高强耐热铸造铝合金及其航空发动机复杂壳体铸件的性能研究

Performance of high-strength and heat-resistant cast aluminum alloy and its complex shell castings for aircraft engines

摘要

针对先进航空发动机对高强耐热铝合金复杂壳体铸件的应用需求，对比分析一种新型Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铝合金与ZL101A，ZL205A铸造铝合金的工艺性能及力学性能，并采用高强耐热铝合金开展油泵复杂壳体金属型铸造工艺设计和实验验证，对铸件产品的质量进行检测分析。结果表明：新型Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铝合金的铸造流动性和抗热裂性能优于ZL205A高强铸造铝合金，其金属型铸造油泵复杂壳体的合格率与ZL101A同类壳体相当。新型合金的单铸试样和铸件本体取样的室温平均抗拉强度均达到420 MPa以上，明显高于ZL101A合金，250 ℃时其抗拉强度优于ZL205A合金。铸件的表面质量、内部质量、气密性和承压性能均满足产品设计要求。

Abstract

To meet the application requirement of advanced aviation engines for complex shell castings of high-strength and heat-resistant aluminum alloys， the process and mechanical properties of a new type of the Al-Si-Cu-Mg-Sc high-strength and heat-resistant aluminum alloy are analysed in comparison with ZL101A and ZL205A cast aluminum alloys. Design and experimental verification of the metal casting process for the complex casing of the oil pump are carried out by using the high-strength and heat-resistant aluminum alloy， and the quality of the casting products is evaluated. The results indicate that the new high-strength and heat-resistant Al-Si-Cu-Mg-Sc alloy shows better casting fluidity and hot cracking resistance than the ZL205A high-strength cast Al alloy. The qualification rate of the complex shell of its metal casting oil pump is comparable to that of the same type of shell ZL101A. The average tensile strengths at room temperature of the separated test bar of casting and test specimen from casting itself of the new alloy are higher than 420 MPa， which are significantly higher than that of ZL101A alloy， while the tensile strengths at 250 ℃ are superior to ZL205A alloy. The surface quality， internal quality， airtightness， and pressure resistant performance of the casting case all meet the design requirement of the product.

Graphical abstract

关键词

高强耐热铝合金 / Al-Si-Cu-Mg / 铸造性能 / 力学性能 / 航空发动机油泵壳体

Key words

high-strength and heat-resistant aluminium alloy / Al-Si-Cu-Mg / castability / mechanical property / aeroengine oil pump case

航空发动机油泵壳体铸件外形复杂，内腔异型油路纵横交错布排，只能采用铸造方法来制备，同时要求产品承压强度和气密性高，对铸件质量有着极高的要求，因此，所选用铸造材料不但需要具有较高的强度，还须兼顾良好的铸造工艺性能。随着航空发动机性能的逐渐提升，油泵壳体工作介质和环境温度也在不断提高，对铸件的强度和耐热性提出了更高的要求^［1］，目前常用的ZL101A铝合金虽然具有优良的铸造工艺性，适宜生产高冶金质量要求的复杂结构壳体，但随着温度升高材料强度损失较快^［2-4］，难以满足新一代航空发动机的应用需求。ZL205A铝合金在目前铸造铝合金中抗拉强度最高，其力学性能可达到某些黑色金属和锻造铝合金水平，常用于制造承受较大载荷和较高屈服强度的复杂构件，但其存在较大的热裂倾向、疏松倾向以及较差的铸造流动性等缺点，难以适用金属型铸造工艺^［5-8］，也难以满足产品的高承压强度和高气压条件下不渗油、不漏气的需求。

Al-Si铸造合金由于具有优良的铸造性能和低的热膨胀系数等优点，在航空航天领域获得了广泛应用^［9-10］。传统高强Al-Si铸造合金主要包括Al-Si-Mg和Al-Si-Cu体系，这两种体系的合金分别以β′-Mg₂Si和θ′-Al₂Cu为主要的析出强化相，但β′相在150 ℃高温下容易长大，而θ′相在200 ℃以上温度的热稳定性也较低。研究表明^［11-17］，以一定比例同时添加Cu和Mg两种元素并添加微量的Sc，Ti，Zr等元素，可同时改善合金的室温和高温力学性能。微量Sc元素的加入不仅可以形成高热稳定性Al₃Sc纳米析出相，还能改善θ′-Al₂Cu的热稳定性，从而显著提高铝合金的高温力学性能^［18］。本工作基于一种新型Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铸造铝合金^［19］，开展其铸造性能及力学性能评价，并基于该合金特点研究了典型复杂壳体铸件的铸造工艺，并对铸件的质量进行了检测。

1 实验材料与方法

油泵壳体结构复杂，要求铸造材料具有良好的工艺性能，能够适用金属型铸造工艺。实验所用新型耐热铝合金的名义成分为Al-7Si-4Cu-0.35Mg-0.15Sc（质量分数/%，下同），通过直读光谱仪测得合金的实际化学成分如表1所示。为初步评估可否采用表1所列成分的Al-Si-Cu-Mg-Sc新型铸造铝合金进行生产，开展了热裂倾向测试和流动性测试。

使用纯铝Al（>99.70%）、纯镁Mg（>99.8%）、AlCu50中间合金、AlSi12中间合金、AlSc2中间合金，按照表1合金实际成分配制300 kg炉料，采用电阻熔化保温炉进行加热，待纯铝熔化后依次加入AlSi12，AlCu50，AlSc2等，合金完全熔化后充分搅拌，再加入纯镁。保温至720 ℃通入高纯氩气，转速设定为400 r/min，进行旋转除气10 min，在740 ℃静置20 min后进行浇铸。合金流动性测试使用金属型棒状试样，模具温度设定为200 ℃。为了与ZL205A高强铸造合金工艺性能进行对比，使用同等模具温度和合金液温度浇铸了ZL205A合金流动性试样。合金热裂倾向性实验使用环形试样进行测试，合金浇铸温度为740 ℃。航空发动机油泵壳体铸造工艺是将金属型模具预热至300 ℃，使用倾转浇注，浇注时间11 s。浇铸铸件10件，同期浇铸金属型单铸拉伸试棒，试样尺寸为直径12 mm，标距60 mm。铸件浇注后切割浇冒口，对铸件进行495 ℃/24 h固溶处理和180 ℃/8 h时效热处理（T6），并吹砂后进行检测。

按照HB 963—2005规定的各项检测要求对复杂壳体进行检测。采用Primotech Mat型光学显微镜（optical microscope，OM）观察合金的金相组织。采用SU3800型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察T6态合金的微观组织。采用FEI Tecnai F20型透射电子显微镜（transmission electron microscope，TEM）表征T6态合金的析出相。采用EUT5105型电子万能试验机测试单铸试样和复杂壳体本体取样试样的室温与高温力学性能，拉伸应变速率为5×10^-4 s^-1。

2 实验结果与分析

2.1 新型耐热铝合金的铸造性能

采用金属型棒状试样对铸造铝合金的流动性进行了测试，新型Al-Si-Cu-Mg-Sc耐热铸造铝合金的铸造流动性为400 mm，ZL101A合金流动性大于420 mm，ZL205A合金流动性为245 mm（与文献［2］所述一致），由此可见，新型耐热铝合金的流动性明显优于ZL205A合金，但低于ZL101A合金。图1为铸造铝合金环形试样热裂倾向测试结果。通常认为产生第一个热裂纹的环形试样宽度越小，合金的抗热裂性能越好。由图1（a）可以看出，新型耐热铝合金在7.5 mm宽度时未发生热裂，但在5.0 mm宽度时发生热裂。在相同的工艺参数条件下浇注ZL205A合金，在25.0 mm宽度处就发生了热裂，在15.5 mm时可观察到两处热裂纹存在（图1（b）），而ZL101A合金热裂纹的环形试样没有观察到热裂纹（图1（c）），说明新型耐热铝合金的热裂倾向性低于ZL205A合金，但高于ZL101A合金。

铸造铝合金的铸造性能与其凝固特征存在密切关系，采用热力学计算软件Scheil凝固模型对新型耐热铸造铝合金、ZL205A合金以及航空发动机常用ZL101A合金的凝固过程进行了模拟分析。图2为三种合金凝固过程中固相体积分数随温度的变化情况，由此可得，ZL101A合金由于含有较高的Si含量，其液相线温度为612 ℃，固相线温度为567 ℃，凝固结晶温度范围为45 ℃，合金具有良好的铸造流动性，使得铸造疏松倾向低；ZL205A合金的液相线温度为650 ℃，固相线温度为558 ℃，凝固结晶温度范围为92 ℃，铸件呈糊状凝固方式，容易产生疏松类缺陷。本研究中的新型耐热铸造铝合金与ZL101A合金的Si含量相同，且含有较高的Cu含量，其液相线温度（600 ℃）低于ZL101A和ZL205A，固相线降低至522 ℃。可以看出，新型耐热铸造铝合金的凝固结晶温度范围（78 ℃）低于ZL205A合金，并且其液相线温度明显低于ZL205合金，凝固过程中具有更大的过热度，因此，其流动性优于ZL205A高强铸造铝合金。

铸造铝合金热裂纹的形成与凝固末期剩余液相数量密切相关，受到合金化学成分的影响，当剩余液相数量不足以补充枝晶间的凝固收缩时，会引起晶间分离产生热裂纹。Li等^［20］提出了多种理论模型用以评价合金的热裂倾向性。Kou^［21］考虑了凝固末期糊状区的收缩、生长和补缩等影响，提出采用固相体积分数平方根（f_s^1/2）在1附近时的|\mathrm{d}T/\mathrm{d}{f}_{\mathrm{s}}^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}|数值作为热裂评价指标。由于相邻晶粒间较低的生长速率减缓了裂纹连接，且更长的晶间通道阻碍了液相补缩对裂纹的抑制作用，因此，高的|\mathrm{d}T/\mathrm{d}{f}_{\mathrm{s}}^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}|数值反映了热裂倾向性更大。根据图2给出的固相体积分数随温度的变化情况，将ZL101A，ZL205A和耐热铝合金在0.91<f_s^1/2<0.95时的|\mathrm{d}T/\mathrm{d}{f}_{\mathrm{s}}^{\mathrm{1}/\mathrm{2}}|进行了计算，结果分别为39，436，207，由此可知，三种合金的热裂倾向为ZL101A最小，耐热铝合金次之，ZL205A最大，与实验结果相一致。

2.2 新型耐热铝合金的力学性能

图3为铸态及热处理态高强耐热铝合金的微观组织。从图3（a），（b）可以看出，新型耐热铝合金铸态的低倍金相组织与ZL101A合金较为相似，均为典型的树枝晶组织，在枝晶界处存在大量的共晶Si相。此外，在ZL101A合金中存在少量Mg₂Si相以及针状Al₅FeSi相，而在新型耐热铝合金铸态组织中可观察到Al₂Cu相和少量Al（Cu，Sc）相。有研究表明^［15］，在Al-Cu系铸造合金中添加Sc元素，Sc可以有效地偏聚到θ′相和基体间的界面处，降低θ′相和基体间的界面能，提高θ′相的热稳定性。Sc元素的界面偏聚，还可以增加θ′相的形核密度，进一步提高材料性能。因此，Al（Cu，Sc）相的存在可能有利于新型耐热铝合金的高温稳定性。合金在固溶处理过程中Si相将发生部分溶解和球化（图3（c）），与铸态相比降低了硬脆Si相对塑性的影响，而且大部分Al₂Cu相回溶至基体中，降低了产生应力集中的风险，有利于合金塑性的改善。T6态ZL101A合金主要通过少量的β′-Mg₂Si析出相产生沉淀强化作用^［2］，而新型耐热铝合金同时添加了较高含量的Cu元素和Mg元素，除了在α-Al基体析出θ′相外，还可以析出热稳定性更高的Q′-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相，该现象可以从图3（d）的TEM图中观察到，即经过时效热处理后组织中存在大量的针状θ′-Al₂Cu和细小球状Q′-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相，Q′相可以在300 ℃时仍具有较高的热稳定性^［22-23］，不会发生明显的粗化，有利于改善合金的力学性能，尤其是高温力学性能。

表2为三种铸造铝合金的拉伸性能对比。可以看出，新型耐热铝合金T6态单铸试样具有较高的抗拉强度（R_m），平均抗拉强度在420 MPa以上，明显高于ZL101A合金，但伸长率（A）与ZL101A合金相比较低。而与ZL205A合金^［17-18］相比，新型耐热铝合金显示出较低的强度和塑性。

为了评价合金的耐热性能，在150，180，220，250 ℃对新型耐热铝合金T6态单铸试棒进行了高温拉伸性能测试，同时对相同生产条件下ZL101A合金T6态试棒进行了相同温度的拉伸性能检测，并与ZL205A合金^［17］数据进行了对比，如表3所示。可以看出，新型耐热铝合金具有较高的强度和良好的耐热性能，在不同温度下其抗拉强度均高于ZL101A合金100 MPa以上。与ZL205A合金相比，新型高强耐热铝合金的Cu含量相对较低，虽然其室温强度低于ZL205A，但随温度升高新型耐热铝合金的强度损失较缓，在250 ℃时优于ZL205A，这可能归因于Q′相比θ′相的热稳定性更高^［22］。

由上述可知，新型耐热铸造铝合金的耐热性能要优于ZL205A合金以及目前航空发动机常用的ZL101A合金，但塑性低于这两种合金。采用扫描电镜对其室温拉伸断口进行了分析。可以看出，断口处局部区域存在直径0.5~1 mm的疏松类缺陷，如图4（a），（b）所示，主要出现在断口底部即优先萌生裂纹的位置，图4（c）显示疏松处呈现类似于枝晶界的网络空隙，界面光滑没有发生塑性变形，推测是由于该合金的凝固区间较长（图2），在凝固后期发生了少量的四元共晶反应，形成Q-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相^［24-25］。由于四元共晶温度较低，且此时液相含量较少，某些局部区域液相不能完全补充凝固收缩，从而形成显微疏松。在无疏松缺陷部位呈现尺寸较小的韧窝形貌（图4（d）），表现出良好的塑性变形能力。因此，分析认为显微疏松是导致高强耐热铸造铝合金塑性偏低的主要原因。ZL101A合金是以β′-Mg₂Si为析出强化相的铸造铝合金，β′相在温度高于150 ℃时容易发生粗化长大，导致其高温力学性能较低。由于高强耐热铝合金中θ′-Al₂Cu和Q′-Al₅Cu₂Mg₈Si₆相具有比β′相更高的热稳定性^［22］，因此，在室温至250 ℃测试温度范围内，表现出比ZL101A合金更高的强度。与ZL205A合金相比，高强耐热铸造铝合金组织中形成了比θ′相更高热稳定性的Q′相，虽然组织中仍存在θ′析出相，但微量Sc元素的加入有助于提高θ′析出相的热稳定性^{［18，26］}，因此，在250 ℃时高强耐热铝合金的抗拉强度优于ZL205A（表3）。

2.3 复杂壳体铸件的铸造工艺及性能评价

鉴于新型高强耐热铸造铝合金优良的铸造性能及耐热性能，本研究以航空发动机复杂壳体为例开展了应用验证。该壳体的轮廓尺寸为260 mm×220 mm×60 mm，外形布排有数条5 mm壁厚加强筋，铸件整体壁厚不均：薄壁处4 mm，厚壁处达25 mm；此外，铸件内腔布排着多条异型弯曲且空间交错的油路，如图5所示。壳体需满足0.5 MPa气密性实验不漏气，33 MPa液压实验不漏油，铸件表面质量、内部质量满足HB 963—2005标准，要求采用金属型铸造成型。

由于铸件整体壁厚不均，内腔油路弯曲且交错排布，在浇铸充型过程中金属熔体流动至薄壁部位容易造成温度损失快、流动速度下降，形成冷隔甚至浇不足缺陷。铸件两侧的安装接口为厚大结构，其与周围结构交叉部位形成较大热节，凝固过程中该热节处于最后凝固部位，如补缩不足易出现疏松缺陷。而金属型模具也无退让性，铸件外形交叉结构在凝固后期体积收缩时易产生热裂缺陷。此外，内腔油路为复杂异型结构，只能使用砂芯成型，纵横交错的砂芯易造成铸件内部补缩通道不畅，同时砂芯发气易导致浇注时形成较多气孔，而复杂的外形及纵横交错的砂芯也影响型腔内气体逃逸，驻留在铸件内部形成气孔缺陷。因此，在铸件浇注方案设计阶段，在保证快速顺序凝固的同时还需考虑避免气孔、厚大热节部位的疏松、加强筋处的浇不足、薄壁油路壁上的冷隔等铸造缺陷，使铸件铸造后具有较好的表面质量和致密的内部质量。

倾转浇注是将金属熔体倒入浇口盆，通过浇注机将模具按照工艺指定速度倾转，这一过程中金属液随重力作用缓慢流入型腔，在不同的角度控制倾转速度可实现不同的充型速度。与普通顶注式相比该工艺可避免金属流速过快而产生飞溅和紊流，与底注式相比，其可保证后进入冒口型腔的合金液温度较高，有利于铸件顺序凝固^［27-29］。为保证铸件冶金质量，本研究采用倾转浇注工艺进行生产。总体成型方案是使用金属型模具成型铸件复杂外形，使用热固性树脂砂芯成型内腔油路。在该壳体铸件加工面较大的顶部设计明冒口进行集中补缩，对铸件两侧厚大部位设计侧冒口进行补缩。应用Anycasting软件^［30］对铸件工艺方案进行仿真优化，通过调整局部工艺余量和铸造圆角，迭代仿真后形成铸造工艺方案，如图6所示。依据该方案设计制造了1套两开型金属型倾转铸造模具和2套热固性树脂砂壳芯模具，如图7所示。

对高强耐热铝合金壳体铸件进行了T6态热处理，将其本体取样拉伸性能、低倍等级、内部质量、气密性及耐压性进行了分析，并与本公司相同结构和铸造工艺的ZL101A壳体铸件进行对比。从表2可以看出，耐热铝合金铸件本体切取试样的抗拉强度明显高于单铸试样，平均值比相同位置ZL101A铸件本体切取试样高200 MPa以上。铝合金具有较为严重的吸气倾向，在熔炼和铸造过程中吸氢与放氢将难以避免地产生针孔缺陷。从冒口根部靠近铸件部位切取低倍试样，按照JB/T 7946.3—2017标准方法进行检测，并按照HB 963—2005标准谱图对针孔度进行评级。经检测，铸件针孔达到1级水平，等同于ZL101A合金金属型铸件同类水平。

按照HB/Z 61标准方法对铸件进行荧光渗透检测，浇注的10项铸件均未检出线性缺陷和穿透性缺陷，无冷隔、热裂缺陷，铸件表面质量符合HB 963—2005标准要求，进一步说明新型耐热铸造铝合金铸造流动性优，热裂倾向性低。将铸件按照HB 20160标准方法进行X射线检查，其中一处截面底片如图8所示，可以看出，铸件组织致密。按照HB 963—2005规范中Ⅱ类铸件要求，对10项铸件内部质量进行评定，铸件合格率达80%，与ZL101A同类壳体铸件射线检测合格率水平相当。

对铸件进行打压验证气密性，首先在壳体内腔通入0.5 MPa压缩空气，然后将铸件浸没在煤油中检查气密性，经测试10项铸件均未发生漏气；最后在壳体内腔通入33 MPa液压油进行强度打压实验，10项铸件均未破裂且未渗漏，满足产品性能要求。

3 结论

（1）Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铸造合金具有良好的铸造流动性，低的热裂倾向性，较高的气密性，其铸造工艺性能优于ZL205A高强铸造铝合金。该合金能够满足金属型铸造工艺的需求，适用于生产高气密性的薄壁多内腔复杂壳体类铸件。

（2）高强耐热铸造铝合金的室温抗拉强度高于ZL101A合金，低于ZL205A合金，随着温度升高强度下降缓慢，在250 ℃时其抗拉强度优于ZL205A合金。单铸试样和壳体铸件本体取样的伸长率处于1%~1.5%水平，存在直径0.5~1 mm的疏松是塑性偏低的主要原因。

（3）基于Al-Si-Cu-Mg-Sc铸造铝合金设计的油泵复杂壳体采用金属型倾转铸造工艺进行制备，生产的铸件质量满足HB 963—2005标准技术要求，铸件冶金质量等同于ZL101A合金同类铸件水平。

参考文献

[1] 吴思，韩定邦，常海，等 ．典型工况下飞机液压系统温度特性仿真分析［J］．液压与气动，2020（4）：170-176.

[2] WU S， HAN D B， CHANG H， et al. Temperature characteristic simulation and analysis of aircraft hydraulic system under typical working conditions［J］．Chinese Hydraulics & Pneumatics， 2020（4）：170-176．

[3] 中国航空材料手册委员会. 中国航空材料手册第3卷：铝合金 镁合金［M］．北京：中国标准出版社，2002：367-375.

[4] China Aeronautical Materials Handbook Committee. China aeronautical materials handbook volume 3：aluminium alloys magnesium alloys［M］. Beijing： China Standard Press， 2002：367-375.

[5] 赵玉厚，周敬恩，严文 ．增强相Al₃Ti状态对Al₃Ti/ZL101原位复合材料力学性能的影响［J］．材料工程，2001（5）：3-8.

[6] ZHAO Y H， ZHOU J E， YAN W. Influence of the condition of reinforcing phase Al₃Ti on mechanical properties of Al₃Ti/ZL101 composite［J］. Journal of Materials Engineering， 2001（5）：3-8.

[7] 洪润洲，周永江，姚惟斌 ．时效工艺对ZL101A合金性能的影响［J］．材料工程，2004（10）：39-41.

[8] HONG R Z， ZHOU Y J， YAO W B. Effect of aging process on mechanical properties of ZL101A alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2004（10）：39-41.

[9] 陈邦峰，贾泮江 ．ZL205A铝合金铸件偏析缺陷的断口形貌和化学成分［J］．材料工程，2010（9）：1-6.

[10] CHEN B F， JIA P J. Fracture surface and chemical composition of segregation defect of ZL205A casting aluminum alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2010（9）：1-6.

[11] 杜旭初，洪润洲，刘建军，等 ．大型复杂高强度ZL205A铝合金骨架铸件的研制［J］．铸造，2014，63（4）：371-374.

[12] DU X C， HONG R Z， LIU J J，et al. Research on casting technique of large complex high strength ZL205A alloy skeleton casting［J］. China Foundry， 2014， 63（4）：371-374.

[13] 贾泮江，陈邦峰 ．ZL205A合金高强优质铸件在大飞机上的应用［J］．材料工程，2009（1）：77-80.

[14] JIA P J， CHEN B F. Application of ZL205A high strength and high-quality casting in large aircraft［J］. Journal of Materials Engineering， 2009（1）：77-80.

[15] 谭芳，陈治海 ．ZL205A合金熔模铸造工艺研究［J］. 航空材料学报，2003，23（）： 113-117.

[16] TAN F， CHEN Z H. Research on investment casting process of ZL205A［J］. Journal of Aeronautical Materials， 2003，23（）： 113-117.

[17] 张华炜，刘悦，范同祥 ．铸造耐热铝合金的研究进展及展望［J］．材料导报，2022， 36（2）： 149-157.

[18] ZHANG H W， LIU Y， FAN T X. Progress and prospect of cast heat-resistant aluminum alloy［J］.Materials Reports，2022，36（2）： 149-157.

[19] 张春波，王祝堂. 航空航天器铸造铝合金（1）［J］．轻合金加工技术，2012，40（11）：5-18.

[20] ZHANG C B， WANG Z T. Casting aluminium alloy used for aircraft and spacecraft （1） ［J］. Light Alloy Fabrication Technology， 2012， 40（11）： 5-18.

[21] RAHIMIAN M， AMIRKHANLOU S， BLAKE P， et al. Nanoscale Zr-containing precipitates； a solution for significant improvement of high-temperature strength in Al-Si-Cu-Mg alloys［J］. Materials Science and Engineering：A，2018， 721： 328-338.

[22] SHAHA S K， CZERWINSKI F， KASPRZAK W， et al. Ageing characteristics and high-temperature tensile properties of Al-Si-Cu-Mg alloys with micro-additions of Mo and Mn［J］. Materials Science and Engineering： A， 2017， 684：726-736.

[23] XI H L， XIAO W L， LI H， et al. Effects of submicron-sized TiC particles on the microstructure modification and mechanical properties of Al-Si-Mg alloy［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2023， 968： 171963.

[24] YI G， LI H， ZANG C Y， et al. Remarkable improvement in strength and ductility of Al-Cu foundry alloy by submicron-sized TiC particles［J］. Materials Science and Engineering： A， 2022， 855： 143903.

[25] 车欣，陈立佳，李锋 ．Sc对金属型铸造Al-Si-Cu-Mg合金疲劳行为的影响［J］. 沈阳工业大学学报， 2012， 34（4）： 402-406.

[26] CHE X， CHEN L J， LI F. Influence of Sc on fatigue behavior of permanent-mould casting Al-Si-Cu-Mg alloy［J］. Journal of Shenyang University of Technology， 2012， 34（4）：402-406.

[27] 陈大辉，汤进军，邰红岩， 发动机缸盖用新型Al-Si-Cu-Mg铝合金材料［J］．车用发动机，2011（6）：85-89.

[28] CHEN D H， TANG J J， TAI H Y， et al. New Al-Si-Cu-Mg aluminum alloy material for engine cylinder head［J］. Vehicle Engine， 2011（6）：85-89.

[29] 刘闪光，李国爱，罗传彪， Sc元素对ZL205A合金组织和力学性能的影响［J］．材料工程，2020，48（1）：84-91.

[30] LIU S G， LI G A， LUO C B， et al. Effect of Sc on microstructure and mechanical properties of ZL205A alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2020， 48（1）：84-91.

[31] 高一涵，刘刚，孙军 ．耐热铝基合金研究进展：微观组织设计与析出策略［J］．金属学报，2021，57（2）：129-149.

[32] GAO Y H， LIU G， SUN J. Recent progress in high-temperature resistant aluminum-based alloys： microstructural design and precipitation strategy［J］. Acta Metallurgica Sinica， 2021， 57（2）： 129-149.

[33] 肖文龙，郗洪雷，李恒，等 ．一种高强耐热铸造铝合金及其热处理方法： ZL202211162428.7［P］. 2022-12-02.

[34] XIAO W L， XI H L， LI H， et al. A high strength and heat resistance casting aluminum alloy and its heat treatment method： ZL202211162428.7 ［P］. 2022-12-02.

[35] LI Y， LI H X， KATGERMAN L， et al. Recent advances in hot tearing during casting of aluminium alloys［J］. Progress in Materials Science， 2021， 117： 100741.

[36] KOU S. A criterion for cracking during solidification［J］. Acta Materialia， 2015， 88： 366-374.

[37] 隋育栋 ．Al-Si-Cu-Ni-Mg系铸造耐热铝合金组织及其高温性能研究［D］．上海：上海交通大学，2016．

[38] SUI Y D. Study on the microstructural and elevated temperature properties of cast Al-Si-Cu-Ni-Mg alloys［D］. Shanghai： Shanghai Jiao Tong University， 2016.

[39] HU B， LI D J， LI Z X， et al. Hot tearing behavior in double ternary eutectic alloy system： Al-Mg-Si alloys［J］. Metallurgical and Materials Transactions A， 2021， 52（2）： 789-805.

[40] WANG R， WANG D， NAGAUMI H， et al. The novel strategy for enhancing mechanical properties and corrosion resistance via regulating multi-scale microstructure characteristics in Al-Si-Cu-Mg-Zr cast alloy［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2024， 180：102-117.

[41] WEI Z， FANG N， ZOU C， et al. Enhancing mechanical performances by unconventional Si precipitates obtained in pressure-induced Al-Si-Cu-（Mg） solid solutions［J］. Materials Science and Engineering： A， 2023， 877： 145123.

[42] ZHANG M， WANG J， WANG B， et al. Improving mechanical properties of Al-Si-Cu-Mg alloys by microalloying Sc using thermodynamic calculations［J］. Calphad， 2022， 76： 102394.

[43] FARKOOSH A R， JAVIDANI M， HOSEINI M， et al. Phase formation in as-solidified and heat-treated Al-Si-Cu-Mg-Ni alloys： thermodynamic assessment and experimental investigation for alloy design［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2013， 551： 596-606.

[44] 吴士平，王晔，陈立亮，等 ．汽车铝合金排水管倾转铸造数值模拟［J］．特种铸造及有色合金，2011，31（6）：514-516.

[45] WU S P， WANG Y， CHEN L L， et al. Numerical simulation of tilting process of automobile drain pipe［J］. Special Casting & Nonferrous Alloys， 2011， 31（6）：514-516.

[46] 王娟，韩虎，邵正国 ．齿轮箱体气孔的形成原因分析及改善措施［J］．铸造，2014，63（11）：1185-1187.

[47] WANG J， HAN H， SHAO Z G. Cause analysis and improvement measures of gear box body blowhole［J］. China Foundry， 2014， 63（11）：1185-1187.

[48] 秦红斌，黄攀，高晓灵，等 ．基于数值模拟的卡钳铸造工艺优化设计［J］．特种铸造及有色合金，2018，38（5）：505-508.

[49] QIN H B， HUANG P， GAO X L， et al. Optimization of casting process for caliper based on numerical simulation［J］. Special Casting & Nonferrous Alloys， 2018， 38（5）：505-508.

基金资助

国家自然科学基金项目(92360303)

中国航发自主创新专项资金项目(ZZCX-2019-024)