王紹著，趙 密，胡茂良，吉澤升，李 欣，王云龍，Sumio SUGIYAMA,Jun YANAGIMOTO

(1. 哈爾濱理工大學 材料科學與工程學院，哈爾濱 150040； 2. 哈爾濱吉星機械工程有限公司，哈爾濱 150069； 3. 東京大學 生產(chǎn)技術(shù)研究所，東京153-8505)

擠壓鑄造是一種金屬液在機械壓力作用下結(jié)晶凝固的先進成型技術(shù)[1-3]，擠壓鑄造具有慢速充型及壓力下凝固兩個特點[4-5]。在壓力作用下，金屬液在整個凝固過程中與模具緊密接觸，增加了金屬液的熱傳遞系數(shù)及冷卻率，使顯微組織更加細小，獲得的制品表面粗糙度較低及尺寸精度較高，同時，提高了制品的密度和力學性能。壓力在凝固過程中為補縮提供動力，大大減小制品中的縮孔縮松以及氣孔等缺陷。擠壓鑄造制品還可進行焊接及熱處理[6-8]。間接擠壓鑄造靠澆注系統(tǒng)將壓力傳遞給制品，易成形復雜形狀的制品。同時，間接擠壓鑄造設(shè)備發(fā)展迅速，已實現(xiàn)擠壓鑄造的自動化和工業(yè)化生產(chǎn)。因此，間接擠壓鑄造被廣泛的應用于汽車及航空工業(yè)，尤其是高強度、高密封性以及耐磨的零件。但與直接擠壓鑄造相比，采用擠壓鑄造機的間接擠壓鑄造的相關(guān)研究卻很少。

由于擠壓鑄造充型速度比較慢，同時，還需保證壓力更好地傳遞，因此，傳統(tǒng)的擠壓鑄造均選用較高的澆注溫度。YOUN等[9]選擇在700 ℃的澆注溫度來模擬擠壓鑄造A356 的金屬液流動及凝固過程，該合金的液相線溫度為615 ℃。GOH等[10]在澆注溫度為700~ 800 ℃下研究AZ91-Ca 鎂合金擠壓鑄造參數(shù)與力學性能的關(guān)系，該合金的液相線溫度為595 ℃。半固態(tài)擠壓鑄造選用液相線與固相線之間的澆注溫度。DAO等[11]研究了AlSi9Mg連桿半固態(tài)擠壓鑄造工藝對組織及性能的影響，其澆注溫度為570~580 ℃，該合金的液相線溫度為595 ℃。在間接擠壓鑄造中，澆注溫度在近液相線附近的研究仍然是個空白。在本研究中稱之為近液相線擠壓鑄造。近液相線擠壓鑄造的優(yōu)勢在于無需準備半固態(tài)坯料的情況下就可獲得球狀組織，同時，獲得的零件具有較高的力學性能。因此，研究近液相線擠壓鑄造在汽車承力件上的應用具有深遠意義。

鋁合金支架是用于汽車的高承力零件，對內(nèi)部質(zhì)量及力學性能要求很高，其零件簡圖如圖1所示。本文作者采用近液相線擠壓鑄造制取鋁合金支架，并研究澆注溫度、壓強、保壓時間對鋁合金支架組織及力學性能的影響，并獲取最佳工藝，從而為提高鋁合金支架組織及性能提供實驗依據(jù)。

1 實驗

本研究采用的ADC12鋁合金化學成分(質(zhì)量分數(shù))為Si 10.56%、Cu 1.91%、Mg 0.21%、 Mn 0.28%、Zn 0.55%、 Fe 0.85%，其余為Al。通過DTA測得試驗用ADC12鋁合金的液相線溫度及固相線溫度為592和539 ℃。ADC12鋁合金在中頻爐中升溫至720 ℃，加入鋁液質(zhì)量1.5%的精煉劑及除渣劑，攪拌5 min，靜置5 min，待其完全反應后除渣，并轉(zhuǎn)運到保溫爐中使用。實驗在SCH-350A型間接擠壓鑄造機上進行。模具溫度為250~300 ℃，澆注速度為0.1 m/s。

拉伸試樣從鋁合金支架底端割取，并加工成厚度為3 mm的標準拉伸試樣。圖1所示為試樣的選取位置。拉伸試驗在WDW-200型萬能試驗機上進行，采用掃描電鏡觀察斷口形貌。將斷口進行研磨拋光，用1%HF(質(zhì)量分數(shù))進行腐蝕，在光學顯微鏡上進行顯微組織觀察。采用圖片處理軟件Image-Pro Plus計算球狀晶的晶粒尺寸d及球狀系數(shù)μ。計算公式如式(1)和(2)所示[12-13]：

式中：S為球狀晶的截面積；C球狀晶的界面周長；μ的變化范圍為0~1，數(shù)值越接近1，球狀晶越圓整。

圖1 鋁合金支架示意圖及拉伸試樣的選取位置 Fig.1 Schematic diagram(a) and specimen locations(b) of aluminium differential support (Unit: mm)

2 實驗結(jié)果

2.1 澆注溫度對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學性能的影響

圖2所示為澆注溫度為595、605、615 和625 ℃(壓強p為180 MPa，保壓時間t為20 s)下鋁合金支架的顯微組織。從圖2(a)中可以看出，在近液相線擠壓鑄造下可以獲得均勻細小的球狀組織。從圖2(b)中可以看出，球狀晶開始長大，并呈現(xiàn)一定的方向性。從圖2(c)中可以看出，組織多為孿生的薔薇狀晶，且許多的薔薇狀晶破碎成小的球狀晶。在圖2(d)中存在尺寸較大的樹枝晶，且呈現(xiàn)孿生的痕跡，許多樹枝晶也發(fā)生破碎，小球狀晶的分布仍能看出樹枝晶的痕跡。隨著澆注溫度的增加，球狀晶相繼長大成薔薇狀晶以及樹枝晶。

圖2 不同澆注溫度下NLSC制備的鋁合金支架的顯微組織 Fig.2 Microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC process at different pouring temperatures: (a) 595 ℃; (b) 605 ℃; (c) 615 ℃; (d) 625 ℃

圖3 澆注溫度對鋁合金支架平均晶粒尺寸、平均球狀系數(shù)及力學性能的影響 Fig.3 Effect of pouring temperature on average grain size and average globular coefficient(a) and mechanical properties(b) of aluminium differential support

圖3 所示為澆注溫度對鋁合金支架晶粒尺寸、球狀系數(shù)和力學性能的影響。從圖3(a)中可以看出，隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架組織的晶粒尺寸由20.5 μm增大到68.7 μm；球狀系數(shù)由0.73 下降到0.37。當澆注溫度為595 ℃時，鋁液澆入到料筒及澆道時，鋁液的溫度就已經(jīng)低于液相線溫度。在模具壁以及硬質(zhì)點上發(fā)生異質(zhì)形核，球狀晶開始形成并被澆入到型腔內(nèi)。在充型過程中，鋁液產(chǎn)生自攪拌作用， 使得球狀晶更加圓整。在壓力作用下，鋁液的冷卻率大大提高，鋁液在更短的時間內(nèi)凝固。同時，壓力會提高鋁液的熔點，因此，使得液固相線溫度差減小，從而鋁液更易達到固相線溫度[14]。因此，球狀晶沒有足夠的時間長大，以球狀系數(shù)較高的球狀晶存在于零件中。隨著澆注溫度的增加，鋁液的凝固時間及長大時間延長，球狀晶開始長大成薔薇狀晶和樹枝晶。由于自攪拌作用，長大的薔薇狀晶及樹枝晶在鋁液流動作用下發(fā)生破碎，成為新的球狀晶，有的未被帶走，留在附近形成了樹枝晶的輪廓。從圖3(b)中可以看出，隨著澆注溫度的升高，零件的抗拉強度由295 MPa下降到 230 MPa，伸長率由2.4%下降到 1.1%。由Hall-Petch公式可知，晶粒尺寸的升高會降低其力學性能。球狀系數(shù)的降低和組織圓整度差，容易引起應力集中，從而降低零件的力學性能。

圖4所示為不同澆注溫度下鋁合金支架的斷口形貌。近液相線擠壓鑄造擠壓鑄造的斷裂形式為解理斷裂，其斷口形貌包括韌窩、解理平面及撕裂棱。在圖4(a)中含有少量的解理平面及大量韌窩，隨著澆注溫度的增加，韌窩的數(shù)量不斷減少，而解理平面的數(shù)量逐漸增多(見圖4(b)~(d))。在圖4(d)中除大量的解理平面以及極少量的韌窩外，韌性部分以撕裂棱的形式存在。近液相線擠壓鑄造獲得的鋁合金支架的斷裂為穿晶斷裂，是介于韌性斷裂及脆性斷裂中間的斷裂形式。因此，隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架韌性及強度降低，說明抗拉強度及伸長率隨著澆注溫度的升高而降低。

2.2 壓力對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學性能的 影響

圖5所示為在壓強為90、120、150和180 MPa (θ=595 ℃,t=20 s)作用下鋁合金支架的顯微組織。從圖5(a)中可以看出，孿生的薔薇狀晶大量的存在于基體中。隨著壓強的增加，薔薇狀晶消失，逐漸被球狀晶所替代。當壓強增加到150 MPa時，顯微組織為細小的球狀晶，與圖5(d)中壓強為180 MPa的顯微組織相同。150 MPa已達到形成球狀晶所需的壓強。

圖6(a)所示為壓強與晶粒尺寸及球狀系數(shù)的關(guān)系曲線。從圖6(a)中可以看出，隨著壓強的升高，晶粒尺寸由60.5 μm 細化到21.2 μm，球狀系數(shù)由0.41增加到0.7。而在壓強為150 MPa時，其晶粒尺寸與球狀系數(shù)分別為22.4 μm與0.68。當壓強超過150 MPa時，壓強對晶粒尺寸及球狀系數(shù)的影響不大。圖6(b)所示為壓強與抗拉強度和伸長率的關(guān)系曲線。隨著壓強的升高，抗拉強度與伸長率分別由238 MPa和1.5%增加到291 MPa和2.3%。當壓強超過150 MPa時，壓強對抗拉強度與伸長率有輕微的影響。除與晶粒尺寸與球狀系數(shù)的變化外，壓強還增加了零件密度，使得材料的力學性能有所增加。

圖4 不同澆注溫度下NLSC制備的鋁合金支架的斷口形貌 Fig.4 Fracture microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC process at different pouring temperatures: (a) 595 ℃; (b) 605 ℃; (c) 615 ℃; (d) 625℃

近液相線擠壓鑄造球狀晶的生長時間t可以表示為

式中：pθ為澆注溫度；sθ為固相線溫度；va為平均的凝固速度。壓強提高金屬液的融化溫度，即提高金屬液的固相線溫度。因此，在澆注溫度不變時，壓強增 大，sθ升高。由文獻[15]可知，壓強為150 MPa時，sθ升高9 ℃。在壓強作用下冷卻率得到提高，冷卻速度增大，va升高。由式(3)可知，隨著壓強的升高，球狀晶的生長時間減少，球狀晶沒有足夠的時間超過其臨界半徑長大成薔薇狀晶，因此，以球狀晶的形式保留了下來。同時，壓強能提高金屬液的過冷度，為球狀晶的形核提供動力，因此，在壓強為180 MPa的顯微組織中，有更多的球狀晶的存在(見圖5)。

圖5 不同壓力下NLSC制備的鋁合金支架的顯微組織 Fig.5 Microstructures of aluminium differential support prepared by NLSC at different pressures: (a) 90 MPa; (b) 120 MPa; (c) 150 MPa; (d) 180 MPa

圖6 壓強對NLSC制備的鋁合金支架的平均晶粒尺寸、平均球狀系數(shù)力學性能的影響 Fig.6 Effect of pressure on average grain size and average globular coefficient(a) and mechanical property(b) of aluminium differential support prepared by NLSC

2.3 保壓時間對ADC12鋁合金顯微結(jié)構(gòu)和力學性能的影響

圖7 所示為保壓時間對NLSC制備的鋁合金支架抗拉強度及伸長率的關(guān)系。從圖7中可以看出，隨著保壓時間由10 s延長到25 s，抗拉強度由271 MPa增加到 293 MPa，伸長率由1.95%增加到 2.35%。近液相線擠壓鑄造中金屬液凝固迅速，在保壓時間為10 s到25 s時，保壓時間對顯微組織無明顯影響，但隨著保壓時間的延長，零件在壓力作用下發(fā)生一定的高溫塑性變形，促使顯微組織更加致密，提高零件的致 密性。

圖7 保壓時間對NLSC制備的鋁合金支架抗拉強度與伸長率的影響 Fig.7 Effect of holding time on tensile strength and elongation of aluminium differential support prepared by NLSC

3 分析與討論

在澆注溫度為595 ℃時，近液相線擠壓鑄造獲得的鋁合金支架可獲得細小均勻的球狀組織及較高的力學性能。隨著澆注溫度的升高，鋁合金支架的力學性能下降。但在不大于液相線溫度時，鋁液黏度較高易粘在料勺上造成澆注困難，同時，易造成零件內(nèi)部產(chǎn)生冷隔導致零件力學性能降低。因此，近液相線擠壓鑄造最佳的澆注溫度應高于液相線10 ℃，故605 ℃是最佳的澆注溫度；當壓強到達150 MPa時，力學性能變化較小，較大的壓強會造成能源的浪費及減少設(shè)備的使用壽命，因此，150 MPa為最佳的壓強參數(shù)。隨著保壓時間的延長，力學性能有所上升，當保壓時間延長到20 s時，力學性能達到穩(wěn)定數(shù)值。保壓時間過長不僅會造成能源的浪費而且會影響零件的生產(chǎn)效率，因此，20 s為最佳的保壓時間。綜上所述，采用近液相線擠壓鑄造生產(chǎn)鋁合金支架的最佳工藝為：澆注溫度為605 ℃、壓強為150 MPa、保壓時間為20 s。

在近液相線擠壓鑄造中，澆注溫度為近液相線溫度，當鋁液從料筒壓射到澆道時，鋁液溫度低于液相線溫度。在過冷的鋁液及模具壁上開始形核，球狀晶以正常形式以及吞并小球狀晶的形式長大。當球狀晶的直徑超過臨界半徑時，球狀晶開始長大成薔薇狀 晶[16-17]。當該長大過程發(fā)生在充型過程時，孿生薔薇狀晶產(chǎn)生并保留在基體中。圖8所示為近液相線擠壓鑄造中孿生薔薇狀晶的長大過程。從圖8(c)可見，當球狀晶開始長大時，晶臂突出到鋁液中，如果晶臂與鋁液流動方向的夾角大于90°，晶臂會受到鋁液的沖擊而折斷，折斷后的晶臂成為新的球狀晶。如果晶臂與鋁液的方向小于90°，在鋁液沖擊作用下，晶臂與流動方向的夾角不斷減小，最終形成具有一定方向性的球狀晶，如圖4(b)中的顯微組織。上下兩個晶臂單獨繼續(xù)長大，最終形成了孿生的薔薇狀晶(見圖8(d))。

圖8 近液相線擠壓鑄造中孿生薔薇狀晶形成過程示意圖Fig.8 Schematic diagram of evolution of twin rosette crystal during NLSC: (a) Nucleus; (b) Globular crystal; (c) Rosette crystal; (d) Fractured rosette crystal; (e) Twin rosette crystal

4 結(jié)論

1) 近液相線擠壓鑄造可獲得細小均勻的球狀晶，其晶粒尺寸及球狀系數(shù)分別為20.5 μm與0.73。隨著澆注溫度的升高，球狀晶逐漸長大成薔薇狀晶以及樹枝晶，晶粒尺寸增加，球狀系數(shù)下降，力學性能也隨著下降。在斷口分析中，隨著澆注溫度升高，韌窩數(shù)量減少，解理面數(shù)量增多。

2) 隨著壓強的升高，薔薇狀晶減少，球狀晶增多，晶粒尺寸減小，球狀系數(shù)增加，力學性能升高。當壓強高于150 MPa時，壓強對顯微組織及力學性能無明顯影響。壓強提高固相線溫度及增加零件的凝固速度，導致球狀晶生長時間減少，球狀晶無足夠時間長大成薔薇狀晶。

3) 隨著保壓時間的延長，力學性能有所升高，當保壓時間延長到20 s時，保壓時間對力學性能無影響。

4) 鋁合金支架近液相線擠壓鑄造最佳的工藝參數(shù)為：澆注溫度為605 ℃、壓強為150 MPa、保壓時間為20 s。在鋁液流動的作用下，球狀晶易形成孿生薔薇狀晶。

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