原標題：低過熱度傾斜板流變壓鑄對ADC12組織及力學性能的影響

摘要：采用金相顯微鏡、X射線衍射儀和掃描電鏡等手段研究了低過熱度傾斜板流變壓鑄ADC12合金的組織演變及形成機理，并測試其力學性能。結果表明，隨著與壓鑄機壓室距離的增加，合金組織由粗大枝晶成長為球形或近球形晶粒。組織形成機理包括了枝晶的破碎和熔體爆發形核。另外，流變壓鑄提高了合金的力學性能，流變壓鑄的鋁合金抗拉強度達到248 MPa，伸長率率也略優于常規壓鑄。

高壓壓鑄工藝廣泛應用于汽車、電子、航空航天等領域的零部件生產。相較于傳統鑄造工藝，其具有生產率高、能耗小和成形零件復雜等特點。然而，壓鑄過程是在高壓下將鋁合金熔液注入型腔，導致金屬反應和空氣滯留在鑄件內部，零件內部容易出現氣泡和氧化物夾雜。

為了降低傳統壓鑄過程中出現上述的缺陷問題，提高壓鑄產品的性能，研究者引入了半固態壓鑄工藝。大量的研究報道了半固態壓鑄改善了壓鑄件的性能和提高壓鑄件的質量。由于半固態壓鑄可以提供更高粘度的流體，且其充填模具的溫度低，卷氣量極大減少，從而減少充型過程中的氣孔和氧化物夾雜，達到了提高鑄件的力學性能的效果。半固態成形一般分為半固態觸變成形與半固態流變成形，由于觸變成形工藝流程長，半固態漿料存儲和運輸困難，造成了成本過高，工業化生產難度大。而具有工藝流程短、節能節材、成本低等特點的半固態流變成形工藝，成為了關注的熱點。

ADC12鋁合金因其鑄造性能高、收縮率低、耐腐蝕好等特點，廣泛應用于汽車行業。但是迄今為止，關于ADC12鋁合金的流變壓鑄研究報道甚少。JANUDOM等用氣體誘導半固態(GISS)方法成功制備了ADC12鋁合金半固態漿料，并壓鑄成型商用零件。HU等利用機械攪拌制備漿料與高壓壓鑄結合的方式，成功制備了ADC12半固態壓鑄鋁合金。但是，這些方法都需要外加設備，成本也顯著增加。

本課題以ADC12鋁合金為研究對象，為簡化成形工藝、縮短流程，對壓鑄機進行很小的改造，自行設計了傾斜板法半固態漿料制備與高壓壓鑄相結合的壓鑄系統。并且針對鑄件的澆注系統，研究了其不同位置的顯微組織，并研究了流變壓鑄ADC12鋁合金的力學性能。

1、試驗材料與方法

1.1 材料

使用的材料是商用的ADC12鋁合金。利用X射線熒光光譜儀（XRF）測得該合金的化學成分見表1。

表1 ADC12鋁合金化學成分 wb/%

圖1為試驗使用的ADC12鋁合金的重力鑄造組織。其組織主要由白色樹枝狀α-Al相和黑色針片狀的共晶Si相組成。

圖1 ADC12鋁合金重力鑄造組織

1.2 半固態漿料的制備及壓鑄過程

傾斜板流變壓鑄過程見圖2。試驗時，首先將ADC12鑄錠放于石墨坩堝中于620 ℃熔化；同時，在傾斜板表面涂上石墨涂料，其中傾斜板材質為45號鋼，長度為100 cm，傾角為30°，調整支架確保金屬液從傾斜板尾端準確流入壓鑄機澆口處；將壓鑄機型腔預熱至200 ℃。

對熔液進行除氣扒渣后，將其從傾斜板上端倒入，經過傾斜板的冷卻與自身重力作用，形成半固態漿料直接流入壓鑄機進料口。用熱電偶測量漿料的溫度，待溫度下降至560~570 ℃時，進行壓鑄成形，開模取出試樣。

圖2 傾斜板流變壓鑄ADC12鋁合金原理示意圖

1.3 試驗儀器與檢測方法

選取鑄件的澆注系統部分進行取樣研究，觀察其不同位置的組織。在A到E處（充型順序為E→A）各取一個樣品觀察顯微組織。使用線切割機截取8 mm×10 mm的試樣，經砂紙磨光、機械拋光后，使用0.5%的HF水溶液腐蝕磨面15 s，取出后用酒精漂洗，采用光學顯微鏡（OM）對試樣進行金相組織形貌觀察。

采用DTG-60H型差熱分析儀測定DTA曲線。將直徑為3 mm、高為2 mm、重19.67 mg的圓柱樣品放置在氧化鋁坩堝中，在氣流量為50 mL/min的氬氣保護氣氛中以5 ℃/min的加熱速率將試樣從450 ℃加熱至650 ℃。并利用Bruker D8 advance衍射儀，用Cu Kα輻射的X射線衍射儀(XRD)對試樣進行物相分析。使用JSM-6490LV掃描電鏡(SEM)進行顯微結構觀察和相組成鑒定。并對其進行力學性能測試，拉伸試樣取樣部位見圖3。

圖3 ADC12鋁合金流變壓鑄鑄件的澆注系統及剖面圖

2、試驗結果與分析

2.1 固液區間測定和物相分析

ADC12鋁合金的DTA曲線見圖4。可觀察到一個紅色區域，為吸熱峰，即Al - Si二元反應。這一區域為固液區間。合金從539 ℃開始熔化，在578 ℃時完全熔化，590 ℃時合金開始凝固，故固液區間為539~590 ℃。

圖4 ADC12鋁合金的DTA曲線

鑄件不同取樣位置的XRD譜圖見圖5。譜圖表明，其主要由Al、Si和Al2Cu 3種相組成。對于ADC12鋁合金，最初結晶出α-Al 相與α-Al+Si 的共晶相，又由于合金中的Cu 含量較高，會產生 L→α-Al+Si+Al2Cu 共晶反應，故最終的組織主要由α-Al、Si、Al2Cu 三相組成。

圖5 不同取樣部位的ADC12鋁合金的XRD譜圖

2.2 顯微組織及形成機理

圖6 50倍光學顯微鏡下不同位置的金相組織(圖a-e對應位置A-E)

圖6為不同位置的金相組織。可以看出，澆注系統各個位置的組織具有顯著差異，A處與B處具有較多分布均勻且圓整的初生α-Al，C處與D處的初生α-Al含量較少，而距離壓室最近的料柄E處初生α-Al為白色粗大枝晶形態，且固相率最高。分析認為，造成這種組織差異的原因主要為冷卻速率和充型過程的影響。壓室溫度為560~570 ℃，而模具預熱溫度為200 ℃，距離壓室越近，冷卻速率越小。料柄E處離壓室最近，且厚度最大，冷卻速率最慢，因此E處α-Al為粗大枝晶形態。又由于E處連接D處的澆口尺寸較小，對初生的粗大樹枝晶的流動起到了阻礙作用，僅細小的初生α-Al和液相能通過，故在E處的固相最多。隨著充型距離增加，位置D→位置A處冷卻速率逐漸增大，白色初生α-Al晶粒總體數量增加，其中位置C處的初生α-Al含量最少。這與李明等研究中距離壓室越遠，固相含量越少的現象不符。究其原因，一方面充型過程漿料中液相裹挾細小初生α-Al晶粒產生了液相偏析，使得A和B處固相較多，C及D處固相較少；另一方面由于A和B處冷卻速率大，液相形核長大成細小圓整的初生α-Al晶粒。

除此之外，從圖6還能觀察到，在組織中存在一些明顯的黑色孔洞，為微氣孔。在壓鑄過程中，合金漿料高速充填型腔，使得型腔內未及時排出的氣體被合金熔液裹挾，隨著合金液的凝固殘留在試件中形成了氣孔，即形成黑色孔洞。除此之外，造成微氣孔的原因還可能是由于在合金熔煉過程中形成了金屬夾雜物。

圖7為高倍顯微鏡下不同位置的金相組織。可觀察到組織中粗大枝晶消失，演變形成不同大小與形狀的初生α-Al，形態主要為球狀、近球狀、破碎枝晶狀。而在圖7e中，初生α-Al表現為粗大枝晶形態，和圖6e一致。圖7a~圖7d中觀察到的初生α-Al一般可分為3種類型：一種是大球形和近球形顆粒，標記為α1-Al；另一種為較小的球形或近球形顆粒，標記為α2-Al；除這兩種類型外，還有最后凝固的細小枝晶，標記為α3-Al。其中，α1-Al與α2-Al在圖7a， 圖7b中數量眾多，圖7c，圖7d中則分布很少，主要為細小枝晶α3-Al。

圖7 200倍光學顯微鏡下不同位置的金相組織(圖a-e對應位置A-E)

目前，半固態顯微組織形成機理有兩種：一種認為是枝晶在外力的作用下發生破碎，破碎枝晶最終演變成球形晶粒[18]；另一種認為在激冷狀態下熔體產生了大量晶核，這些晶核抑制了枝晶的長大，直接以球形長大。

在本課題中，低過熱度傾斜板流變壓鑄的顯微組織中球形晶粒的形成機理兩者均有之。首先，合金熔液受到傾斜板內壁的激冷作用，使緊靠內壁的熔體中產生大量的初生α-Al晶核，這些晶核隨著熔體進入壓鑄機充型，充型過程晶核繼續長大，最終長大為球形或近球形α1-Al或α2-Al。除此之外，合金熔體在傾斜板受重力的作用不斷向下流動，對熔體形成了剪切作用。熔體中的枝晶被剪切破壞，形成斷裂的枝晶臂，同時由于傾斜板的激冷作用，這些破碎細小的枝晶臂得以保留。

在壓鑄過程中，從傾斜板流入壓室的熔體在壓射充型時，受到激冷與高壓的雙重作用，一方面流經傾斜板形成的大量的初生α-Al晶核繼續長大成為球形或近球形α1-Al或α2-Al；另一方面，在高壓高速情況下，對熔體產生一個類似于強力攪拌的作用，熔體內殘留的枝晶繼續被剪切破壞，這些細小的枝晶臂最終凝固為球形或近球形晶粒。然而，壓鑄過程冷卻速度大，但由于各位置冷卻速率不同，位置E離壓室最近，冷卻速度最慢，枝晶得以長大，而位置A至位置D處由于冷卻速度大，枝晶來不及長大，凝固為細小均勻的α3-Al。

綜上所述，低過熱度傾斜板法流變壓鑄可以破壞熔體內枝晶的成長，在受到流經傾斜板的剪切作用和壓鑄充型過程的攪拌作用，初生α-Al最終成長為球形或近球形晶粒。

2.3 金屬間化合物分析

圖8 合金中金屬間化合物的SEM圖(圖a-e對應位置A-E)

圖8為合金中金屬間化合物的SEM圖。由XRD及金相組織可以確定，流變壓鑄ADC12鋁合金主要由α-Al、Si、Al2Cu相組成。但從圖8可以看出，除此之外還存在一些不同形貌的未知金屬間化合物。圖8中各處的EDS點分析結果見表2。可以根據摩爾比來確定不同形貌的化合物：白色多邊形的為α-Al15(Fe,Mn)3Si2，白色漢字狀的為Al2Cu，深灰色塊狀或條狀的為富Si相，少量白色粗針狀為β-Al5FeSi。其中點11處Al2Cu混雜了部分β-Al5FeSi。

在圖8中，不同位置的Al2Cu數量最多，為強化相。一般認為粗針狀β-Al5FeSi對基體起到割裂作用，會降低力學性能。而圖中絕大多數鐵相表現為白色多邊形的α-Al15(Fe,Mn)3Si2，改善了少量β-Al5FeSi帶來的破壞作用。

表2 金屬間化合物的EDS點分析

2.4 力學性能

圖9為ADC12常規壓鑄與流變壓鑄試樣在相同位置取樣的力學性能。可以看出，流變壓鑄的鋁合金抗拉強度 為248 MPa，明顯優于常規壓鑄的鋁合金的210.7 MPa。同時，屈服強度變化相對較小，兩者的屈服強度比較接近。還可以看出，流變壓鑄的伸長率為2.05%，也略優于常規壓鑄的1.46%。

圖9 ADC12常規壓鑄與流變壓鑄的力學性能

圖10為常規壓鑄與流變壓鑄試樣在B處的顯微組織對比。可以看出，常規壓鑄狀態下表現為均勻細小枝晶及激冷態晶粒，其中存在較多的黑色微氣孔，而流變壓鑄的組織中存在大量的球形或近球形α-Al，且固相含量高。研究表明，半固態壓鑄件的力學性能隨著固相率提高而隨之提高，而常規壓鑄在充型過程中容易發生卷氣和夾雜，使得力學性能降低。究其原因，流變壓鑄使得試樣內部氣孔等缺陷減少，組織致密均勻, 故其強度和塑性均優于常規壓鑄。

圖10 澆注系統B處的顯微組織對比：(a)常規壓鑄;(b)流變壓鑄

3、結論

（1）測定了ADC12鋁合金的固液區間為539~590 ℃，流變壓鑄ADC12鋁合金成分主要由Al、Si和Al2Cu相組成。

（2）流變壓鑄過程中，隨著與壓鑄機壓室距離的增加，合金組織由粗大枝晶向球形或近球形晶粒演變，組織形成機理包括了枝晶的破碎和熔體爆發形核。

（3）確定了不同形貌的金屬化合物的成分：白色多邊形的為α-Al15(Fe,Mn)3Si2，白色漢字狀的為Al2Cu，深灰色塊狀或條狀的為富Si相，少量白色粗針狀為β-Al5FeSi。

（4）流變壓鑄的鋁合金抗拉強度為248 MPa，優于常規壓鑄的鋁合金的210.7 MPa。兩者的屈服強度比較接近，流變壓鑄的伸長率也略優于常規壓鑄。

作者：

汪鵬程 柳飛洪 閆賽飛 張龍
安徽工業大學冶金工程學院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2022年第42卷第05期