分享：Er对Mg-5Zn-xEr镁合金热裂敏感性的影响

刘耀鸿, 王朝辉,, 刘轲, 李淑波, 杜文博

镁合金是目前已知最轻的金属结构材料，具有比强度和比刚度高、导热性好、环保易回收等优点，在汽车、航天航空等领域得到了广泛应用[1,2]。铸造是当前镁合金零部件批量生产的最主要工艺，具有制造成本低、周期短、适用于复杂结构及大尺寸部件等优点[3]。热裂作为铸件生产中常见的缺陷之一，对铸件产品的质量和良品率均有着重要的影响[4]。研究[5,6,7,8]表明，热裂主要出现在合金固相线附近或凝固后期(固相率fs趋近于1)，影响合金热裂性能的主要因素有合金成分、合金凝固温度区间等。同时，铸造工艺参数和模具尺寸等对合金热裂性能也有一定的影响。

目前，国内外建立的热裂模型大部分以应力、应变、应变速率为阈值，以此来定性或定量评价合金热裂性能的优劣[9,10,11,12,13,14,15,16]。Lahaiet和Bouchard[12]采用单向拉伸的办法使凝固末期组织(半固态)发生变形，当处于半固态的合金不足以承受所施加的拉应力时，将产生热裂。该模型认为合金的热裂主要受加载的总应变量(ε)、晶粒间液相的表面能(γ)、液膜的厚度(h)和固相率(fs)等因素的共同影响。Suyitno等[13]基于合金凝固末期产生的应变与断裂应变相关，将固相线温度对应的合金塑性变形(εθθ)与接近固相线温度时实验获得的断裂应变(εfr)的比值定义为合金的热裂敏感性(hot cracking susceptibility，HCS)，若HCS>1则表明热裂开始萌生和扩展。Rappaz等[14]引入了最大应变速率(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$)的概念，将合金热裂敏感性定义为临界应变速率的倒数(${\dot{?}}_{\mathrm{P},\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}^{-1}$)，建立了RDG (Rappaz-Drezet-Gremaud)模型，该模型中合金的热裂敏感性受合金液的黏度(μ)、温度梯度(G)、二次枝晶臂间距(λ2)、凝固收缩率(β)、凝固温度区间(ΔT)、fs等因素的影响。RDG模型通过固相率与温度的关系(fs-T)间接反映成分对合金的凝固收缩率和液相渗透性(m)的影响，能定量预测合金的热裂敏感性，被认为是目前最好的热裂模型之一，但该模型也存在公式过于复杂、参数难以确定等不足。

Mg-Zn-RE铸造镁合金是目前开发的新型镁合金体系之一，具有室温/高温力学性能好、析出强化效果显著等特点[17]。Luo等[18]和Bae等[19]在Mg-Zn-Y合金中首次发现了具有高强度、高硬度、耐腐蚀的Mg3Zn6Y二十面体准晶相(icosahedral quasicrystal structure)。在Mg-Zn-RE三元合金中除了准晶相外，还会因为成分不同，形成Mg3Zn3RE2 (W-phase，cubic structure)和Mg12ZnRE (LPSO structure)[20,21,22]。本文作者课题组[23,24]开发了一种新型的Mg-Zn-Er三元铸造镁合金，研究发现Zn/Er比对合金凝固相形成产生很大影响： α-Mg+W-phase (Zn/Er≤0.8)、α-Mg+W-phase +I-phase (1≤Zn/Er≤6)、α-Mg+I-phase (6≤Zn/Er≤10)。同时，该合金表现出优良的高温抗蠕变性能等。

稀土元素在镁合金中具有较高的固溶度，能有效降低合金的热裂敏感性，但Mg-Zn-RE铸造镁合金与AZ91等合金相比仍然存在铸造热裂性能较差的不足[25,26,27]。Gunde等[28]研究了Y含量对Mg-3Zn-0.5Zr-xY (x=0、0.4、0.8，质量分数，%)合金热裂敏感性的影响，发现Y的添加能有效降低合金热裂敏感性，这主要是因为Y使得合金凝固末期路径发生改变，缩短了合金凝固温度区间。但对Mg-Zn-RE系合金的热裂敏感性而言，稀土含量不同造成的合金凝固区间、相组成等变化也会影响合金的热裂敏感性，对此还鲜有系统深入的研究。

本工作结合相关铸件凝固理论，采用优化的RDG热裂模型预测Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5，质量分数，%)三元铸造镁合金的热裂敏感性，利用“约束杆”钢模铸造(constrained rod casting，CRC)实验方法评价该合金的热裂敏感性，并探讨了成分、相组成等对合金热裂敏感性的影响规律，为Mg-Zn-Er铸造镁合金的开发应用提供理论指导。

1 实验方法

1.1 合金制备

采用纯Mg (99.99%，质量分数，下同)、纯Zn (99.9%)和Mg-30%Er中间合金作为原材料，分别制备了名义成分为Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5，质量分数，%)的合金。合金熔炼在井式坩埚电阻炉中进行，保护气体为SF6和N2 (体积比为1∶1000)的混合气。在石墨坩埚中先后加入纯Mg、纯Zn和Mg-Er中间合金，待全部熔化后搅拌均匀，合金液在730 ℃下静置15 min后，浇入预热至300 ℃的模具中。

合金的实际成分由Magix-PW2403 X射线荧光光谱仪(XRF)分析获得，如表1所示。合金的fs-T曲线由STC-449C差热/热重分析仪测量获得，测量时合金的冷却速率为10 K/min。利用MATLAB软件对不同成分合金的fs-T曲线进行计算拟合。

表1   Mg-5Zn-xEr合金的成分

Table 1  Compositions of Mg-5Zn-xEr alloys (mass fraction / %)

新窗口打开| 下载CSV

1.2 热裂敏感性评价方法

目前，国内外对热裂敏感性评价的实验方法很多，包括临界尺寸法[29](临界直径法和临界长度法)、热裂环法[30]、石蜡渗透法[31]等。由于临界尺寸法具有简单且实验结果准确直观的优点，被广泛应用于合金热裂敏感性的研究[29,32,33]。

本工作采用“约束杆”钢模铸造法评价合金的热裂敏感性(HCS)，其数学表达式为[33]：

式中，flength为热裂棒长度系数，flocation为热裂产生位置系数，wcrack为热裂纹宽度系数。合金热裂敏感性的具体评价因素如图1所示。根据裂纹发生的难易程度，定义最长棒为4，然后依次为8、16、32 (图1a)；由于根部形状变化最大，裂纹最易发生，其参数定为1，在末端定为2，中间部位为3 (图1b)；将完全断裂定义为4，半断裂为3，发纹为2，半发纹为1 (图1c)。

图1

图1   热裂敏感性影响系数示意图

Fig.1   Schematics of hot cracking susceptibility factors including rod length factor (a), crack location factor (b) and crack width factor (c)

1.3 热裂敏感性实验装置

合金的热裂敏感性实验装置如图2所示。该装置由热裂棒模具和温度采集系统组成。热裂棒模具由高150 mm的浇口杯和4根长度不同(86、106、136、156 mm)、直径均为10.5 mm的热裂棒钢模组成。在热裂棒模具的直浇道上部设有温度采集热电偶，热电偶类型为K型，直径为0.2 mm。计算机和温度采集/转换模块可实时记录合金在凝固过程中温度的变化，获得合金的凝固时间与温度关系曲线。

图2

图2   热裂敏感性实验装置示意图

Fig.2   Schematic of hot cracking susceptibility experimental device (unit: mm)

1.4 组织观察及相分析

将不同成分的合金试样进行打磨、抛光和腐蚀，腐蚀液为5% (体积分数)的硝酸酒精溶液，腐蚀时间为10~15 s。利用Axio imager A2M金相显微镜(OM)分析合金的显微组织。利用S3400型扫描电镜(SEM)与能谱仪(EDS)分析合金的显微组织及热裂断口形貌。利用D/MAX-3C型旋转阳极X射线衍射仪(XRD)分析合金的相组成。

2 实验结果与分析

2.1 预测热裂敏感性模型的优化与评价

在铸造工艺参数和晶粒尺寸/形貌相同的条件下，不同成分合金由于凝固路径不同而影响合金热裂敏感性。Rappaz等[14]的RDG热裂模型综合考虑了凝固收缩引起的应变和糊状区域的补缩，提出临界应变速率(csre)的数学表达式：

公式(2)中，A$=\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{{?}_0}\frac{{?}_{\mathrm{s}}{(?)}^2}{(1-{?}_{\mathrm{s}}{(?))}^2}$; B=$\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{{?}_0}\frac{{?}_{\mathrm{s}}{(?)}^2?(?)}{(1-{?}_{\mathrm{s}}{(?))}^3}$; F(T)=$\frac{1}{{?}_0-{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}{\int }_{{?}_{??}}^{?}{?}_{\mathrm{s}}(?)$?dT。d为晶粒尺寸，μ为黏度，γ为表面张力，Pm为金属液压头的压强，β为收缩率，V为长大速率，L为糊状区域长度，T0、Tco分别是与fs,0 (枝晶间产生干涉时的固相率)、fs,co (枝晶互相融合形成固态时的固相率)相对应的温度。

由于RDG热裂模型的结构和参数较为复杂，较难在实际中应用。Easton等[34]在RDG模型的基础上，基于预测二元合金(Mg-Nd/Ce/La)对凝固路径的影响获得一种相对简单的热裂敏感性判定办法，提出热裂敏感性判定(Sht)数学表达式为：

该公式的优点是对复杂RDG模型进行简化的前提下，考虑了二元合金成分对热裂性能影响的重要参数(T0、Tco、fs(T))，更重要的是当二元合金的凝固曲线在Tco~T0温度范围内以非线性(均匀)凝固时，该公式同样适用。对于T0，此时组织中已搭建起一小部分固相“网状”结构(枝晶间发生接触并产生干涉)，液相通过补缩通道对凝固收缩产生的枝晶间分离(空隙)进行补缩；对于Tco，此时处于凝固末期，固相体积分数较高，枝晶已互相融合基本形成固相形态。

前期研究[23]发现，Mg-5Zn-xEr三元合金的凝固行为较为复杂，凝固组织由α-Mg、W相和I相组成，并且W相和I相的析出温度介于Tco~T0温度范围内。但是，基于Easton等[34]的热裂敏感性判定公式(3)并未考虑到合金成分对Tco~T0温度范围和凝固组织、相组成的影响。本工作在综合上述影响因素的前提下，基于公式(3)，得到优化的RDG模型，适用于不同成分Mg-5Zn-xEr三元多相合金的热裂敏感性评价($??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}$)，其表示式如下：

公式(4)在具有公式(3)优点的同时，一方面考虑了Mg-5Zn-xEr三元合金在热裂易产生温度范围(Tco~T0)内凝固时，由于Er含量增加导致合金相组成的不同对热裂敏感性的影响；另一方面当不同合金成分的Sht值出现相近甚至相等的情况时，公式(4)可以定量区分热裂易产生温度范围(Tco~T0)的大小对合金热裂敏感性的影响。

公式(4)中，预测合金热裂敏感性的关键在于参数Tco、T0及函数关系表达式fs-T的确定。由于Tco~T0的温度范围为热裂易产生区间，而Tco、T0主要受fs,co、fs,0的影响，fs,co、fs,0可通过不同的方法进行确定[35,36]。Clyne和Davies[37]提出，当fs=0.4时，合金收缩应力便开始通过大量液相补缩得到释放。Easton等[34]和Vernède等[38,39]通过设计不同的实验确定fs,co的范围在0.98到0.99之间。结合本实验Mg-5Zn-xEr合金凝固温度范围较宽的情况，分别取fs,0=0.4、fs,co=0.98和0.99所对应的T0、Tco温度值进行相关计算。

利用热重分析仪获得不同成分合金的fs-T曲线，如图3所示。利用MATLAB软件中的curve fitting功能对fs-T曲线进行拟合，拟合函数形式为y=y0-Aexp(R0T)，并获得各成分合金的fs-T函数表达式和相关系数(R2)，如表2所示。可以看出，各合金成分fs-T拟合函数的相关系数均接近于1。

图3

图3   Mg-5Zn-xEr合金的固相体积分数(fs)与凝固温度(T)关系曲线

Fig.3   Solid phase volume fraction (fs)- solidification temperature (T) curves of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

表2   Mg-5Zn-xEr合金的fs-T拟合函数表达式及其相关系数(R2)

Table 2  fs-T fitting function expression of Mg-5Zn-xEr alloys and correlation coefficients (R2) (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

新窗口打开| 下载CSV

结合表2所拟合的不同成分合金fs-T函数关系表达式及fs,0=0.4和fs,co=0.98、0.99时不同合金所对应的T0、Tco值(图3)，利用公式(4)计算获得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的热裂敏感性，如图4a所示。结果表明，尽管在计算时T0和Tco的取值不同，但随着合金中Er的含量从0.83%增加到5%，Mg-5Zn-xEr合金的热裂敏感性呈先升高后降低的趋势，其中Mg-5Zn-2.5Er合金的热裂敏感性最高，Mg-5Zn-5Er合金的热裂敏感性最低。作为对比，基于公式(3)的Easton修正RDG模型计算的Mg-5Zn-xEr合金热裂敏感性，结果如图4b所示。可以看出，随着Er含量的增加，合金热裂敏感性呈现先降低后增加的趋势，与图4a的结果相矛盾。

图4

图4   Mg-5Zn-xEr合金热裂敏感性预测

Fig.4   Hot cracking susceptibilities predicted by optimized RDG model in this work ($??{{?}_{{?}_{\mathrm{c}\mathrm{o}}}}_{-{?}_0}$) (a) and optimized RDG model of Easton (Sht) (b) of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5. fs,n―solid phase volume fraction corresponding to the coherency (fs,0) and coalescence (fs,co) points)

二者产生差异的主要原因是，公式(3)是基于二元合金(Mg-Nd/Ce/La)所建立的热裂模型，该二元合金在Tco~T0温度范围凝固时的相组成并未发生变化，而本工作研究的Mg-5Zn-xEr三元多相合金在凝固过程中会先后发生α-Mg、W相、I相的析出，相形成过程较为复杂；同时在热裂易产生温度区间(Tco~T0)内，合金的相组成随Er含量的增加发生变化，公式(3)不再适用。

在理论模型研究的基础上，为验证优化的RDG模型准确性和评价Mg-5Zn-xEr合金的热裂敏感性，采用图2所示的实验装置和公式(1)所述的评价合金热裂敏感性的临界尺寸法实验，对不同成分的Mg-5Zn-xEr合金热裂敏感性进行了评价，结果如图5所示。从图5a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金最长的2根热裂棒发生断裂，最短棒并未观察到明显发纹情况。其它成分Mg-Zn-Er合金热裂情况与图5a类似，并通过公式(1)计算获得不同成分Mg-5Zn-xEr合金的热裂敏感性系数，结果如图5b所示。可以看出，随着Er含量的增加，合金的热裂敏感性呈先增大后降低的趋势，Mg-5Zn-2.5Er的热裂敏感性系数最高，Mg-5Zn-5Er的最低。通过对比发现，图5b所示的实验结果与图4a中本工作优化的RDG模型的预测结果变化趋势一致。这表明，在考虑Tco~T0温度范围后，公式(4)所示的优化的RDG热裂模型可准确预测Mg-5Zn-xEr三元多相合金的热裂敏感性。

图5

图5   Mg-5Zn-xEr合金热裂敏感性试样及评价结果(临界尺寸法实验)

Fig.5   Hot cracking image of Mg-5Zn-0.83Er alloy (Arrows in Fig.5a show the macro-cracks) (a) and hot cracking susceptibilities of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5) (b) (Experiment via critical size method)

2.2 合金相组成及凝固特性

为进一步揭示不同成分Mg-5Zn-xEr合金热裂敏感性变化的机制，研究了合金的相组成、铸态组织和凝固特性。不同成分Mg-5Zn-xEr合金的XRD谱如图6所示。可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金由α-Mg和I相组成；随着Er含量的增加，Mg-5Zn-xEr合金中出现了W相，I相含量逐渐减少；当Er为5%时，合金中的I相完全消失，Mg-5Zn-5Er合金由α-Mg和W相组成。

图6

图6   Mg-5Zn-xEr合金的XRD谱

Fig.6   XRD spectra of Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5)

图7为Mg-5Zn-xEr合金的SEM像及EDS谱。Mg-5Zn-0.83Er合金由基体α-Mg和I相组成，如图7a所示。Mg-5Zn-1.25Er/2.5Er合金由基体α-Mg和I相、W相组成，如图7b和d所示。Mg-5Zn-5Er合金由基体α-Mg和W相组成，如图7e所示。图7c为图7a中A点的EDS谱，其Zn/Er原子比约为6，结合图6确认为I相(Mg3Zn6Er1)[40]。图7f为图7e中B点的EDS谱，其Zn/Er原子比接近W相(Mg3Zn3Er2)[40]的元素含量比例。合金中的I相主要呈条状和颗粒状，大多存在于晶界，少量出现在晶内。Mg-5Zn-xEr合金中的W相主要以鱼骨状分布于晶界处。

图7

图7   Mg-5Zn-xEr合金的SEM像及EDS谱

Fig.7   SEM images (a, b, d, e) and EDS spectra of points A (c) and B (f) of Mg-5Zn-xEr alloys with x=0.83 (a, c), x=1.25 (b), x=2.5 (d) and x=5 (e, f)

图8为Mg-5Zn-xEr合金在热裂棒钢模中的冷却曲线。图中虚线为合金在凝固过程中的降温曲线，实线为合金凝固过程中冷却速率变化曲线，即降温曲线的一阶导数曲线。合金冷却速率变化曲线中的A、B、B'、C峰分别对应不同凝固析出相引起的合金冷却速率的突变。对图8中合金凝固曲线及其冷却速率变化曲线分析，可获得不同合金成分的相变反应温度。结合图6和7的结果可知，图8a中A峰对应α-Mg的形核与长大，B峰对应共晶反应L→α-Mg+I-phase生成I相的过程，2个峰对应的温度分别为616.4和438.7 ℃。从图8b和c中可以看出，随着Er含量的增加，曲线出现了一个新的峰(C峰)，C峰对应共晶反应L→α-Mg+W-phase形成W相，而图8b和c中的B'峰则对应包晶反应L+ W-phase→I-phase 生成I相。当Er含量增加到5%时，合金中的I相消失，图8d中的C峰仍对应共晶反应L→α-Mg+W-phase生成W相，A峰对应的α-Mg形核温度为593.4 ℃。

图8

图8   Mg-5Zn-xEr合金的凝固曲线(临界尺寸法实验)

Fig.8   Solidification curves of Mg-5Zn-xEr alloys (Experiment via critical size method)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

图8中不同成分Mg-5Zn-xEr合金各相反应温度如表3所示。可以看出，与图4a和5b中不同成分合金热裂敏感性变化趋势相同：随着Er含量的增加，合金的凝固温度区间先增加后降低。当Er含量从0.83%提高至2.5%时，合金的凝固温度区间由177.7 ℃增加至195.5 ℃；当Er含量为5%时，合金的凝固温度区间减小为61.3 ℃。一般来说，合金凝固温度区间越窄，越有利于液相对热裂纹进行补缩，从而使合金的热裂敏感性降低。

表3   Mg-5Zn-xEr合金的各相析出温度和凝固区间范围(临界尺寸法实验)

Table 3  Precipitation temperatures of various phases and solidification temperature range (ΔT) for Mg-5Zn-xEr alloys (x=0.83, 1.25, 2.5, 5. Experiment via critical size method) (℃)

新窗口打开| 下载CSV

在Mg-5Zn-xEr合金体系中，不同含量Er元素的添加会在合金的凝固过程中形成W相或I相[23,40,41]。结合图8的凝固曲线，合金中I相主要在420~440 ℃内通过共晶反应(L→α-Mg+I-phase)或者包晶反应(L+ W-phase→I-phase)生成，而W相的反应温度(530~570 ℃)要显著高于I相。当Er含量为1.25%或2.5%时， α-Mg形核长大后，先发生共晶反应生成W相(L→α-Mg+W-phase)，此时凝固组织中剩余的液相仍需参与后续生成I相的包晶反应(L+ W-phase→I-phase)，由于剩余液相的不足和凝固温度区间过宽，极易产生热裂。当合金中Er含量增加到5%时，一方面该合金凝固温度区间大大缩小，另一方面最终获得的W相是通过共晶反应生成的，充分存在的液相对合金形成有效的补缩，从而极大地降低了合金的热裂敏感性。

2.3 合金热裂断口分析

图9为不同成分Mg-5Zn-xEr合金热裂断口纵截面形貌。从图9a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er合金的热裂断口附近尽管存在着液相合金的补缩通道，裂纹却并未能完全“愈合”，出现了较多细小裂纹，对合金的热裂性能是不利的。当Er含量添加到1.25%时，热裂纹的面积增大，随冷却过程的进行，合金的热裂缺口在收缩作用下被“撕裂”(图9b)，说明Mg-5Zn-1.25Er合金存在着液态合金的补缩，但补缩能力较差，因此该合金的热裂敏感性较高。由图9c可知，Mg-5Zn-2.5Er合金的热裂敏感性最严重，合金热裂断口裂纹的长度最长、面积最大，说明合金凝固后期由于液相的缺乏，无法实现大体积的补缩，从而形成大面积的热裂纹。图9d为Mg-5Zn-5Er合金热裂断口形貌，由于凝固后期的液相能够对铸件实现有效补缩，抑制了热裂纹的萌生和扩展，故Mg-5Zn-5Er合金的热裂敏感性最小。综上，图9中各成分Mg-5Zn-xEr合金断口热裂情况与图4a、图5b中各成分合金的热裂敏感性变化趋势相同。

图9

图9   Mg-5Zn-xEr合金热裂断口形貌(纵截面)

Fig.9   Hot cracking fracture morphologies of Mg-5Zn-xEr alloys (longitudinal section)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

对热裂断口俯视图做进一步分析，发现其表面存在一层液膜，如图10所示。液膜是合金液冷却到固相线附近，晶体周围存在的未完全凝固的液相[31]。根据液膜理论[12]，热裂纹的形成主要取决于液膜的厚度和凝固收缩应力，并且可分为3个过程：液膜形成、晶间分离、裂纹萌生及扩展。在凝固过程中，随着固相体积分数的增加，在枝晶生长前沿周围或者未凝固区域中开始形成液膜，随凝固温度的降低，通过载荷作用传递到晶间液膜上的应力应变进一步增大，液膜因此被拉长，同时能扩宽液相补缩通道，当被拉长的液膜无法有效抵抗枝晶间分离产生的收缩应力时，液膜将被拉断并出现晶间裂纹，从而产生热裂；反之，在液膜被拉长的情况下，液膜间的作用力仍能克服收缩应力，合金的热裂敏感性将会降低。

图10

图10   Mg-5Zn-xEr合金热裂断口形貌(俯视图)

Fig.10   Hot cracking fracture morphologies of Mg-5Zn-xEr alloys (top view)

(a) x=0.83 (b) x=1.25 (c) x=2.5 (d) x=5

由图10a可以看出，Mg-5Zn-0.83Er中液膜连续，并在表面出现了褶皱现象，说明液膜晶间结合力低，最终形成热裂纹。与图10a比较，图10b中Mg-5Zn-1.25Er合金的枝晶较为发达，阻碍了液相合金的流动补缩，同时液膜破碎，晶间结合力低，液膜被拉长，无法有效克服凝固收缩产生的应力，热裂敏感性增加。图10c为Mg-5Zn-2.5Er的断口形貌，尽管大部分液膜能连续，但其面积小且薄，同时在固相线附近形成的共晶相较少，对热裂极其不利，使得合金的热裂敏感性进一步增大。图10d为Mg-5Zn-5Er合金的断口形貌，其液膜变厚、面积增大，说明凝固末期此处存在大量的未凝固液相。根据凝固收缩补偿理论[29]，当存在着相同的补缩通道时，液相体积分数越高，裂纹愈合的面积越大，晶间的结合力越大，热裂敏感性越低。此外，在Mg-5Zn-5Er凝固末期，由于生成W相的共晶反应，能抑制α-Mg的形核与长大，延长了液相补缩的时间，从而使得Mg-5Zn-5Er合金的热裂敏感性极大降低[31]。

3 结论

(1) 本工作所优化的RDG模型可准确地预测Mg-5Zn-xEr (x=0.83、1.25、2.5、5)三元多相合金的热裂敏感性，其中Mg-5Zn-2.5Er合金的热裂敏感性最大，Mg-5Zn-5Er合金的热裂敏感性最小，与采用临界尺寸法获得的实验结果趋势相吻合。

(2) 在Mg-5Zn-xEr三元合金中，由于Er含量的变化，合金凝固过程中会先后发生α-Mg、W相、I相的析出，影响合金的相组成和凝固温度区间，更小的合金凝固温度区间有利于降低合金的热裂敏感性。

(3) 当Er含量为5%时，Mg-5Zn-5Er合金的凝固温度区间最小，同时合金在凝固末期发生L→α-Mg+W-phase的共晶反应，大量存在的液相对枝晶间的裂纹形成了有效的补缩，从而显著降低了该合金的热裂敏感性

来源--金属学报