而释放大量的结晶潜热。根据图4 所示Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的XRD谱分析结果可知，627 ℃对应的是初生α-Mg相的形核温度；而合金凝固至432 ℃时生成的是共晶MgZn2相。添加了Cu元素后，如图3(b)~(d)热分析结果所示，在温度的一阶导数曲线中除了α-Mg和MgZn2相析出峰外，还出现了第3个峰，对应XRD测试结果，可知此时析出的相为MgZnCu相。赵冲等[15]的研究表明：Mg-Zn-Cu系合金在625 ℃左右会发生L→α-Mg的析出转变，生成初生α-Mg；在531 ℃附近发生L→α+MgZnCu的共晶转变，生成由初生α-Mg和MgZnCu形成的二元共晶组织；而Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金在冷却至接近440 ℃时，将出现L→α+MgZn2共晶反应，而这一研究结果也与本实验测试结果基本相符。
通过热分析曲线得到的凝固过程中第二相的析出温度如表2所列。随着Cu含量的增加，初生α-Mg相的析出温度由627 ℃逐渐下降至621 ℃；MgZnCu相的生成是通过共晶转变L→α-Mg+MgZnCu而生成的，因此应该为恒温转变，从表2中的数据可以看出MgZnCu相的生成温度约为531 ℃，与上面分析的结果一致。而低熔点相MgZn2的析出温度则随着Cu含量的增加而上升，由不添加Cu时的432 ℃上升至添加3%Cu时的455 ℃，这与刘长富等[16]对于Mg-Zn-Cu凝固过程的研究结果相符合。初生α-Mg相析出温度的降低，与低熔点共晶相MgZn2析出温度的上升，使合金的凝固温度区间变小。一般而言，热裂倾向性与凝固温度区间成正比关系，而与凝固最后阶段残余液相数量成反比关系，即较小的凝固温度区间，较多的残余液相，会使合金热裂倾向性减小，并且固相线温度提高可以使枝晶尽早的完成搭接，形成相互作用更强的可以对抗收缩应力的骨架结构，从而减小了合金的热裂倾向性。
图3 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金热分析曲线
Fig. 3 Thermal analysis curves of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
图4 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的XRD谱
Fig. 4 XRD patterns of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
表2 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金第二相析出温度
Table 2 Second phase precipitation temperature of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
一些研究表明[17-19]，影响合金热裂倾向性的因素包括合金的凝固区间、第二相组成及分布、枝晶状态、共晶体数量及分布、熔体过热量以及气体含量等。图4所示为 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金XRD谱；图5所示为合金第二相形貌观察和EDS能谱分析。Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金组织中主要的第二相为灰白色的MgZn2相及亮白色的MgZnCu相。如图5(a)所示，Mg-6Zn-0.6Zr合金中只有极少的MgZn2相和α-Mg+MgZn2共晶组织呈弥散的点状和条状分布；如图5(b)，(c)所示，当添加了1%Cu和2%Cu时，α-Mg+(MgZnCu/MgZn2)共晶组织的含量明显增加，原来弥散分布的条状组织相互连接且分布于晶界；而当Cu添加量达到3%时，共晶组织α-Mg+ (MgZnCu/MgZn2)呈不规则层片状且趋于连续网状在晶界分布。这些现象与Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金热分析曲线(见图3)结果相符合，即随着Cu含量的增加，MgZn2析出相对应峰的面积越来越宽大，沿晶界析出的共晶相数量明显增加。共晶含量的增加使得合金在凝固后期残余液相增多，补缩能力从而得到增强，导致合金热裂倾向性减小。并且因为MgZn2相在合金中以弥散形式存在，使得α-Mg的枝晶生长受到抑制，致使晶粒尺寸减小导致合金的晶粒细化。由于晶粒尺寸变小导致晶粒的表面积增加，从而增加了液膜面积和厚度，进而降低合金的热裂倾向性[20]。
采用双热电偶差热分析法将边缘热电偶采集的数据和中心热电偶采集的数据相减得出差值曲线ΔT=Te-Tc如图6中绿线所示。随着凝固温度下降，熔融金属液中的固相增多，而固相首先形成于边缘，由于固相的导热率要高于液相的，也就是固相的冷却速度要高于液相的，体现在图6中则为ΔT的差值逐渐增大。当凝固达到某一点时，中心部分枝晶与边缘的枝晶相互搭接，中心处的热量更容易传到边缘，因此边缘电偶和中心电偶的差值将会逐渐减小。所以当边缘热电偶和中心热电偶温度差值首次达到最大(ΔT为负值，所以差值最大时对应的值为ΔTmin)时说明枝晶开始搭接，对应中心电偶的温度为枝晶干涉温度Tcoh(下标coh为coherency的缩写，代表枝晶干涉)，与此对应的固相分数fscoh称为枝晶干涉固相分数[21-22]。实验测得的Mg-6Zn-xCu-0.6Zr 4种合金成分凝固过程中熔体的中心冷却曲线、边缘冷却曲线、差值曲线、固相分数随时间的变化曲线如图6所示。
由图6(a)可知，当Cu含量为0时，枝晶干涉温
度Tcoh和枝晶干涉固相分数fscoh分别为615 ℃和0.582，此时枝晶干涉温度较高，枝晶较发达而且固相分数较高，发达的枝晶阻碍了液相的流动使其不能很好的完成补缩，因此合金热裂倾向性较大。当Cu含量为1%时，Tcoh与fscoh都略有降低，但此时合金热裂倾向性仍然很大。当Cu的含量达到2%和3%时，Tcoh分别为610 ℃和616 ℃，fscoh分别为0.477和0.450，即Cu含量为3%时具有较高的Tcoh和较低的fscoh。这说明3%Cu成分的合金在凝固至枝晶相互搭接形成可以对抗收缩应力的骨架结构时，残余液相较多。当收缩应力大于枝晶搭接骨架可以承受的载荷时，这种骨架将被破坏，此时有更多的残余液相能够参加补缩，将会阻止热裂纹的萌生与扩展，从而降低合金的热裂倾向性。
图5 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金第二相形貌观察和EDS能谱分析
Fig. 5 Second phase morphologies observation and EDS energy spectra analysis of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
图6 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金ΔTmin值对应的fscoh值
Fig. 6 fscoh value corresponding to ΔTmin value of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
基于Clyne-Davies模型，CLYNE等[23-24]将液相分数在0.10~0.60之间的这段凝固时间定义为应力松弛阶段时间，用tR表示；由于液相分数在0.01~0.10之间时，残余液相极少，凝固收缩应力造成的枝晶分离不能得到及时补缩，所以将这个区域定义为脆弱区，将这个区域对应的凝固时间用tV表示。将tV和tR的比值称为热裂敏感系数CSC(Cracking susceptibility coefficient)。
目前Clyne-Davies模型在现有的热裂文献中，广泛应用于各类合金[25]，但是其中对于应力松弛阶段的定义(液相分数0.10~0.60)一成不变，不是十分精准，在没有确定每一种合金凝固过程及路径的情况下，不能宽泛的定义合金凝固过程的应力松弛阶段。所以本实验中，结合对Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固过程的研究，重新定义：在枝晶臂相互搭接形成枝晶骨架至液相分数为0.10之间的这一阶段，称为应力松弛阶段。也就是将原CSC计算公式中的t0.60，更换为图6中Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固至枝晶干涉时对应的凝固时间tcoh，即：
合金的热裂倾向程度可用CSC*值的大小来衡量，将计算得出的CSC*值以及各合金对应的fscoh值绘制成曲线，如图7所示。由图7可知，合金的CSC*值随着Cu含量的增加逐渐减小，Mg-6Zn-0.6Zr的CSC*值最大为0.257；Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr的CSC*值最小为0.068，即Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金热裂倾向性最小。此外，Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的fscoh值随Cu含量的增加呈下降趋势，当Cu添加量达到3%时，其fscoh值最小仅为0.450，此时有更多的残余液相能够参加补缩，将会阻止热裂纹的萌生与扩展，从而降低合金的热裂倾向性。综合两种参数的结果表明Cu含量的增加可以降低合金的热裂倾向性。
图7 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的CSC*值与fscoh值
Fig. 7 CSC* value and fscoh value of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
图8所示为Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的凝固收缩应力、冷却曲线及宏观裂纹照片。合金的浇铸温度为700 ℃，模具温度为250 ℃。随着凝固过程的进行，合金逐渐冷却产生凝固收缩应力，并且凝固收缩应力随着凝固时间逐渐增大。一旦试样中萌生裂纹，就会出现应力松弛的现象，表现为凝固收缩应力曲线上应力的突然下降或者是应力不再增长(即水平阶段)。这种应力变化相对应的温度被认为是热裂纹的萌生温度，同时可以确定裂纹萌生时相对应的固相分数。Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的热裂萌生温度以及相对应的固相分数如表3所列。
由表3可知，随着Cu含量的改变，合金热裂萌生于不同的温度和固相分数。Mg-6Zn-0.6Zr合金热裂纹萌生温度为467 ℃，对应的固相分数为0.853。随着Cu含量的增加，热裂萌生温度逐渐升高。其中Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金的热裂萌生温度升高至502 ℃，而与此相对应的固相分数，也随着温度的升高而逐渐降低，由Mg-6Zn-0.6Zr合金的0.853逐渐下降至Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金的0.689，也就是说随着Cu添加量的增加，热裂纹萌生时的固相分数逐渐下降。也就是说当热裂纹萌生扩展时，固相分数越低，合金中的残余液相就越多，补缩能力也越强，合金的热裂倾向性也因此更小。Mg-6Zn-0.6Zr和Mg-6Zn-1Cu-0.6Zr合金裂纹萌生时的固相分数较高，此时合金中的残余液相较少，很难发生补缩行为，所以热裂倾向性很大。
图8 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金凝固收缩应力和冷却曲线及宏观裂纹照片
Fig. 8 Solidification shrinkage stress and cooling curve and macroscopic crack photos of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
表3 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金热裂测试结果
Table 3 Results of hot tearing test for Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
如图8中热裂纹宏观照片所示，Mg-6Zn-0.6Zr与Mg-6Zn-1Cu-0.6Zr完全断裂；而Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金在热节处的裂纹较Mg-6Zn-2Cu-0.6Zr明显减小，这也符合上述对于合金热裂倾向性的推断。
图9所示为Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金的断口形貌图，从图9中可看出基体晶粒表面非常光滑，颗粒感强，晶粒表面没有韧窝产生，并且断裂处晶粒呈树枝晶形态，裂纹是沿着晶界处的低熔点共晶组织扩展的，而不是穿晶断裂。因此，可以断定合金的断裂方式为沿晶界产生的热裂。
液膜是由低熔点共晶相偏聚在分离的枝晶表面形成的。根据液膜理论，热裂纹的形成是由于铸件在凝固末期晶间存在液膜，和铸件在凝固过程中受到拉应力共同作用的结果[26]。在凝固后期，如果低熔点共晶相能够形成一定厚度的液膜，并且厚度足够大时，由于液膜作用，即使由于凝固收缩应力使枝晶间距增加，残余的低熔点共晶相也会及时进行补缩，使收缩应力不足以破坏枝晶间结合力。因此，液膜厚度越大，代表着合金的补缩能力越强，合金的热裂倾向性也就越小；反之，合金热裂倾向性则较大。合金成分不同，所形成的液膜厚度也不同。图9(a)所示为Mg-6Zn-0.6Zr合金的断口形貌，在裂纹表面液膜较少且薄，主要为断裂后形成的自由枝晶臂及少量的撕裂液膜。图9(b)所示为Mg-6Zn-1Cu-0.6Zr合金的断口形貌图，从图中可以看出液膜仍然较少且薄，说明该合金仍具有较高的热裂倾向性。图9(c)所示为Mg-6Zn-2Cu-0.6Zr合金的断口形貌图，随着Cu含量增多，有较多的低熔点共晶相残留，枝晶晶界间形成了较多较厚的液膜，增强了对分离枝晶的补缩能力，提高了枝晶间的结合能力。因此，Mg-6Zn-2Cu-0.6Zr合金的热裂倾向性降低。图9(d)所示为Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金的断口形貌图，从图中观测到大量的低熔点共晶相，且自由枝晶臂急剧减少。断口表面形成的液膜更厚，可看到明显的褶皱，表明低熔点共晶相补缩能力大幅提高。
此外由图6分析可知，合金的枝晶干涉固相分数随着Cu含量的增加逐渐降低，这表明合金凝固至枝晶干涉点后，残余的低熔点共晶相越来越多，形成的液膜数量也越多。这也符合图9中热裂断口形貌所呈现的趋势。
图9 Mg-6Zn-xCu-0.6Zr合金断口表面液膜及枝晶分离形貌
Fig. 9 Morphologies observation of liquid membrane on fracture surface and dendritic separation of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
3 结论
1) Mg-6Zn-xCu-0.6Zr系合金修正后的Clyne-Davies模型热裂倾向性预测值CSC*与实验结果具有相同的变化趋势，即该合金系的热裂倾向性随着Cu含量的增加而降低。
2) Mg-6Zn-xCu-0.6Zr系合金加入Cu元素后使初生α-Mg相的析出温度降低、MgZn2相的析出温度升高，从而缩短合金的凝固温度区间，降低合金的热裂倾向性。同时，Cu元素加入使合金晶粒得到细化，晶界上的低熔点共晶相增多导致合金补缩能力增强。
3) Mg-6Zn-xCu-0.6Zr系合金裂纹断口处有液膜和分离的自由枝晶臂。对于Mg-6Zn-2Cu-0.6Zr和Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr合金而言，大量的低熔点共晶相在断口表面生成，枝晶晶界间形成了较多较厚的液膜，提高了枝晶晶界间的结合能力，增强了残余液相对分离的枝晶补缩能力，从而降低合金的热裂倾向性。
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Solidification path and hot tearing tendency of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys
WANG Zhi, LI Yi-zhou, LIU Zheng, ZHOU Ye, WANG Feng, MAO Ping-li
(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)
Abstract: Hot tearing tendency of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr (x%=0, 1%, 2%, 3%, mass fraction) alloys were predicted based on modified Clyne-Davies model (CSC*). The solidification path, characteristic temperature during solidification, the solid fraction in coherent dendrite point of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys were studied by the double thermocouples thermal analysis. The curve of solidification contraction stress with temperature (or time) of Mg-6Zn-xCu-0.6Zr alloys were measured using the “T” type hot tearing permanent-mold. The results show that the CSC* prediction values are in good agreement with the experimental results. The hot tearing tendency decreases with increasing Cu content. The precipitation temperature of primary α-Mg phase decreases and the precipitation temperature of MgZn2 phase increases by addition of Cu element, thus shortening the solidification temperature range of alloys and decreasing the hot tearing tendency. The hot cracking fractures of Mg-6Zn- (0,1) Cu-0.6Zr alloys are mainly occupied by the liquid film and separated free dendrite arm. A large number of eutectic phase with low melting point and the thicker liquid film were observed on the fracture surfaces of Mg-6Zn- (2,3) Cu-0.6Zr alloys which enhances the feeding ability and reduces the hot tearing tendency.
Key words: Mg alloy; hot tearing tendency; solidification path; solidification temperature range
Foundation item: Project(51504153, 51571145) supported by National Natural Science Foundation of China; Project(L2015397) supported by General Project of Scientific Research of the Education Department of Liaoning Province, China
Received date: 2017-05-02; Accepted date: 2017-07-12
Corresponding author: WANG Zhi; Tel: +86-13591634456; E-mail: wangzhi8303@163.com
(编辑 王 超)
基金项目：国家自然科学基金资助项目(51504153，51571145)；辽宁省教育厅科学技术研究一般项目(L2015397)
收稿日期：2017-05-02；修订日期：2017-07-12
通信作者：王 志，副教授，博士；电话：13591634456；E-mail：wangzhi8303@163.com
