原標題：真空壓鑄鎂合金減震塔的組織和性能研究

摘要：采用OM、SEM和EDS等表征手段對真空壓鑄鎂合金減震塔進行了微觀組織和力學性能分析。使用EKKCapcast鑄造模擬軟件模擬了壓鑄充型的過程，對比了減震塔不同位置的孔隙率，進而分析了造成鑄件卷氣的原因。拉伸試驗結果表明，沖頭的高低速切換位置在560 ~600 mm之間變化時，對減震塔的力學性能影響甚微；從拉伸斷口分析，發現氣孔是導致減震塔局部位置力學性能較低的原因；并借助模擬有效地預測了可能發生卷氣的位置以及卷氣的嚴重程度。

近年來，伴隨著新能源汽車的飛速發展，汽車輕量化在汽車行業日益受到重視。為了控制車重、降低能源消耗以及減少尾氣污染，越來越多的新材料正應用于汽車行業。鎂合金是最輕的金屬結構材料，重量比鋁合金輕約35%，比鋼輕約78%，同時還具有尺寸穩定性好、比強度/比剛度高、易于加工等特點。

Al和RE是AE44鎂合金中的主要合金元素。Al作為鎂合金中最常用的合金元素，能夠提高其強度和鑄造性能。RE和Al間的原子結合力大于Mg和RE，因此會優先結合生成熱穩定性高的Al11RE3相，從而減少了熱穩定性差的Mg17Al12相，有利于鎂合金的高溫性能。RE元素還可以改善Mg17Al12相的形貌并細化晶粒，從而提高合金的室溫力學性能。而且，由于Mg17Al12相形貌得到改善且含量降低，使得該相與鎂基體間的微電流密度降低，減少了微電流腐蝕，從而提高了合金的耐蝕性。

高壓壓鑄是一種低成本、高效率且能制造復雜零件的生產工藝，也是鎂、鋁合金等輕合金最常用的制造工藝之一。金屬液在高速下射入型腔，并在高壓下凝固，可以獲得尺寸精度高且晶粒細小的鑄件，尤其適合薄壁復雜零件的成形。但在充型過程中，金屬液以紊流態高速沖入模具型腔，澆口速度可達70 m/s，充型時間也只有0.1~0.2 s。極快的充型速度和極短的充型時間使得型腔內的氣體難以完全排出，即使在高真空狀態下，氣孔也是不可避免的。在常規的熱處理工藝下，鑄件中的氣孔受熱膨脹使得鑄件表面出現鼓泡，導致鑄件變形。氣孔的存在也會顯著降低鑄件的力學性能，影響鑄件的氣密性和耐壓性。通過計算機模擬，研究者可以得到缺陷在鑄件內的分布情況，并分析缺陷形成的原因。

本課題分析了AE44鎂合金的微觀組織形貌，研究了沖頭高低速切換位置對減震塔力學性能的影響，通過觀察斷口形貌和模擬充型過程，分析了力學性能產生差異的原因。

1、試驗方法

減震塔輪廓尺寸為571 mm × 210 mm × 352 mm，成品質量約為3.6 kg，體積為2.14×106 mm3，近澆口區域壁厚約為3 mm，遠澆口區域壁厚約為2.5 mm，結構示意圖見圖 1。可以看出，減震塔整體呈漏斗狀，加強筋縱橫交錯，該產品屬于典型的復雜薄壁鑄件。為滿足零件的性能要求，采用真空壓鑄工藝生產。合金為AE44鎂合金，通過ICP(型號為Perkin Elmer, Plasma 400)測試得到的合金成分見表1。

表1 AE44鎂合金的化學成分 %

(a)減震塔正面      (b)減震塔反面
圖1 減震塔的結構示意圖

采用力勁DCC2500壓鑄機，工藝參數見表 2。其中1速和2速屬于低速階段，3速屬于高速階段，3速起點即是沖頭高低速切換的位置。本試驗設定了3個高低速切換位置，分別為560 mm、580 mm和600 mm，制備了相應的鑄件并對壓鑄過程進行模擬。模擬使用EKKCapcast軟件，考慮計算的精度和求解效率，采用密網格進行劃分，減震塔和壓室的網格總數為2 310 053。

表2 減震塔的壓鑄工藝參數

為研究減震塔的力學性能，從鑄件本體上通過線切割取樣，采用 Zwick Z100 萬能材料試驗機進行拉伸測試，拉伸速率為 0.5 mm/min。金相樣品取自高低速切換位置為580 mm鑄件的1號試樣，采用LEICA MEF4M型光學顯微鏡和Phenom Pro掃描電鏡對樣品組織進行了觀察，在二次電子模式下觀察了拉伸試樣的斷口形貌。

2、試驗結果和討論

2.1 顯微組織

圖 2是壓鑄鎂合金厚度方向上的典型微觀組織照片，有尺寸較大的預結晶組織，細小圓整的α-Mg晶粒、缺陷帶和共晶組織等。從試樣邊緣到中心，主要分為3個典型區域：細晶層、缺陷帶和中心區域。

細晶層是壓鑄件外側一層初生α-Mg和共晶組織，特點是晶粒細小、組織致密。當金屬液充入型腔時，金屬液遇到較冷型腔內壁，產生強烈的激冷作用，大量α-Mg迅速形核，并生長至互相接觸，形成細小、方向雜亂的等軸晶區。因為有中心區域的部分金屬液對最先凝固的區域補縮，所以表層組織致密，基本不含孔洞缺陷。圖 2b中紅色虛線左側所示為細晶層。細晶層可以提高鑄件的強度、伸長率和抗腐蝕性能等。

缺陷帶是冷室壓鑄的特有組織，其存在不利于壓鑄件的力學性能。通常，在鑄件厚度方向的橫截面上可以觀察到2條或4條呈平行關系的條狀溶質富集區，DAHKE A K等認為缺陷帶的形成與壓室預結晶有關，也有研究者認為可以用膨脹剪切理論來解釋缺陷帶的形成機理。但是目前為止，研究者并不能對不同形態的缺陷帶做出系統的解釋。相對于其他區域，缺陷帶的共晶體積分數通常較高。從圖 2a可以觀察到有2條缺陷帶分布在試樣兩側，但并不明顯，可能與低速速度較低有關。

中心區域存在兩種α-Mg形貌，一種呈細小圓整狀，一種呈大塊枝晶狀，大塊枝晶狀的α-Mg被稱為壓室預結晶組織。由于壓室壁相對金屬液溫度較低且表面粗糙度小，金屬液接觸到較冷的壓室壁后有大量熱量散失，與壓室壁接觸的部分金屬液在短時間內就開始凝固，迅速形核生長。這些提前形核的晶粒在隨后的快壓射階段被射入型腔，并在流體的作用下向鑄件心部靠攏。這些晶粒由于生長時間較長，最后生長為尺寸較大的預結晶組織，見圖 2a和圖2c。多數預結晶組織在充型過程中受流體剪切力發生破碎（方框內），只有少數呈現出完整的大枝晶形態（圓形圈內）。而另一方面，由于保壓壓力使得凝固殼層與型腔表面緊密貼合，加強了兩者間的傳熱能力，因此金屬液在較快的冷卻速度和較大的過冷度的條件下迅速形核，在長大和長出枝晶臂之前，凝固已經結束，所以晶粒呈現出細小圓整的形貌，見圖 2c。

圖 2d為試樣中心區域的掃描電鏡照片。可以看出，合金組織由α-Mg基體（黑色部分）和大量析出相（亮色部分）組成，析出相主要分布在晶界之間，少數分布在晶粒內部。通過EDS分析并結合相關研究可知，層片狀白色共晶組織為Al11RE3，亮白色塊狀相為Al2RE。這是因為RE和Al的電負性差更大，Al-RE相更容易形成，剩余的Al由于冷速較快來不及析出而固溶在Mg基體中，所以并沒有觀察到明顯的Mg17Al12相。

(a)橫截面全貌，(b)細晶層，(c)中心區域，(d)中心區域SEM形貌
圖2 試樣厚度方向的微觀組織

2.2 力學性能

為研究高低速切換位置對減震塔的力學性能的影響，對不同鑄件進行本體取樣，取樣位置包含遠、近澆口區域，這些試樣可以反應鑄件的整體力學性能。切割得到的拉伸片尺寸為54.5 mm × 15 mm，厚度與取樣位置有關。其中，1~4號試樣厚度為3 mm，其余試樣厚度為2.5 mm。

圖3 減震塔本體取樣位置

圖 4為3種不同工藝參數下減震塔的力學性能，可以發現不同工藝下減震塔的力學性能相差很小，平均屈服強度差值僅為1 MPa，而平均抗拉強度和伸長率隨著高低速切換位置的推遲略有下降。平均抗拉強度在215 ~232 MPa之間，平均伸長率均在8.4%左右，且波動較小。從試樣的拉伸結果可以看出，高低速切換位置對力學性能影響較小。這是因為高低速切換位置會改變金屬液在壓室內的流動形態，進而影響充型過程中的卷氣情況，最終影響鑄件的力學性能。但在本試驗中，高低速切換位置分別為560、580和600 mm，最大僅相差40 mm。相對于壓室的長度(900 mm)來說，位置變化很小，因此對金屬液在壓室內的流動形態影響較小。而且由于壓鑄過程中真空度較高，因此壓室內氣體含量很低。所以，當高低速切換位置在560 ~600 mm之間變化時，對減震塔的力學性能影響很小。

根據試樣離澆口的距離，將試樣分為3個區域，1~4號為近澆口區域試樣（區域Ⅰ），5~11號試樣為遠澆口區域試樣（區域Ⅱ），12~15號試樣為中間區域試樣（區域Ⅲ）。可以看出，3個區域的平均抗拉強度和伸長率出現了明顯的差異，但不同區域的平均屈服強度仍然十分接近。這是因為鑄造缺陷在彈性階段對屈服強度幾乎沒有影響[28]，所以各區域的平均屈服強度相對來說變化較小。在高低速切換位置為580 mm的鑄件中，區域Ⅰ、Ⅱ和Ⅲ試樣平均伸長率分別為10.8%、6.5%和9.5%，平均抗拉強度分別為231、211和239 MPa，即距離澆口越遠，試樣的平均抗拉強度和伸長率越低。對于壓鑄件來說，因卷氣和凝固收縮而產生的孔洞缺陷是不可避免的。孔洞對力學性能主要有兩方面的影響，一是減少了試樣的有效受力面積，二是造成試樣局部應力集中。對比不同區域的平均力學性能，發現相較于抗拉強度和屈服強度，伸長率波動較大，因其更易受到孔洞的影響。

根據上述分析，高低速切換位置在560 ~600 mm之間變化時對減震塔的力學性能幾乎沒有影響，所以選取高低速切換位置為580 mm的減震塔，對其充型過程進行模擬。結果表明，減震塔各處的壓力和溫度場的分布基本相當，推測伸長率的差異主要來源于減震塔各位置卷氣程度的不同。

圖4 (a)高低速切換位置為560 mm減震塔的力學性能；(b)高低速切換位置為580 mm減震塔的力學性能；(c)高低速切換位置為600 mm減震塔的力學性能；(d)減震塔各區域和整體的平均力學性能

2.3 鑄造缺陷模擬分析

圖5為高低速切換位置為580 mm的減震塔不同視角下的卷起分布。可以看出，區域Ⅰ因為離澆口最近，即使在剛充填時有卷氣量較多的金屬液在該區域，但很快被后續卷氣量較少的金屬液替代，使得區域Ⅰ試樣的卷氣量最少，力學性能最好，平均伸長率達到10.4%。

區域Ⅱ的5號和9號試樣上方卷氣嚴重，最高卷氣量達到3.5 mL/100g。模擬充型過程發現金屬液沿黑色箭頭方向充填，幾乎與試樣上方外凸的加強筋呈垂直關系，在金屬液充填進入加強筋時，接觸外凸的加強筋型壁后會發生反向回卷，這時極有可能發生卷氣。當卷氣金屬液在外凸的加強筋內時，相較于型腔的其他位置，卷氣金屬液難以被后續金屬液推動向前，容易滯留在加強筋內。當鑄件充型完成后，9號試樣上方加強筋內的卷氣金屬液也只有一小部分被后續金屬液推動向前，也就是這一小部分流出的卷氣金屬液讓9號試樣的位置卷氣較為嚴重；余下的大部分卷氣金屬液仍滯留在加強筋內，導致加強筋處卷氣嚴重。

圖5 高低速切換位置為580 mm的減震塔不同視角下的卷氣分布

6是充填時間為0.9486 s和0.9511 s時壓室內金屬液的流動形態。低速切換到高速后使得壓室上方的金屬液流速加快，率先充入型腔并封住澆口。而下方的金屬液相對滯后，與壓室壁形成較大的包卷，導致壓室內部分氣體無法順利排出，使得金屬液卷氣量大大增加。圖 6c是金屬液剛進入型腔時的卷氣分布，可見澆口右上角卷氣嚴重的金屬液將要向10號和11號試樣的方向充填。即使溢流槽已經容納了大部分卷氣金屬液，但仍有部分卷氣金屬液停留在溢流槽周圍，使得10號和11號試樣位置卷氣較為嚴重。

圖6 (a)、(b)壓室內金屬液的流動形態，(c)金屬液剛充填型腔時卷氣的分布

區域Ⅲ的13號試樣和14號試樣位置處有輕微卷氣。結合金屬液的充型模擬結果可知，13號試樣位置的卷氣在金屬液充型過程中變化很小。壓室內包卷產生的卷氣金屬液向13號試樣方向流動時，大部分卷氣金屬液流進了溢流槽內，這說明溢流槽起到了較好的排溢作用。14號試樣有輕微卷氣的原因與區域Ⅱ的10號和11號試樣一致。

2.4 斷口形貌

在3個區域內各選擇一個有代表性的試樣，觀察該試樣的斷口形貌。圖 7是區域Ⅰ的1號試樣、區域Ⅱ的9號試樣和區域Ⅲ的13號試樣的斷口形貌。在3個斷口形貌中均可以觀察到小而淺的韌窩，并伴有大量微觀撕裂棱，是典型的韌脆性混合斷裂。從圖 7a可以看出，1號試樣斷口最為平坦，有少量的氣孔（黃色虛線標出），未觀察到明顯的其他鑄造缺陷。氣孔尺寸較小，直徑最大不超過30 μm。可能是金屬液沖擊加強筋型壁之后，其反向回卷的壓力將某些宏觀氣團擠壓破碎，形成較為分散的微觀氣團。圖 7b為9號試樣的斷口形貌，可以看出其斷口高低落差較大，存在直徑約為200 μm的大尺寸氣孔，同時伴隨有較多的小尺寸氣孔。此外，其斷口上幾乎不存在韌窩，并發現有脆性斷裂特有的解理臺階（方框標出），這導致9號試樣的伸長率僅為3.7%。圖 7c為13號試樣的斷口形貌，與圖 7a所示1號試樣斷口形貌基本一致，僅增加了少量的小尺寸氣孔。

圖7 各區域典型試樣的斷口形貌（a）區域Ⅰ的1號試樣，（b）區域Ⅱ的9號試樣，（c）區域Ⅲ的13號試樣

3、結論

（1）壓鑄鎂合金減震塔沿厚度方向微觀組織分為3個區域，細晶層由細小α-Mg和共晶組織組成；缺陷帶分布在試樣兩側，相對于其他區域，缺陷帶內共晶組織體積分數較高；中心區域α-Mg主要有細小等軸晶和大塊枝晶兩種形貌，大塊枝晶形成在壓室內，且主要分布在中心區域。

（2）高低速切換位置對減震塔的力學性能影響很小。不同工藝下，減震塔的平均屈服強度差值僅為1 MPa；平均抗拉強度最小值為215 MPa，最大值為232 MPa，波動較小；伸長率均在8.4%左右，最高伸長率和最低伸長率差值僅為0.4%。

（3）對減震塔的充型過程進行模擬，解釋了不同位置試樣卷氣的原因。觀察了各區域典型試樣的斷口形貌，除氣孔外，未發現其他明顯的鑄造缺陷，因此氣孔是造成試樣力學性能差異的主要原因。

作者：
王雪楊 李子昕 胡波 李德江 曾小勤
上海交通大學材料科學與工程學院輕合金精密成型國家工程研究中心

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第4期