原標題：壓鑄條件下合金流動停止機理

摘要

大型薄壁壓鑄件的生產問題與壓鑄條件下合金的流動性密切相關。基于流頭阻塞的經典流動性理論認為，合金的流動性與合金的結晶溫度范圍成反比。然而，這一規律在壓鑄條件下不成立。本文綜述了作者近年來關于流動性的研究。使用兩種不同的流動性測試方法，選用特定成分合金，展示鋁合金在壓鑄和重力鑄造條件下的流動性與合金結晶溫度范圍的關系。通過金相組織分析，揭示金屬液充型和凝固期間流動阻塞機制。研究結果表明，在壓鑄條件下，壓室中形成的預結晶枝晶是壓鑄流動阻塞的根源。在充型過程中，這些預結晶枝晶被壓頭送入澆道，聚集在內澆道附近，形成預結晶枝晶骨架芯，從而阻塞內澆道。初步計算表明，液體流過此預結晶枝晶骨架芯時，產生的壓降和壓頭壓強處于同一數量級。當壓頭的壓強難以克服流動所產生的壓降時，壓頭運動停止，使充型流動停止。為此，減小或消除預結晶枝晶骨架芯的形成，有利于提高壓鑄合金的流動性。

壓鑄（Die Casting 或 High Pressure Die Casting）是一項具有百年歷史的鑄造方法。在壓鑄過程中，金屬液在壓頭（活塞）的驅動下，高速射入金屬型腔，并在高壓下快速冷卻和凝固成形，由于金屬液充型迅速，壓鑄技術適用于制造大型薄壁鑄件；由于金屬液在高壓下充型，壓鑄技術適用于制造具有表面精細結構的大型薄壁鑄件；由于使用金屬型，壓鑄件凝固速度快、凝固組織細小、尺寸精密度高和生產節拍快。為此，壓鑄技術被廣泛應用于制造鋁合金大型薄壁汽車鑄件。汽車鑄件一體化的需求，更將壓鑄技術推向大型薄壁鑄件的尺寸極限。在難以進一步增加壓鑄機驅動力的條件下，鑄造合金的流動性成為突破這一尺寸極限的重要因素之一。

金屬液流動性的物理學定義是金屬液在給定溫度下粘度的倒數。在鑄造過程中，金屬液冷卻時溫度不斷變化，并發生凝固，使金屬的粘度不斷變化。為體現鑄造過程的特點，鑄造界將合金的流動性定義為金屬液在給定鑄造條件下（如澆注溫度和鑄型條件下）的流動長度。這樣定義的流動性僅和合金的特性相關，可衡量不同合金在相同鑄造條件下充填鑄型的能力；將合金的充型性定義為給定合金在不同鑄造條件（澆注溫度和鑄型條件）下的流動長度，用以衡量鑄造方法和條件對合金液充填鑄型能力的影響。由特斯拉一體化鑄件的生產而帶來的大型壓鑄機的飛速發展，是利用鑄造條件提高鋁合金液充型能力的典型案例。然而，學術界對合金流動性的研究主要集中在重力澆注領域，在壓力鑄造領域卻被嚴重忽略了。

在重力鑄造領域，學術界廣泛接受麻省理工Flemings等人提出的流頭阻塞理論。該理論認為，金屬液充型時其流頭溫度最低。充型時金屬液的凝固，首先在流頭發生。當流頭中形成的固相分數大于一定的臨界分數時，該金屬液流頭難以在鑄型中流動，使充型流動停止。對于純金屬和二元共晶合金，金屬的結晶溫度范圍等于0，流動停止時流頭中的臨界固相分數趨于1，如圖1a所示；對于有一定結晶溫度范圍的合金，流動停止時流頭中的臨界固相分數約為0.2，如圖1c所示。這個基于流頭阻塞的流動性理論，較好地描述了二元合金在重力澆注條件下合金液的流動長度和合金結晶溫度范圍之間的反比關系，如圖1b所示。

圖1 合金的流動性和相圖的關系以及流頭阻塞機理

然而流頭阻塞理論顯然不適用于描述壓鑄條件下的合金流動性問題。其一，半固態合金可在固相分數大于0.5時壓鑄充型，遠遠大于流頭阻塞理論所提出的臨界固相分數；其二，壓鑄的充型時間小于0.1 s，在這么短的充型時間內流頭的溫降不大；其三，內澆道合金液流速可大于50 m/s，在這么大的運動速度下，金屬液滴（包括已凝固成固相顆粒）也會在慣性作用下運動相當長的距離。為此，壓鑄條件下金屬液的流動性與流頭凝固現象相關性不大。作者發現，壓鑄時的流動停止與在壓室中形成的預結晶枝晶堵塞內澆道相關。本文簡述作者近年來在鋁合金壓鑄流動性方面的研究工。選用結晶溫度范圍變化較大的合金進行重力鑄造和壓鑄兩種條件下的合金流動性研究，驗證這些特定合金在這兩種不同鑄造條件下合金的流動性隨合金結晶溫度范圍的變化趨勢截然不同。通過壓鑄件的金相檢測，顯示壓鑄條件下合金液停止流動的物理機制。通過使用Darcy定律計算流動阻塞處的壓降，證明此壓降與壓頭壓強數量級相同，從而證明作者提出的壓鑄條件下的流動停止機理成立。

1 試驗過程

1.1 試驗合金及熔煉澆注

試驗選用的合金及其成分見表1。除4個商業合金外，選擇純鋁和低硅合金，使試驗合金的成分范圍增大，從而驗證麻省理工提出的流頭阻塞理論在重力鑄造和壓鑄條件下的可行性。為防止壓鑄金屬型粘模，將A356合金的含鐵量提高到A380合金的水平。試驗合金用10 kg電阻爐熔化，加熱到750 ℃，保溫30 min后，隨爐冷卻到澆注溫度。合金的澆注溫度選擇為高于該合金液相線70 ℃，即過熱度為70 ℃。使合金液在相同過熱度條件下充型，從而消除過熱度對合金流動性的影響。合金的液相線和固相線溫度用ThermoCalcTM和Al-3熱力學數據庫計算。表2列出表1中合金的液相線溫度、固相線溫度和結晶溫度范圍，并列出合金液的澆注溫度。

表1 本試驗選用合金的化學成分 wB/%

表2 試驗合金的液相線和固相線溫度，結晶溫度范圍和澆注溫度

1.2 流動性測試方法

使用了兩種方法測試合金的流動性。第一種是麻省理工開發的Ragone方法，見圖2a。合金液在表2給定的溫度下吸入內徑4 mm室溫陶瓷管，真空泵的壓力控制在82 cm水柱。陶瓷吸管的水平度對試驗結果影響不大。詳細的Ragone試驗方法參見麻省理工已發表的文獻。Ragone方法被認為是在重力鑄造條件下研究合金流動性的最精確的方法。

第二種是作者在橡樹嶺實驗室開發的Han方法。作者使用一臺128 t鎖緊力的壓鑄機，用H13鋼模具制備如圖2b所示的壓鑄件。模溫130 ℃，壓室內徑5.08 cm，壓頭最高速度254 cm/s，最大壓強13.8 MPa。詳細的壓鑄試驗條件參見作者已發表的文獻。鑄件由三段熱裂試樣和一段回形流動性試樣組成，可同時用于測定合金的熱裂傾向和流動性。熱裂試樣厚6 mm，寬32 mm，長分別為57 mm，76 mm，127 mm。回形流動性試樣厚1 mm，寬15 mm，長914 mm。熱裂試樣可視為壓鑄件的橫澆道，流動性試樣的入口可視為壓鑄件的內澆道。回形的邊長隨合金液的充型流動而遞減。這樣的流動性試樣設計，使壓鑄條件下離散的流頭液滴獲得一定的形狀規范，從而減小離散流頭液滴由于與主流充型液流分離而帶來的流動長度測量誤差。然而，即使使用這樣的回形流動試樣，凝固后的流頭仍然極易在鑄件脫模時從鑄件本體脫落而成為碎片，帶來一定的試驗誤差。

1.3 壓室中的凝固組織模擬

在圖2b所示的熱裂試樣和流動試樣中，往往含有部分在壓室中形成的枝晶組織。為區別壓室內形成的枝晶組織和鑄型內形成的組織，選用A380鋁合金，在表2中的過熱度條件下，澆入與壓室內徑相同的鋼管，開展了兩個凝固試驗，以揭示壓鑄條件下合金液流動停止機理。第一個是合金液自然凝固，以確定合金的二次枝晶臂間距。第二個是合金液在高強超聲攪拌作用條件下的凝固，近似模擬金屬液在壓室中受到強制擾動時破碎枝晶的形貌。詳細的試驗條件參見作者已發表的文獻。

圖2 Ragone試驗法和Han試驗法制備的壓鑄件

2 試驗結果及分析

2.1 流動性和合金間隔的關系

用表1所列合金實測了兩種鑄造條件下的流動長度，所測得的流動長度和合金的結晶溫度范圍之間的關系見圖3。用Ragone方法獲得的試驗數據，呈現出合金流動性和合金結晶溫度范圍之間的反比關系，與圖1所示的著名試驗結果一致。試驗結果表明，在重力鑄造條件下，麻省理工的流頭阻塞理論，不僅適用于如圖1所示的二組元合金，也適用于多組元商業合金。

然而，圖1所示的壓鑄條件下的流動性和結晶溫度范圍的規律與重力鑄造條件下的規律完全相反。使用Han方法所獲得的壓鑄條件下試驗數據如圖3所示，合金的流動性隨合金的結晶溫度范圍增加而增加，這一趨勢與重力鑄造條件下的趨勢完全不同。例如，純鋁（結晶溫度范圍等于0）在重力鑄造條件下的流動性應該優于結晶溫度范圍大于0的合金，但在壓鑄條件下，其流動性反而低于結晶溫度范圍大于0的合金。為此，圖3所示的試驗結果預示著壓鑄條件下金屬液充型流動的停止機理與重力鑄造條件下的流動停止機理存在不同之處。

圖3 實測的流動長度與合金結晶溫度范圍計算值之間的關系

2.2 壓鑄條件下合金的流動性和固相線溫度的關系

將圖3中壓鑄條件下合金的流動長度和表2中所列的合金固相線溫度建立關系，可獲得圖4。由圖4可知，合金液的流動長度隨合金的固相線溫度提高而降低。壓鑄條件下合金的流動性和合金固相線之間這樣的單調下降關系，顯然與重力鑄造條件下的關系完全不同。重力鑄造條件下的關系如圖1所示，當合金成分低于單相合金溶質最大飽和度時，合金的流動性隨固相線的降低而減低；在共晶成分范圍內，合金的固相線溫度是個常數，但其流動性可變化數倍。可見，重力鑄造條件下合金的流動性與固相線溫度之間的關系沒有像壓鑄條件下的線性遞減關系。這樣的差異預示著兩種鑄造條件下的合金液流動停止機制的不同。壓鑄條件下合金流動性與合金的固相線溫度密切相關，預示著壓鑄時合金可在極高的固相分數條件下充型。

圖4 壓鑄條件下實測的合金流動長度與計算的合金固相線溫度之間的關系

2.3 A380 合金在壓室內凝固時枝晶形貌

壓室凝固組織模擬研究結果如圖5所示。當A380合金液澆入壓室后自然凝固時，初生鋁相生長為發達的枝晶（圖5a），枝晶間富集著鋁硅共晶組織和各類含鐵相（圖5b）。在選定的數個一次枝晶臂上測量二次枝晶臂間距，其平均間距大約為15~25 μm（圖5b）。當A380合金液澆入壓室后在高強超聲振動的影響下凝固時，一次枝晶臂完全消失（圖5c），形成孤立的枝晶碎片（圖5d）。這些枝晶碎片主要由一次枝晶臂上游離的二次枝晶臂組成。大多數枝晶碎片接近橢圓形，其最小直徑大于圖5a、圖5b所示的二次枝晶臂間距。顯然，高強超聲振動促進了液態溶質擴散，從而促進了枝晶碎片的粗化過程，使得枝晶碎片的最小直徑大于合金自然凝固時的二次枝晶臂間距。

圖5 A380合金在壓室中自然凝固組織以及在超聲振動攪拌條件下的凝固組織

二組元合金凝固時的二次枝晶臂間距（d2）和局部凝固時間（tc）的定性公式由Flemings等人推導而出。Han等人將二組元模型推廣為多組元模型如下：

式中：下標i代表第i個合金元素相應的參數，N是合金系中的合金元素數目，φ，σ是常數，L是合金的結晶潛熱，T0是合金的液相線溫度，m、Cr、k和D是合金元素的液相線斜率、含量、平衡分配系數和擴散系數。

對于A380合金，公式（1）被估算為下式：

式中：tC的單位為s，d2的單位為μm。令合金在凝固期間的平均冷卻速度為q，則tc=（TL-TS）/q，帶入式（2），可得到：

式中：TL和TS是合金的液相線溫度和固相線溫度。對表2所列的A380合金而言，TL-TS=77。使用公式（3）可估算A380合金凝固組織二次臂間距與平均冷卻速度的關系，估算結果見表3。圖5a、圖5b中二次臂間距大約15~25 μm，其對應的局部凝固時間大約為34~158 s，平均冷卻速度大約為2.3~0.95 ℃/s。對于一個約5 cm直徑的A380鋁棒，其凝固時間和冷卻速度與估算結果大致吻合。

表3 二次枝晶臂間距和用公式（2）和（3）計算的局部凝固時間以及平均冷卻速度

2.4 A380 合金在壓鑄件中的枝晶形貌

在壓鑄過程中，當金屬液澆入壓室后受壓室急冷，開始形成一些鋁枝晶。這些枝晶通常稱為預結晶枝晶（pre-solidified dendrites，PSDs）或外生晶（Externally Solidified Crystals，ESCs）。然后，含有一定數量預結晶枝晶的金屬液被壓頭在一定的速度和壓力控制下壓入鑄型充型。這些預結晶枝晶的生長受壓頭推進所帶來的液態擾動影響，其晶體形貌介于圖5所示的形貌之間。

壓鑄件流動性試樣接近流頭的典型凝固組織見圖6a，存在兩類白色的枝晶組織。這兩類枝晶組織的尺寸呈雙峰分布，見圖6b。較大枝晶的直徑約20 μm，與圖5中的枝晶尺寸數量級接近。顯然，這些晶粒是壓室中形成的枝晶碎片，是預結晶枝晶或外生晶。較小晶粒的直徑約2~5 μm。部分小晶粒呈現一次枝晶臂及其整齊排列的二次枝晶臂，二次枝晶臂間距約2~5 μm。這些較小的晶粒應該是金屬液在鑄型中快冷所形成的枝晶組織。盡管圖5中的預結晶枝晶或外生晶的分布比較均勻，但是，這些預結晶枝晶在鑄件某些部位的分布極不均勻。

圖6 A380合金在流動試樣流頭前端的凝固組織 和晶粒直徑（或二次臂間距）分布

壓鑄件中各特征部位的組織見圖7。各標號部位的位置見圖中鑄件。各標號位置的組織圖上（或附近）注有標號。1號位置位于料餅附近，壓頭高速高壓末期，將料餅中的物質擠壓到此處，體現料餅內部組織。其金相組織中的二次臂間距約20 μm，說明這些枝晶是在壓室中形成的預結晶枝晶或外生晶枝晶碎片。3號位置處在流道的一個末端點。金屬液在此末端區形成強紊流甚至水錘效應，使得該區的預結晶枝晶組織比1號位置進一步破碎。預結晶枝晶組織在這兩個部位的分布基本均勻，但3號位試樣中預結晶枝晶體積分數大大低于1號位試樣中的預結晶枝晶體積分數。

充型過程中，金屬液的主流通過2號位流向4~9號位的熱裂試樣，然后充入流動試樣11~20各部位。與3號位的組織明顯不同，在5~9號位的熱裂試樣的壁厚中心部，收集了大量的白色預結晶枝晶碎片。圖7中上部是6號位置組織放大圖。在6.15 mm厚的熱裂試樣中，存在嚴重的預結晶枝晶偏析。試樣上下表面約1.2mm厚的邊界層內的預結晶枝晶碎片遠遠低于試樣中心部位。類似的預結晶枝晶組織分布發生在5，7~9號位置，預結晶枝晶分布極不均勻。事實上，預結晶枝晶組織在5-9部位的鑄件中形成了一個連續的預結晶枝晶芯。在此芯中，預結晶枝晶的固相分數大于0.5。為此，可以斷定此預結晶枝晶芯中的枝晶已形成連續枝晶骨架，可傳遞壓應力。

圖7 A380合金壓鑄件的流動試樣中的凝固組織

預結晶枝晶芯的形成與預結晶枝晶在流體中所受的作用力有關。當大量預結晶枝晶進入流動通道后，流體的粘度大幅度增加，流體流動邊界層增厚。在邊界層中的流體趨向層流狀態，且具有較大的流動速度梯度。處在該流動速度梯度的固態顆粒（例如預結晶枝晶顆粒）將受到一個垂直于模具/金屬液界面的Saffman力。在這個Saffman力的作用下，固態顆粒向著遠離模具/金屬液界面的方向運動，從而在模具/金屬液界面層留下一個貧預結晶枝晶顆粒的共晶液體區。此共晶液體區凝固后，形成如圖7上部圖中所示的1.2 mm厚的貧預結晶枝晶顆粒區。

流動性試樣中的典型組織如圖7中位置11、15、20所示。預結晶枝晶偏析仍然發生在位置11，但在位置15和20，預結晶枝晶的分布趨向均勻。根據金相組織對比，預結晶枝晶在位置15和20的固相分數與位置3的固相分數近似。尤其是在試樣的流頭的位置20，預結晶枝晶的固相分數遠低于形成固相骨架的臨界分數。這樣低的預結晶枝晶固相分數難以阻塞流頭。此外，如圖7所示，位置20的流頭試樣厚度低于位置15處的試樣厚度，這表明流頭并未充滿流動試樣的型腔。因此，即使流頭中的固相分數足夠高或完全凝固，此流頭也可借助運動慣性而保持運動，從而不會顯著阻礙其后續流體的運動。

2.5 壓鑄條件下合金液流動停止機理

上述試驗結果表明，在重力鑄造條件下流頭阻塞合金液充型流動的理論不適用于描述壓鑄條件下的充型流動停止問題。作者解析了流頭充型過程中的一維散熱問題，得到充型過程中流頭的溫降ΔT與充型時間t的關系如下：

式中：合金凝固時的等效熱容定義為CpE=Cp+L/（TL-TS），合金液的熱容Cp取1.08×10³ J/（kg·K）-¹，合金凝固潛熱L取，環境溫度TR取20 ℃，界面換熱系數h取7.0×10³ W·m-²·s-¹，合金液密度ρ取2 600 kg·m-³，流動試樣厚度W取0.001 m。式中的充型時間t可由壓室直徑5.08 cm、壓頭速度254 cm·s-¹、流動試樣形狀（1 mm厚、15 mm寬、95 cm長）估算。將這些數值代入公式（4），可獲得僅0.003 s。在此段充型時間內，溫度降低僅1.58 ℃，這么小得溫降難以在本試驗中使流頭中的固相率發生顯著變化。因此，在本試驗使用Han方法的壓鑄條件下，流頭的狀態對金屬液充型流動影響不大。

圖7中在熱裂試樣5~9部位壁厚中心形成的連續的預結晶枝晶芯可對充型流動產生很大的影響。如圖7中上部所示，預結晶枝晶芯的厚度約3.85 mm，而流動性試樣的厚度僅1 mm。當這層3.85 mm厚且可傳遞壓應力的預結晶枝晶芯頂到流動試樣入口處時，液體只能通過預結晶枝晶間的間隙流動。

流體以流速V通過厚度為dx的單位面積糊狀區時的壓降dp由如下Darcy′s公式描述：

其中糊狀區的滲透率Ks可表述為：

將（5）和（6）兩式合并可得：

式中：根據文獻，金屬液的粘度μ =2.09×10-³ N s·m-²，滲透率系數kc=5.0，單位體積預結晶枝晶的表面積Sv=8×10 4 m-¹，液相分數fL假設為0.5。金屬液流過含有預結晶枝晶芯的熱裂試樣（厚6 mm、寬32 mm）的流速V可通過壓頭直徑和運動速度估算出，約26.58 m·s-¹。將這些數據代入公式（7）計算出液體流過含有預結晶枝晶芯的熱裂試樣的壓降約356 MPa·m-¹。試驗中含有預結晶枝晶芯段的長度約0.127 m，對應的壓降約45 MPa，遠遠大于壓頭的最大壓強13.8 MPa。

計算壓降大于壓頭壓強應該是源于計算誤差。如圖7所示，預結晶枝晶在熱裂試樣中的分布并不均勻，而使用Darcy′s公式的條件是枝晶在糊狀區均勻分布，為此，使用Darcy′s公式過高地估算了流體壓降，但是使用Darcy′s公式的估算結果至少說明液體流過含有預結晶枝晶芯的熱裂試樣時的壓降和壓頭的壓強數量級相同。當壓頭壓強難以克服液體流過糊狀區的壓降時，金屬液的充型流動停止。

根據上述估算，可以初步確認壓鑄條件下金屬液停止充型流動的原因是在壓室中形成的預結晶枝晶或外生晶進入鑄型型腔后，聚集在鑄件厚/薄壁交界處的薄壁前沿（圖7中預結晶枝晶聚集在熱裂試樣中的薄壁流動性試樣的前沿或一般壓鑄件的內澆道前沿），從而阻塞了液體從鑄件的厚壁部位向薄壁部位的充型流動，出現預結晶枝晶阻塞流動現象。

由于在流動阻塞處，預結晶枝晶會在擠壓作用下達到較高的固相分數，其對應的溫度接近合金的平衡固相線。為此，在壓鑄條件下，合金的流動性與合金的固相線溫度有如圖4所示的密切相關性。

根據出現預結晶枝晶阻塞流動這一物理現象，可以通過改變壓鑄工藝減少壓室內預結晶枝晶的形成，從而改善合金的流動性。提高合金液的澆注溫度或提高壓室溫度，可減少壓室內預結晶枝晶的生成。但這兩種方法會加速鋁合金液對壓室的溶蝕，導致壓鑄成本提高。

另一個有效的方法是改變壓室中預結晶枝晶的形貌，使其成為圓形預結晶晶粒。圓形晶粒由于其流變性，可在高應力區觸變（shear-thinning），從而避免阻塞流道。眾所周知，半固態材料可以在固相分數大于0.5時壓鑄成形。生產實踐也發現，壓鑄時半固態合金比液態合金更容易充型薄壁鑄件。

3結論

（1）經典流頭凝固阻塞理論較好地描述了重力鑄造條件下合金流動性與合金結晶溫度范圍成反比。然而，流動阻塞理論不適用于描述壓鑄條件下合金的流動性問題。壓鑄合金的流動性與合金結晶溫度范圍成正比。

（2）壓鑄條件下合金的流動性與合金的平衡固相線有較好的單調線性關系。合金的流動性隨合金的平衡固相線的降低而增加。重力鑄造條件下合金的流動性與合金的固相線之間沒有單調線性關系。

（3）壓室內形成的預結晶枝晶是壓鑄過程中流動阻塞的根源。這些預結晶枝晶進入澆道，在內澆道前沿聚集，形成預結晶枝晶芯，當此預結晶枝晶芯阻塞內澆道時，充型流動停止，避免預結晶枝晶芯的形成可改善壓鑄條件下合金的流動性。可以通過改變壓鑄工藝減少壓室內預結晶枝晶的形成，從而改善合金的流動性。提高合金液的澆注溫度或提高壓室溫度，可減少壓室內預結晶枝晶的生成。另一個有效的方法是改變壓室中預結晶枝晶的形貌，使其成為圓形預結晶晶粒。

作者：

韓青有
東南大學機械工程學院

本文來自：鑄造雜志，《壓鑄周刊》戰略合作伙伴