原標(biāo)題：擠壓鑄件不同部位和壁厚組織及溶質(zhì)分布

摘要：研究了擠壓鑄造零件不同部位的微觀組織和Cu含量并討論了壁厚對試樣微觀組織和Cu含量的影響，利用光學(xué)顯微鏡和直讀光譜儀，觀察和測量了零件各部位微觀組織變化和溶質(zhì)含量變化。結(jié)果表明，隨著試樣距內(nèi)澆口道距離（158、201、245、284 mm）依次增大，試樣的晶粒變得粗大，晶粒尺寸由18.35μm變?yōu)?9.85μm。Cu含量由表面的1.73%~1.77%增加到心部的1.81%~1.87%，硬度(HV)由表面的102.5~106減小到心部的96~99；壁厚越大（6、17、27.5 mm），心部的硬度值越小，最小值為96HV，晶粒變得粗大，晶粒尺寸為45.22 μm，心部銅含量增加；從試樣表面至心部，銅含量呈增加趨勢，由表面的1.73%~1.75變?yōu)樾牟康?.83%~1.85%，硬度呈減小趨勢。

擠壓鑄件具有優(yōu)異的力學(xué)性能、更細(xì)的晶粒尺寸和更均勻的顯微組織。在擠壓鑄造過程中，固-液相區(qū)在擠壓力作用下，發(fā)生強(qiáng)制性的補(bǔ)縮，從而消除鑄件內(nèi)部縮孔、縮松、氣孔之類鑄造缺陷，并且增加了金屬液的過冷度以及與模具接觸界面的傳熱系數(shù)，以獲得細(xì)小致密的鑄件組織，從而提高鑄件質(zhì)量和力學(xué)性能。由于金屬液在充型過程中受到模具壁的激冷，在模具表面先凝固，形成一層薄的激冷層，在金屬液充型過程中，激冷層受到擠壓力的作用而產(chǎn)生塑性變形，導(dǎo)致從內(nèi)澆口處開始，擠壓力逐漸減小，擠壓力的變化和零件不同部位壁厚的不同，導(dǎo)致零件不同部位組織和溶質(zhì)含量的不同。目前關(guān)于擠壓鑄造工藝參數(shù)對零件的組織和溶質(zhì)含量影響的研究報(bào)道很多，但關(guān)于同一零件上不同部位和壁厚對鑄件不同部位組織及溶質(zhì)含量和性能的影響報(bào)道較少，因此研究擠壓鑄造承力件不同位置和壁厚的組織及溶質(zhì)分布對擠壓鑄造件成分設(shè)計(jì)、性能評價(jià)，以充分發(fā)揮材料的潛能具有積極意義。

1、試驗(yàn)材料及方法

選用ADC12鋁合金，將ADC12在KGPS160/500中頻感應(yīng)爐里進(jìn)行熔煉，熔煉溫度為750±20 ℃，在680±20 ℃下澆注，利用SCH-350擠壓鑄造機(jī)進(jìn)行擠壓鑄造，用M5000直讀光譜儀測得其化學(xué)成分見表1。獲得擠壓鑄造零件見圖1。選擇部位1、部位2、部位3和部位4作為不同部位的組織和溶質(zhì)含量的研究對象，其距內(nèi)澆口的距離見表2。選擇壁厚為17 mm的部位2、壁厚為6 mm的部位5和壁厚為27.5 mm部位6作為壁厚對組織和溶質(zhì)分布影響的研究對象。

圖1 制件及取樣部位示意圖

圖2 金相及成分試樣制備方法示意圖

表1 ADC12合金的化學(xué)成分wb/%

表2 取樣部位距內(nèi)澆口距離

根據(jù)圖2，將試樣平行于表面剖切，在每個(gè)試樣上選5個(gè)區(qū)域，距試樣定模表面距離為r=0、0.25L、0.5L、0.75L、L，L為整個(gè)樣件的厚度，對試樣進(jìn)行拋光和磨光，采用體積分?jǐn)?shù)為1.5%HF腐蝕10 s，利用OLYMPUS-GX71-6230A金相顯微鏡觀察試樣的微觀組織，對其進(jìn)行直讀光譜分析，測定各試樣由心部到表面Cu含量的分布，并繪制不同部位和不同壁厚的銅含量曲線圖，然后利用HVS-50維氏硬度計(jì)按測定各試樣由心部到表面的硬度變化，硬度取值為測定5點(diǎn)取均值法，并繪制不同部位和不同壁厚的硬度曲線。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同部位的微觀組織和Cu含量

2.1.1 不同部位的微觀組織

圖3為不同部位試樣心部的微觀組織。可以看出，其組織由白色的α-Al相，黑色的共晶Si相組成。隨著到內(nèi)澆口距離增大，試樣的晶粒越粗大。金屬液在充滿型腔后在壓力作用下凝固，與模具先接觸部位先凝固，但壓力仍作用在鑄件上。與直接擠壓鑄造工藝不同，此時(shí)鑄件表面只發(fā)生微量塑性變形。由于先凝固組織阻礙了壓力的傳遞導(dǎo)致擠壓力的損失，即零件每個(gè)部位上的擠壓力大小不同，且隨著到內(nèi)澆道距離的增大，擠壓力逐漸減小。由圖1可以看出，試樣1離澆口最近，所以作用在試樣1上的擠壓力最大，其次是試樣2，試樣3，試樣4，其晶粒大小的分布規(guī)律也是試樣1最細(xì)小，由小到大依次是試樣2，試樣3，試樣4，晶粒尺寸由試樣1的18.35 μm增大為試樣4的39.85 μm。
對各點(diǎn)模具溫度采用紅外溫度測溫儀測量，其結(jié)果見表3。結(jié)果表明，各點(diǎn)溫度基本一致，因此可以假設(shè)金屬液在同一外界條件下凝固。

表3 各取樣位置模具溫度

研究表明，改變合金上的擠壓力，將引起其平衡結(jié)晶溫度的變化，并且有如下關(guān)系式：

可以近似的寫成

式中，P為擠壓力；V_S、V_L為單位質(zhì)量液相和固相的體積；T_f為P=1.1MPa時(shí)的平衡溫度。

ADC12合金凝固時(shí)體積收縮，也就是V_S-V_L<0，由式（2）可知，當(dāng)距離內(nèi)澆口距離減小時(shí)，擠壓力隨之增大，使合金的平衡溫度升高。在擠壓鑄造下，由于擠壓力的作用，使合金的液相線溫度升高，增加了合金的過冷度。

金屬液凝固時(shí)的臨界晶核半徑r_k和臨界形核功為：

式中，L_m為熔化潛熱； 為密度； 為表面張力； 為過冷度。

由式（3）和式（4）可知，提高過冷度可以減小臨界晶核半徑和臨界形核功，從而引起結(jié)晶核心數(shù)量的增加，結(jié)晶核心數(shù)目越多，則晶粒越細(xì)小。

圖3 不同部位的微觀組織

2.1.2 不同部位Cu含量

圖4是不同部位試樣由表面到心部的Cu含量變化曲線。可以看出，從鑄件表面到心部，Cu含量呈增加趨勢,由表面的1.73%~1.77%增加到心部的1.81%~1.87%。這是因?yàn)锳DC12合金為近共晶型合金，其結(jié)晶溫度范圍窄，凝固平衡分配系數(shù)k0<1，凝固方式表現(xiàn)為層狀凝固特征，在擠壓鑄造過程中，金屬液由外到內(nèi)凝固結(jié)晶形成枝晶骨架，Al₂Cu相凝固點(diǎn)低于共晶相和α相的凝固點(diǎn)，鑄件外側(cè)先凝固的固相區(qū)在擠壓力的作用下發(fā)生微量塑性變形，Al₂Cu相由枝晶間的金屬液沿著枝晶通道被強(qiáng)行擠向鑄件內(nèi)側(cè)。

胡漢起等研究表明，鑄件表皮枝晶內(nèi)溶質(zhì)分布的公式為：

式中， ，  為合金的凝固收縮率；u為凝固速度；V為金屬液流動速度； 為冷卻速度；T為溫度梯度。

因此對于某個(gè)區(qū)域內(nèi)的溶質(zhì)平均濃度可以表示為：

簡化式（6）為：

在某一局部區(qū)域內(nèi)，根據(jù)加權(quán)公式有：

式中， 是固態(tài)質(zhì)量分?jǐn)?shù)； 為液態(tài)質(zhì)量分?jǐn)?shù)，根據(jù)式（8）可以求出固態(tài)周圍液相中溶質(zhì)元素的含量為：

由式（5）可以看出區(qū)域內(nèi)溶質(zhì)元素的含量是由 決定的， ADC12鋁合金的平衡凝固系數(shù)k₀<1，因此隨著q值增大，C—_S隨之減小。模具表面溫度低，導(dǎo)致冷卻速度增大，從而q增大，C—_S也減小。由式（7）可以看出，C—_S減小，C—_L增大，也就是液相中溶質(zhì)含量比固相中高，所以沿著枝晶通道被擠向心部的金屬液溶質(zhì)含量高，從而導(dǎo)致心部銅含量高，表面銅含量低。

圖4 由表面到心部銅含量

圖4為ADC鋁合金擠壓件由表及里的Cu含量。可以看出，試樣1到試樣4隨著距內(nèi)澆口距離的增大，心部銅含量逐漸減小由1.87%將至1.81%。在零件充型凝固過程中，由于金屬液由外向內(nèi)凝固結(jié)晶形成枝晶骨架，鑄件外側(cè)先凝固的固相區(qū)在擠壓力的作用下發(fā)生塑性變形，這樣導(dǎo)致在充型的過程中擠壓力有損失，即零件每個(gè)部位上的擠壓力大小不同，且隨著到內(nèi)澆口距離的增大，擠壓力逐漸減小。根據(jù)Darcy定律，枝晶間液體金屬的流動速度V與壓力梯度呈線性關(guān)系，關(guān)系式為：

式中,K為滲透系數(shù)，K=Vf_L²，它取決于枝晶間隙大小, 其中V為與枝晶間隙和結(jié)構(gòu)有關(guān)的常數(shù)；f_L為液相的體積百分?jǐn)?shù);Z為液相的粘度系數(shù)；P為三維空間中的壓力梯度;g為重力加速度，d_L為液體的密度。

當(dāng)考慮到一維流動及液體的均質(zhì)性，式(10)變?yōu)椋?/p>

顯然金屬流動速度和動力粘度系數(shù)、液相體積分?jǐn)?shù)和壓力梯度有關(guān)，在擠壓鑄造過程中擠壓力P遠(yuǎn)大于凝固收縮造成的負(fù)壓，由式（11）可以看出，外加壓力愈大, 則枝晶間液體流動速度加快，鑄件心部Cu的含量增大。

2.1.3 不同部位的硬度值

圖5為不同部位試樣由表面到心部硬度的變化曲線。可以看出，從試樣表面到心部，硬度值呈減小的趨勢。硬度(HV)由表面的102.5~106變?yōu)樾牟康?6~99。由于鑄件表面與模具壁接觸，冷卻速度增大，結(jié)晶完成所需要的時(shí)間短，溶質(zhì)再分配起到的作用很小，提高了合金的硬度，而心部形成的樹枝晶較為粗大，所以心部位置硬度相對較低。

圖5試樣不同位置的硬度值

從圖5可以看出,試樣1到試樣4隨著到內(nèi)澆道距離的增加，硬度值呈下降趨勢。由于到內(nèi)澆道距離增大，擠壓力減小，金屬液的過冷度也減小，從而導(dǎo)致金屬液的冷卻速度減小，在金屬液凝固的過程中心部形成的縮松缺陷增多，所以合金的心部硬度減小。

2.2 壁厚對組織和Cu含量的影響

2.2.1 壁厚對微觀組織的影響

圖6是不同壁厚試樣的心部顯微組織。可以看出，試樣5的晶粒最細(xì)小，厚壁試樣6的晶粒比較粗大，經(jīng)測算得出，隨著壁厚增加，晶粒尺寸分別為18.25 μm、27.38 μm和45.22 μm。試樣2、試樣5和試樣6離澆道的距離都為201 mm，所以在充型過程中，到達(dá)這3個(gè)位置的擠壓力相同，壁厚依次是27.5 mm（試樣6）、17 mm（試樣2）、6 mm（試樣5），壁薄的試樣所含的金屬液少，在凝固過程中冷卻速度快，導(dǎo)致過冷度增大，根據(jù)式（3）和式（4）的分析，提高過冷度可以減小臨界晶核半徑和臨界形核功，從而引起結(jié)晶核心數(shù)量的增加，結(jié)晶核心數(shù)目越多，則晶粒越細(xì)小，所以試樣5的晶粒最細(xì)小。

圖6 不同壁厚試樣顯微組織

2.2.2 壁厚對Cu含量的影響

圖7為不同壁厚試樣表面到心部位置銅的含量。可以看出，從試樣表面到心部，銅含量呈增加趨勢，由表面的1.73%~1.75變?yōu)樾牟康?.83%~1.85%，試樣1、試樣5和試樣6的心部銅含量分別為1.85%、1.84%和1.83%。由式（9）可知，金屬液中溶質(zhì)含量高，在擠壓力的作用下，這些富Cu的金屬液被強(qiáng)行擠到試樣心部，導(dǎo)致心部Cu含量比兩側(cè)高。

圖7 不同壁厚試樣不同位置Cu含量

由圖7可以看出，隨著壁厚增加，試樣的心部銅含量也隨之增加。壁厚的大小決定著合金液的冷卻速度，壁薄的試樣冷卻速度快，根據(jù)滲透系數(shù)關(guān)系可知，冷卻速度快，枝晶間隙就小，滲透系數(shù)也就小，金屬液的流動速度也就小，從而富Cu金屬液流到心部的也就少，所以壁厚的試樣心部含銅量高。

2.2.3 壁厚對試樣硬度的影響

圖8為試樣不同位置的硬度變化。可以看出，從試樣表面到心部，硬度值(HV)減小，由表面的103.75~106降至心部的97~100.5。這是因?yàn)锳DC12為層狀凝固特征，由于鑄件表面與模具壁接觸，冷卻速度增大，結(jié)晶完成所需要的時(shí)間短，形成的縮松縮孔很少，而心部最后凝固，很容易形成縮松等缺陷，降低了合金心部的硬度。

圖8 試樣不同位置的硬度

由圖8可以看出，隨著壁厚增加，試樣的硬度降低，其中試樣6硬度最低,為97HV。這是因?yàn)樵嚇颖诒。饘僖旱睦鋮s速度快，其固液界面前方合金液中的溫度梯度較大，ADC12合金在相圖上液相線和固相線間隔較小, 導(dǎo)致其凝固方式為層狀凝固特征，在凝固過程中，鑄件斷面上的凝固區(qū)域很窄，靠近凝固前沿的液體溫度低，首先在其上凝固。已凝固的晶體中的溶質(zhì)摩爾分?jǐn)?shù)比平均含量低，多余的溶質(zhì)原子被排斥在周圍的液體中，使這部分液體的凝固點(diǎn)降低，晶體生長暫時(shí)停止。液體的溫度降低，靠近固體的液態(tài)金屬又在前沿上結(jié)晶，凝固繼續(xù)進(jìn)行。凝固區(qū)域越窄，發(fā)展為柱狀晶的趨勢越大。層狀凝固時(shí)其凝固前沿直接與液態(tài)金屬接觸，當(dāng)液體凝固成為固體而發(fā)生體積收縮時(shí)，可以不斷得到液體的補(bǔ)充，所以產(chǎn)生分散性縮孔的傾向小，壁薄的試樣硬度值高。

3、結(jié)論

（1）在本試驗(yàn)條件下，擠壓力隨距內(nèi)澆口距離的增大而減小，過冷度減小，晶粒粗大，晶粒尺寸由近澆道位置的18.35 μm變?yōu)檫h(yuǎn)澆道位置的39.85 μm。

（2）隨著到內(nèi)澆道距離增大，擠壓力減小，試樣心部的銅含量減小，由表面的1.73%~1.77%變化為心部的1.81%~1.87%，試樣心部的硬度值減小。

（3）由于Al2Cu相通道偏析的作用，隨著距試樣表面距離增大，試樣的銅含量增大，而硬度值減小。試樣4心部最大Cu含量為1.87%，硬度(HV)為96。

（4）隨著壁厚增大，試樣冷卻速度減小，試樣晶粒尺寸由18.25 μm變?yōu)?5.22 μm，心部銅含量隨之增大，而心部硬度值隨著減小，其中試樣6的最低，硬度值為97HV。

作者：

張永冰 吉澤升 汪勝 胡茂良 姜博
哈爾濱理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

宋偉生
哈爾濱吉星機(jī)械工程有限公司

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第06期