ZL205A合金具有密度低、比强度高、耐热性和耐腐蚀性好、延展性和韧性强等优点，被广泛应用于航空航天、国防兵器、机械工业、民用器械等领域。但该合金结晶温度范围宽，凝固时温度梯度大，呈糊状凝固，铸造性能差。在不均匀温度场、相变和机械阻碍作用下，铸件会产生应力，容易形成热裂等缺陷，在铸件成形后，还会存在严重的残余应力。残余应力会降低硬度、加工精度和变形稳定性，引起脆化断裂和应力腐蚀开裂，缩短服役周期，因此必须利用热处理等方式消除残余应力。刘金海等人结合X射线衍射和数值模拟技术研究了等温淬火过程球墨铸铁磨球残余应力的演变，发现表面热压应力随等温温度升高而降低。路林等人研究了A356铝合金热处理后残余应力的大小和分布，发现固溶（555℃、2h）和时效（170℃、7h）可以降低铝合金残余应力，而淬火会增加残余应力。杜鹏利用有限元软件对铸件进行热力学仿真模拟，发现铸件表面为压应力，内部为拉应力；退火后残余应力数值降低且应力值波动幅度减弱。李璐等人比较了热处理前后160缸体残余应力数值，发现经过热处理，铸件最大应力消除率平均达到41%，最大主应力总平均峰值消除率为49.8%。但ZL205A为多成分多相合金，在热处理过程伴随着多种相的析出和演变。贤福超等人研究了ZL205A铸件结晶过程的晶界偏析行为，发现Cu元素自发往晶界偏析，形成弯曲的条状组织。董莹、王狂飞和李作为等人研究了冷却速率、铸造方式和稀土元素Gd对ZL205A组织的影响，发现随着冷却速率的提高，晶粒尺寸逐渐减小；低压铸造的铸件晶粒更细，致密度更高，缺陷更少；0.06%的稀土元素Gd能大幅细化晶粒、提升铸件的力学性能。冯广召等人研究表明，ZL205A经热等静压处理后, 晶界位置偏聚的Al2Cu相减少，组织中T相弥散程度增强，合金力学性能提高。
目前，对ZL205A合金热处理前后微观晶粒和析出相的演变、残余应力的松弛机理和微观组织对残余应力的影响等方面的分析与研究还不够深入。本文深入研究了去应力退火（T2: 380℃、3h）、固溶和时效（T5: 540℃、15h，150℃、9h）热处理前后铸件残余应力和微观组织的变化，分析了微观组织对残余应力的影响，为调控ZL205A铸件残余应力提供理论支撑。
1 试验材料与方法 试验材料及流程
试验采用的ZL205A合金成分见表1。铸件的直径为550 mm、高度为270 mm、壁厚为30 mm，通过低压铸造获得，采用酚醛树脂砂造型，铸件下部连接浇注系统，周围布置两种冷铁（45#钢和铸铁），顶部连接4个集渣包（图1 a）。合金液在750 ℃保温15 min后，通过干燥气体加压自下而上平稳填充型腔。充型后3 h打箱，冷却至室温后切割浇注系统和集渣包。根据图1c所示，热处理工艺对铸件进行去应力退火（T2：380℃、3h）、固溶和时效（T5：540℃、15h，150℃、9h）热处理。
表1 ZL205A合金化学成分 wB /% 数值模拟 采用PROCAST对ZL205A合金低压铸造进行数值模拟。应力模拟采用粘弹塑性本构模型，边界条件参考文献设置。利用Back Diffusion模型根据ZL205A合金化学成分（表1）计算物性参数，并查阅文献进行修正和补充（图2）。采用弱耦合模式和准连续形核模型模拟凝固过程中的微观晶粒，用KGT和Nastac模型计算柱状和等轴晶的生长速率。采用四面体划分网格，对可能具有较大热应力的位置进行局部加密。检查网格的独立性和应力收敛性，确定铸件、局部加密位置，冷铁和砂箱的网格尺寸分别为6mm、4mm、8mm和12mm，总网格数为611269（图1a）。由于铸件几何形状和边界条件具有对称性，选择四分之一模型进行模拟。 根据图1c热处理工艺：T2（380℃、3h）和T5(540℃、15h，150℃、9h)，利用ABAQUS模拟铸件的热处理过程。在PROCAST中导出低压浇注后铸件的残余应力场，映射为热处理初始应力场。应力模拟采用弹塑性模型，考虑蠕变对残余应力的影响，得到铸件热处理后的残余应力分布。用热力学软件计算了ZL205A的CCT和TTT曲线。 分析方法
预埋热电偶采集低压铸造过程温度数据，计算冷却速率。在铸件上标记如图1b所示A、B、C和D四个特征区域，利用线切割分别对铸态和热处理态的铸件在特征区域取样。用电解抛光去除样品表层的机械应变层后，进行电子背散射试验（EBSD）。对样品进行镶嵌、打磨、抛光和腐蚀后，通过扫描电镜（SEM）和能谱仪（EDS）观察铸态和热处理态铸件的显微组织和各相的化学成分。
（a）三维网格模型（b）特征区域选取（c）热处理示意图
图1 低压铸造模型和热处理工艺
图2 ZL205A 合金物性参数
2 结果与分析 残余应力仿真结果
图3a为低压铸造后残余应力数值模拟结果，铸件顶部残余应力较大，中部残余应力较小，这是因为铸件在凝固冷却过程中上、下部位变形不一致。由于集渣包与铸件相连处壁厚变化大，打箱并切割集渣包后，该位置应力最大（200 MPa）。铸件底部与浇注系统连接处残余应力也较大，这是因为该部位最后凝固，与周围区域存在局部温差，产生较大热应力，且在切割浇注系统时引入额外应力。从热处理仿真结果看出，铸造残余应力场成功映射为热处理初始应力场（误差为0.35%）（图3a和b）；去应力退火后，残余应力显著降低，最大应力从200 MPa降至150.7 MPa（图3f），这可能是由于铸件发生局部塑性变形，释放了残余应力；固溶处理后，残余应力小幅提高，最大应力增至160.8 MPa（图3d），这可能是因为淬火过程铸件表面和中心部位降温速率差大，表面和中心部位互相约束，铸件发生不均匀变形；时效处理后，残余应力降低，最大应力降至138.1 MPa（图3e），这可能是因为铸件在长时间保温过程发生蠕变，释放了残余应力。热处理结束，铸件残余应力分布更均匀，且数值显著降低（图3b、e和f）。
（a）低压铸造残余应力场 （b）热处理初始应力场 （c）去应力退火后残余应力场 （d）固溶处理后残余应力场 （e）时效处理后残余应力场 （f）特征位置残余应力
图3 残余应力数值模拟结果
析出相演变仿真和试验结果
图4是ZL205A的CCT和TTT曲线仿真计算结果。连续冷却条件下，若冷速较快，析出相容易形成，若冷速较慢，θ′相、GP区和Al2Cu相会相继析出。等温冷却条件下，各相的TTT曲线呈C型，这是因为在高温区，形核较难，但扩散容易，中温区各相可以快速析出，低温区形核容易，但扩散较难。
(a) CCT; (b)TTT曲线 图4 ZL205A合金的CCT和TTT曲线
图5和表2是ZL205A低压铸件的SEM和EDS试验结果。铸件的基体组织为α（Al）固溶体（P1），晶界处存在θ（Al2Cu）相和α（Al）的共晶组织（P2），起割裂基体作用；黑色的T（Al12Mn2Cu）相（P3），起强化作用。少量棒状AlB2相（P4）和长条状Al3Ti相（P5）分布在α（Al）基体中，作为形核核心，细化晶粒。A区存在少量分散性显微缩松（见图5a）。D区存在少量树枝晶状组织，史晓平等人的研究表明，这是Al2Cu相与其他相形成的晶状偏析缺陷组织，他们还提出了消除偏析缺陷的具体措施（见图5d）。从图3f看出，D区域残余应力最大，故可以推测，存在偏析缺陷的区域残余应力较大，容易形成热裂等缺陷。
（a）A区域 （b）B区域 （c）C区域 （d）D区域 图5 ZL205A 低压铸造过程析出相（SEM试验得出） 表2 能谱仪分析结果
图6是ZL205A热处理后的SEM试验结果。与热处理前相比，晶粒排列紧密，晶界宽度增大且不再清晰，呈半连续网状分布。晶界处的共晶组织和偏析缺陷消失，AlB2和 Al3Ti相溶解，有少量1-4 μm的白色圆粒状（图6a）和d）、1~8 μm的条状（图6b）和1~4 μm（图6c）的短棒状相残留，基体中有弥散分布的析出相。这是由于固溶过程θ相溶解到基体中，形成过饱和固溶体，结合CCT曲线可知（图4a），快速淬火后固溶体得以保存；黑色颗粒状T相从α固溶体中析出，呈弥散分布；时效过程温度低、冷速慢，结合CCT曲线可知（图4a），固溶体逐渐分解，θ′等强化相析出，呈弥散分布。
（a）C区域 （b）D区域 （c）C区域 （d）D区域
图6 热处理后ZL205A 析出相演变（SEM试验得出）
微观晶粒仿真和试验结果
ZL205A低压浇铸件的微观晶粒模拟结果如图7a所示，晶粒为致密的不规则椭圆状等轴晶。由于冷铁的激冷作用，铸件外壁冷却快，晶粒大量形核且没有充足时间生长，故分布均匀且尺寸较小；从外壁往内，晶粒尺寸逐渐增加，铸件内壁和砂箱间换热较慢，晶粒有充足的能量生长，晶粒最为粗大。根据低压浇注试验中热电偶记录的温度，计算得到A、B、C和D四个特征区域的初始冷速分别为7.5 ℃/s、7 ℃/s、9 ℃/s和8 ℃/s（见图7b）。根据ZL205A不同初始冷速下的枝晶间距数值模拟结果，计算得到铸件的枝晶间距在55 μm左右（见图7c）。
（a）铸件晶粒数值模拟结果 （b）特征区域初始冷却速率 （c）枝晶间距计算结果
图7 低压铸造微观晶粒模拟结果
图8a、c、e和g是铸件微观晶粒数值模拟结果在四个特征区域的局部放大图和晶粒尺寸统计数据，图8b、d、f和h是与之对应的EBSD试验数据。可以看出，仿真和试验在晶粒形貌、分布和尺寸等方面吻合较好，证明数值模拟是准确的。此外，从EBSD试验结果可知，ZL205A铸态组织平均晶粒尺寸在60 μm左右；A和B区域的晶粒较致密均匀，C和D区域晶粒较粗。而A、B、C和D四个特征区域的残余应力分别为39.07 MPa、60.20 MPa、76.96 MPa和77.60 MPa（图3f），可以推测晶粒越致密、越均匀，残余应力越低。
（a）A区域仿真结果 （b）A区域EBSD试验结果 （c）B区域仿真结果（d）B区域EBSD试验结果
图8 微观晶粒仿真和试验结果（铸态）
热处理后，A、B、C和D四个区域的微观晶粒EBSD试验结果如图9所示。与热处理前相比，晶粒更均匀，但明显粗化，平均晶粒尺寸分别增加31.02 μm、27.87 μm、31.37 μm和24.63 μm。马铁军等人研究表明，时效过程晶粒尺寸变化幅度很小，故本研究不对时效过程的晶粒变化进行分析。根据EBSD试验结果，退火和固溶过程，ZL205A发生变形、回复和再结晶，且再结晶占据主导地位，故晶粒形核和生长行为普遍存在；四个区域变形量分别为2.31%、5.27%、1.78%和2.38%，处于一般合金的临界变形量区间（2%~10%）（图10），故晶粒只部分破碎，发生大晶粒吞并小晶粒，导致晶粒粗化。为找出热处理后，残余应力显著降低的原因，分析四个区域热处理过程的晶粒局部取向差（EBSD试验得到）。由于局部取向差大的区域，塑性变形程度高，故热处理过程塑性变形程度由大到小分别是B、C、D和A区域（图11），其对应的残余应力分别降低63.70%、48.61%、28.76%和24.75%（图3f），故可以推测，热处理过程残余应力的松弛与塑性变形有关，且局部区域塑性变形越大，残余应力释放效果越明显。
（a）A区域 （b）B区域 （c）C区域 （d）D区域
图9 热处理态微观晶粒（EBSD试验得出）
（a）A区域 （b）B区域 （c）C区域 （d）D区域
图10 热变形、动态回复和动态再结晶分析（EBSD试验得出）
（a）A区域 （b）B区域 （c）C区域 （d）D区域
图11 局部取向差分析（EBSD试验得出）
3 结论 （1）ZL205A低压铸件残余应力分布不均，上部和底部应力较大，中部应力较小。晶粒越致密均匀，铸件残余应力越低。存在偏析缺陷的区域残余应力较大，这容易导致热裂等缺陷。去应力退火和时效处理能显著降低残余应力；固溶处理会小幅提高残余应力；热处理结束，铸件残余应力分布更均匀，且数值显著降低，最大应力从200 MPa降至138.1 MPa。热处理过程残余应力的松弛与塑性变形有关，局部塑性变形越大，残余应力释放效果越明显。 （2）ZL205A铸态组织中存在θ（Al2Cu）相和α（Al）的共晶组织、T（Al12Mn2Cu）相、棒状AlB2相和长条状Al3Ti相，树枝晶状组织偏析缺陷组织。热处理后，晶界处的共晶组织和偏析缺陷消失，AlB2和 Al3Ti相溶解，有少量白色圆粒状、条状和短棒状相残留，黑色颗粒状T相和θ′等强化相析出，呈弥散分布。 （3）铸件晶粒为不规则椭圆状等轴晶，外壁晶粒细小均匀，内壁晶粒粗大；通过EBSD试验得到平均晶粒尺寸在60 μm左右。铸件整体组织较为致密，仿真计算得出枝晶间距在55 μm左右。热处理过程，ZL205A发生变形、回复和再结晶，且再结晶占据主导地位，故存在晶粒形核和生长行为，但铸件的变形量处于临界变形量区间，晶粒只部分破碎，大晶粒会吞并小晶粒，导致晶粒不同程度的粗化。
