原標(biāo)題：Si含量及模具溫度對(duì)壓鑄Al-Si合金流動(dòng)性的影響

摘要

在真空壓鑄機(jī)上配置了壓鑄流動(dòng)性試驗(yàn)?zāi)＞撸苽淞藟鸿T流動(dòng)性樣品，通過對(duì)金屬液流動(dòng)長度和凝固后金相組織檢測(cè)分析，研究了Si元素含量及模具溫度對(duì)Al-Si鑄造合金流動(dòng)性的影響。結(jié)果顯示，在同一壓鑄工藝條件下，Si含量由7%增加至8%，壓鑄樣品流動(dòng)長度快速增長，Si含量8%以后增長緩慢，在Si含量為9%時(shí)樣品流動(dòng)長度達(dá)最大值1 285 mm；在相同Si含量條件下，隨著模具溫度的上升，壓鑄樣品流動(dòng)長度呈線性增加，在模具溫度180 ℃時(shí)可達(dá)1 481 mm；經(jīng)過對(duì)比，模具溫度150 ℃時(shí)樣品邊部微觀組織較180 ℃更加均勻。

鋁合金壓鑄工藝在汽車制造中主要應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、缸蓋等零部件。然而在電動(dòng)車上特斯拉開啟了車身一體化壓鑄技術(shù)的先河，給車身制造帶來了一次技術(shù)革新。一體化壓鑄工藝是將汽車身上多個(gè)結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零件進(jìn)行優(yōu)化，使用一個(gè)或者幾個(gè)大型零件替代。因此新能源汽車行業(yè)的蓬勃發(fā)展為國內(nèi)一體化壓鑄鋁合金材料研發(fā)和超大型一體化壓鑄設(shè)備制造提供了行業(yè)發(fā)展驅(qū)動(dòng)，同時(shí)“節(jié)能減排”與“新能源化”汽車產(chǎn)業(yè)的國家政策扶持為合金材料開發(fā)、工藝裝備制造、汽車產(chǎn)業(yè)升級(jí)換代和國際市場(chǎng)開拓提供了穩(wěn)定高效的發(fā)展前景。

隨著我國裝備水平的提升，如力勁集團(tuán)壓鑄機(jī)鎖模力從6 000 t到16 000 t的突破發(fā)展，為大型一體化壓鑄結(jié)構(gòu)件發(fā)展夯實(shí)基礎(chǔ)。同時(shí)鋁合金壓鑄成形的重要影響因素之一，即鋁合金熔體的充型能力，直接決定了壓鑄充型完整性，還會(huì)對(duì)鑄件最終的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生影響。鋁合金液體的充型能力首先取決于鋁合金材料本身的流動(dòng)能力，同時(shí)又受鑄造工藝、澆注條件和鑄件結(jié)構(gòu)等因素的影響。合理的壓鑄工藝使合金充滿薄而復(fù)雜的模腔，減少鑄件中熱裂、氣孔、縮孔和縮松等缺陷。因此，良好的流動(dòng)性是獲得優(yōu)質(zhì)鑄件的基本條件。

除了工藝和裝備外，一體化壓鑄成形制造對(duì)材料提出了更高的技術(shù)要求。當(dāng)前一體化壓鑄免熱處理材料以Al-Si系為主，國內(nèi)免熱處理壓鑄鋁合金的研究，如立中集團(tuán)、帥翼馳、瑞格和鴻圖等單位以Al-Si系鋁合金為主，少數(shù)開發(fā)Al-Mg系合金。Al-Si系鑄造合金由于具有較好的流動(dòng)性，成為大型薄壁一體化復(fù)雜構(gòu)型壓鑄件的首選。良好的流動(dòng)性能使鑄件在凝固末期減少疏松、縮孔甚至熱裂等缺陷，使得合金可以充滿大型薄壁復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件的型腔，獲得合格的鑄件。文獻(xiàn)報(bào)道Si含量與Al-Si合金流動(dòng)性關(guān)系，隨著Si含量增加流動(dòng)性先降低后升高，Si含量在18%左右時(shí)流動(dòng)性出現(xiàn)最高點(diǎn)，Si含量持續(xù)增加流動(dòng)性反而降低。研究表明，相同的過熱度條件下，Si含量在1.65%~12.6%之間，亞共晶合金Si含量增加流動(dòng)性持續(xù)增加。

目前對(duì)于新能源汽車車身底盤向電芯直接集成于車輛底盤的工藝（CTC）發(fā)展，大型一體化壓鑄件尺寸將越來越大，構(gòu)型將越來越復(fù)雜，對(duì)壓鑄Al-Si系合金的充型能力也是一項(xiàng)挑戰(zhàn)。因此研究Si元素含量及模具溫度對(duì)合金壓鑄流動(dòng)性的影響，對(duì)今后一體化壓鑄技術(shù)發(fā)展有一定指導(dǎo)意義。

01 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

Al-Si合金的共晶點(diǎn)Si含量為12.6%，而目前市場(chǎng)上常用的典型Al-Si系免熱處理合金Si含量在6%~11%范圍內(nèi)，如美鋁C611、萊茵Castasil-37和麥格納Aural 6等，均在亞共晶范疇。根據(jù)研究表明，在亞共晶范圍內(nèi)鑄造鋁合金流動(dòng)性隨著Si含量的增加而增加，又因常用免熱處理材料主要元素種類基本相同，本次試驗(yàn)主要在國標(biāo)AlSi7MnMg的成分基礎(chǔ)上，通過調(diào)整Si元素含量7%（A組）、8%（B組）、9%（C組）、10%（D組），研究Si含量增加對(duì)壓鑄流動(dòng)性的影響。

1.2 熔煉過程

將預(yù)先準(zhǔn)備的工業(yè)鋁錠（Al 99.97%）、443工業(yè)硅、Al-10Mn和Al-10Ti中間合金置于150 kg壓鑄機(jī)機(jī)邊爐中，由室溫升至750 ℃；待完全熔化后，將事先準(zhǔn)備的金屬鎂加入鋁液并充分溶解后，加入四通新材生產(chǎn)的STJ-A1精煉劑進(jìn)行攪拌并扒去表面浮渣；靜置5 min后，控制石墨棒通入高純氬氣（控制流量20 L/min）20 min。在除氣過程中將Al-10Sr桿投入鋁液中進(jìn)行變質(zhì)處理，之后采用OBLF QSG750-Ⅱ鋁鎂基直讀光譜儀檢測(cè)合金成分，如表1所示。結(jié)合JMAtPro軟件v12.4計(jì)算表1合金成分在700 ℃至室溫過程中固相率變化，分析不同Si含量對(duì)流動(dòng)性的影響。

表1 不同Si含量合金化學(xué)成分 wB/%

1.3 試驗(yàn)方法

使用東洋BD-350V5型真空壓鑄機(jī)進(jìn)行試驗(yàn)。為了考察不同模具溫度對(duì)壓鑄鋁合金材料的壓鑄流動(dòng)性影響，以C組Si9%為壓鑄合金，模具溫度設(shè)置為120 ℃、150 ℃和180 ℃。在Si含量影響的研究中，將模具溫度設(shè)置150 ℃，鋁液澆注溫度700 ℃，沖頭低速速度設(shè)置為0.15 m/s，高速速度為4 m/s，模具材料為H13鋼，涂料為壓鑄用脫模劑。壓鑄開始前先進(jìn)行試模5件，計(jì)數(shù)開始時(shí)每次壓鑄5件試樣。待A組試驗(yàn)完成后，重新在鋁液中添加Al-40Si中間合金進(jìn)行配料，將Si7%增加到Si8%，進(jìn)行后續(xù)壓鑄試驗(yàn)。C組和D組按此循環(huán)進(jìn)行，成分調(diào)整過程中Sr和Mg元素會(huì)一定燒損，需要在試驗(yàn)過程及時(shí)補(bǔ)充到同一水平。

壓鑄流動(dòng)區(qū)總長為1 746.4 mm，壓鑄樣品的寬度×厚度為12.5 mm×3 mm，壓鑄試樣如圖1所示，將壓鑄的流動(dòng)性樣品放置在專用的量具上測(cè)量流動(dòng)長度。將樣品不同位置取截面小試樣，切好樣品經(jīng)打磨拋光后置于Axio Imager M2m蔡司金相顯微鏡下觀察其微觀組織變化。

圖1 壓鑄流動(dòng)性樣品

02 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 壓鑄流動(dòng)性對(duì)比

圖2為不同Si含量合金的壓鑄樣品流動(dòng)長度對(duì)比。

圖2 模具溫度150 ℃下不同Si含量合金的壓鑄樣品流動(dòng)長度對(duì)比

在模具溫度150 ℃的條件下，隨著Si元素含量的上升，金屬液的流動(dòng)長度先極速增長后增長緩慢，其中Si含量為9%和10%的流動(dòng)長度相當(dāng)，在Si含量9%時(shí)出現(xiàn)最大值1 285 mm。圖3為JMatPro軟件計(jì)算不同Si含量合金固相率結(jié)果， Si含量分別為7%、8%、9%和10%時(shí)液相線溫度分別為616.4 ℃、609.5 ℃、602.5 ℃和595 ℃，固相線溫度分別為567 ℃、565 ℃、558.9 ℃、557.5 ℃，固液相線溫度差分別為49.4 ℃、44.5 ℃、43.6 ℃和37.5 ℃，隨著Si含量的升高結(jié)晶區(qū)間變窄。研究表明合金的結(jié)晶溫度范圍變窄，α-Al晶粒生長時(shí)間縮短，枝晶網(wǎng)絡(luò)逐漸退化，為共晶液相提供更順暢的流動(dòng)通道提高補(bǔ)縮能力，因此Si含量7%~9%，如圖3（a）至（c）所示，流動(dòng)呈上升趨勢(shì)。但在Si含量增加到10%時(shí)，如圖3（d）所示，鋁液中會(huì)在608 ℃先析出少量AlSiMnFe相，此時(shí)鋁液粘度增加，因此Si10%與Si9%流動(dòng)性相當(dāng)。

圖3 不同Si含量合金JMatPro軟件固相率計(jì)算結(jié)果

圖4為不同模具溫度條件下的壓鑄流動(dòng)長度對(duì)比。Si含量為9%的合金隨著模具溫度的升高，合金液的流動(dòng)長度基本呈現(xiàn)線性增長，在模具溫度180 ℃時(shí)流動(dòng)長度達(dá)到最大值1 481 mm。從檢測(cè)數(shù)據(jù)方差來看，模具較低溫度時(shí)壓鑄流動(dòng)性數(shù)據(jù)波動(dòng)相對(duì)較大，模具溫度升高有改善熔體流動(dòng)長度穩(wěn)定性作用。模具溫度直接影響合金熔體在模具型腔的散熱速度，因此對(duì)于壓鑄流動(dòng)的影響比較明顯。

圖4 Si含量為9%合金在不同模具溫度下的流動(dòng)長度

2.2 不同 Si 含量下金相組織對(duì)比

壓鑄流動(dòng)性表現(xiàn)為合金液體充填鑄型的能力，合金液凝固前流動(dòng)的最大距離。流動(dòng)的長短從數(shù)據(jù)可以直觀對(duì)比，從凝固后的微觀組織也可以分析金屬液的流動(dòng)性大小。液態(tài)金屬流動(dòng)停止機(jī)理表明，流動(dòng)區(qū)分為過熱金屬區(qū)、生核過渡區(qū)和結(jié)殼堵塞區(qū)。圖5為Si含量7%和9%試樣的100 mm位置200倍金相即過熱金屬凝固區(qū)。從圖5（a）和（c）邊部對(duì)比發(fā)現(xiàn)，Si7%樣品組織中枝晶發(fā)達(dá)，且邊緣部位出現(xiàn)粗大共晶Si相，而含Si9%合金組織中α-Al晶粒細(xì)小且組織較均勻，兩種組織中均存在彌散分布5 μm左右粒狀A(yù)lSiMnFe相。對(duì)比圖5（b）和（d）芯部，同樣Si7%樣品組織α-Al晶粒與共晶Si組織更加粗大，而Si9%組織表現(xiàn)均勻，粒狀A(yù)lSiMnFe相均較少。這是因?yàn)镾i7%時(shí)合金的結(jié)晶范圍寬，在過熱金屬區(qū)α-Al晶粒與共晶Si形核過度長大，而Si9%時(shí)結(jié)晶范圍窄凝固時(shí)間短，粗大的α-Al晶粒減少，而共晶Si組織同樣細(xì)小，因此Si9%組織整體表現(xiàn)為均勻。因AlSiMnFe相結(jié)晶溫度600 ℃左右，邊部較芯部溫度下降快，因此邊部析出AlSiMnFe相多而芯部較少。

圖5 Si含量7%和9%合金流動(dòng)長度100 mm位置金相對(duì)比

圖6為Si含量7%和9%試樣的600 mm位置200倍金相。對(duì)比圖6（a）和（c）邊部發(fā)現(xiàn)，因Si7%時(shí)流動(dòng)性偏低，流動(dòng)尾端鋁液溫度較低出現(xiàn)共晶Si的偏聚區(qū)，因?yàn)樵谝后w流動(dòng)過程中前端鋁液不斷與模具進(jìn)行熱交換，率先溫度降低至液相線以下，鋁液中形成大量細(xì)小晶粒，因此組織出現(xiàn)細(xì)化，而Si9%組織較大。

圖6 Si含量7%和9%合金流動(dòng)長度600 mm位置金相對(duì)比

前端鋁液中細(xì)小晶粒增多，隨著溫度降低導(dǎo)致鋁液粘度增加，使鋁液流動(dòng)性受阻，也是Si7%時(shí)樣品流動(dòng)較差的原因。對(duì)比圖6（b）和（d）發(fā)現(xiàn)，晶粒與共晶Si組織同樣Si9%樣品較Si7%粗大，此位置未接近Si9%流動(dòng)尾端，此時(shí)鋁液溫度較高能夠支撐其有較好流動(dòng)長度。

2.3 不同模具溫度下金相組織對(duì)比

從對(duì)不同Si含量流動(dòng)性影響看，邊部組織隨位置變化明顯，相對(duì)芯部更能解釋流動(dòng)性長短原因，因此只取流動(dòng)性較好的Si9%試樣邊部金相組織進(jìn)行對(duì)比。圖7為Si9%時(shí)不同模具溫度與300 mm和900 mm位置下的邊部200倍金相。對(duì)比圖7（a）至（c）中300 mm位置發(fā)現(xiàn)，模溫120 ℃、150 ℃和180 ℃時(shí)枝晶臂間距分別為13.2 μm、15.7 μm和20.3 μm。隨著模溫的升高，α-Al晶粒逐漸增大，同時(shí)共晶Si組織和AlSiMnFe相出現(xiàn)粗化，這是因?yàn)槟氐纳撸档土虽X液和模具的溫度差，降低了鋁液與模具的熱交換，因此晶粒和第二相等組織較粗大。對(duì)比圖7（d）至（f）中900 mm位置發(fā)現(xiàn)，共晶Si組織有明顯變化，在120 ℃時(shí)流動(dòng)長度為1 002 mm。該位置接近鋁液停止頭部，因?yàn)殇X液流動(dòng)，頭部不斷與模具進(jìn)行熱交換，溫度迅速下降至液相線下形成大量細(xì)小晶粒，越靠近邊部冷卻越快，邊部先結(jié)晶α-Al，導(dǎo)致Si原子向內(nèi)部液相區(qū)富集形成共晶Si出現(xiàn)偏析。模溫150 ℃時(shí)流動(dòng)長度為1285mm ， 900mm位置出現(xiàn)大量細(xì)小等軸晶粒，共晶Si與AlSiMnFe相明顯細(xì)化均勻。模溫180 ℃時(shí)流動(dòng)長度1481mm，900mm位置α-Al晶粒和AlSiMnFe相與模溫150℃相比變化較小，但共晶Si組織較粗大，這是因?yàn)槟馗邥r(shí)鋁液冷卻速度慢，共晶Si組織粗大。

圖7 合金Si含量9%時(shí)不同模具溫度和不同位置的邊部金相對(duì)比

03 結(jié)論

通過真空壓鑄流動(dòng)性試驗(yàn)并結(jié)合金相分析研究了Si元素含量及模具溫度對(duì)Al-Si鑄造合金的流動(dòng)性影響，得到以下結(jié)論。

（1）在模具溫度150℃下，Si含量由7%增加8%，壓鑄樣品流動(dòng)長度快速增長，Si含量8%以后增長緩慢，在Si含量9%時(shí)樣品流動(dòng)長度達(dá)最大值1 285 mm。

（2）Si含量為9%的Al-Si鑄造合金，隨著模具溫度從150℃提高到180℃，壓鑄樣品流動(dòng)長度呈線性增加，在模具溫度180 ℃時(shí)為1481mm，但模具溫度150℃時(shí)樣品邊部微觀組織較180 ℃更加均勻。

作者

李雪科1，田戰(zhàn)峰1，汪建余2，葛素靜1，譚　卓2，楊保壘1，何更雷1

1.  河北新立中有色金屬集團(tuán)有限公司
河北省輕金屬合金材料技術(shù)創(chuàng)新中心
河北省輕金屬合金材料產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院
2.  一汽-大眾汽車有限公司規(guī)劃部

本文轉(zhuǎn)載自：《鑄造雜志》