鎂合金壓力下凝固技術(shù)研究進(jìn)展

＊賈海龍 丁家源 查敏 王慧遠(yuǎn)

（吉林大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 汽車材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 吉林 130025）

鎂合金具有較高的比強(qiáng)度、比剛度以及良好的阻尼和電磁屏蔽等性能，被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色工程材料”。鑄造鎂合金具有生產(chǎn)效率高、精度高、表面質(zhì)量高等優(yōu)勢，廣泛應(yīng)用于汽車零件、機(jī)件殼罩等?？刂奇V合金凝固組織對于鎂合金強(qiáng)韌化具有重要意義。液態(tài)金屬在壓力作用下充型和凝固，可細(xì)化晶粒，使鑄件獲得強(qiáng)制性補(bǔ)縮，減少氣孔縮孔等鑄造缺陷，提高鑄件力學(xué)性能。本文主要介紹三種鎂合金壓力下凝固技術(shù)的相關(guān)研究進(jìn)展，包括低壓鑄造、壓力鑄造和擠壓鑄造。

1.低壓鑄造鎂合金

(1)低壓鑄造原理及熔體保護(hù)

低壓鑄造技術(shù)是液態(tài)金屬在反重力作用下，從下至上進(jìn)入型腔的一種鑄造方法。低壓鑄造具有充型平穩(wěn)、順序凝固等優(yōu)點(diǎn)，充型壓力一般為20～60kPa。低壓鑄造原理如圖1所示。

由于鎂化學(xué)性質(zhì)十分活潑，與空氣接觸極易燃燒、氧化，所以低壓鑄造充型過程中，必須對金屬液進(jìn)行保護(hù)。常見的保護(hù)方法有溶劑保護(hù)法、氣體保護(hù)法和合金保護(hù)法。

溶劑保護(hù)法，即在金屬液表面形成保護(hù)層，隔絕空氣。目前，具有代表性的保護(hù)熔劑有美國的Dow230和Dow234、英國的Standard MZ等，國內(nèi)有上海交通大學(xué)研制的JDMF覆蓋劑和JDMJ精煉劑等。

氣體保護(hù)法，一般為CO2和SF6混合氣體。李新雷等[1]發(fā)明了一種適用于大型低壓鑄造鎂合金構(gòu)件的金屬液保護(hù)方法。通過傳感器配合控制電路對熔煉爐內(nèi)各保護(hù)氣進(jìn)行實(shí)時(shí)檢測，動(dòng)態(tài)調(diào)整各保護(hù)氣氣壓，實(shí)現(xiàn)了鎂合金熔體的良好保護(hù)。

合金保護(hù)法指的是添加特定的元素來影響鎂合金氧化的熱力學(xué)反應(yīng)與動(dòng)力學(xué)過程，使鎂合金在熔煉過程形成致密氧化膜，達(dá)到阻燃的目的。目前，合金化阻燃元素主要有：Ca、Be、稀土、Bi和Zn等。

(2)低壓鑄造技術(shù)

低壓鑄造充型平穩(wěn)，且在壓力作用下可以實(shí)現(xiàn)較好的補(bǔ)縮效果，使得鑄件具有較好的力學(xué)性能。研究發(fā)現(xiàn)，與重力鑄造相比，低壓鑄造可顯著細(xì)化AZ91鎂合金晶粒，使部分Mg17Al12相由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙頪2]。此外，壓力有利于凝固后期金屬液補(bǔ)縮，提高凝固組織致密度。

目前，基于反重力鑄造與真空消失模鑄造相結(jié)合，已研發(fā)出一種新型鎂合金真空低壓消失模鑄造方法及設(shè)備[3]。鑄造成形過程中金屬液在真空和氣壓的雙重作用下澆注充型，大大提高了液態(tài)鎂合金的充型能力，有效克服了重力消失模中常出現(xiàn)的澆不足、冷隔等缺陷。然而，采用真空低壓消失模鑄造工藝進(jìn)行鎂合金鑄造，真空度和氣壓的雙重作用使充型過程的控制變得更為復(fù)雜，鑄件易出現(xiàn)孔隙類缺陷。

2.鎂合金擠壓鑄造

(1)擠壓鑄造原理

擠壓鑄造是金屬液在低速充型過程中施加壓力并持續(xù)保壓以獲得組織致密鑄件的鑄造技術(shù)（保壓壓力一般為50～100MPa）。通常根據(jù)壓力對金屬液的作用形式，擠壓鑄造分為直接擠壓鑄造和間接擠壓鑄造。直接擠壓鑄造指壓力直接通過壓頭作用于金屬液表面，一般多用于形狀簡單的鑄件。間接擠壓鑄造是壓力通過澆道間接作用于液態(tài)金屬上，可以獲得精度較高的鑄件。然而，間接擠壓鑄造壓力的作用效果不如直接擠壓鑄造，鑄件內(nèi)部缺陷相對較多，其原理圖如圖2所示。

(2)擠壓鑄造技術(shù)研究進(jìn)展

影響擠壓鑄造鑄件性能的主要因素有合金成分、壓力、澆鑄溫度以及模具溫度等[4]。壓力對于擠壓鑄造鑄件的主要影響有兩點(diǎn)：提高壓力可以改善氣孔縮孔等鑄造缺陷，提高合金致密度。Chen等[5]研究了重力鑄造、擠壓壓力鑄造和流變擠壓鑄造對AZ91組織和性能的影響。研究表明，相較于重力鑄造，擠壓鑄造可以顯著細(xì)化組織晶粒，減小二次枝晶臂距離間距。Goh等[6]研究了不同擠壓鑄造壓力對AZ91-Ca合金擠壓鑄造鑄件顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，當(dāng)壓力從83MPa增加到111MPa時(shí)，鑄件的二次枝晶臂減小，鑄件抗拉強(qiáng)度由177MPa提升到194MPa。此外，隨著壓力增加，孔隙率降低。

Yong等[7]對Mg-4.2Zn-1Re合金及Mg-4.2Zn-1RE-0.7Zr合金的擠壓鑄造工藝條件進(jìn)行了優(yōu)化（壓力范圍：0.1～120MPa，澆注溫度：720～780℃，模具溫度：225～275℃）。結(jié)果表明，增大擠壓壓力可以使合金凝固加快，有效細(xì)化晶粒。當(dāng)擠壓鑄造壓力從0.1MPa升高到60MPa時(shí)，晶粒尺寸由127.5μm減小到21.0μm。此外，增大擠壓鑄造壓力可顯著降低鑄件孔隙率，使得鑄件的抗拉強(qiáng)度顯著提升。但是，擠壓鑄造壓力超過60MPa時(shí)，較大的擠壓壓力消除了合金內(nèi)部大部分孔隙缺陷，繼續(xù)增加擠壓壓力時(shí)，擠壓鑄造Mg-4.2Zn-1RE鑄件的抗拉強(qiáng)度基本保持不變。

Wang等[8]研究了擠壓鑄造壓力對Mg-4.2Zn-0.7Y合金組織和力學(xué)性能的影響。不同壓力下鑄態(tài)組織均為α-Mg和準(zhǔn)晶Ⅰ相。當(dāng)壓力從50MPa增加至100MPa時(shí)，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別從178.2MPa和4.3%增加至215.7MPa和6.7%，分別提高了21.0%和55.8%。但是，繼續(xù)增加壓力至150MPa時(shí)，晶粒尺寸并未進(jìn)一步減小，顯微組織變得不均勻，使合金抗拉強(qiáng)度和伸長率分別下降至196.8MPa和3.7%。

因此，高擠壓鑄造壓力會(huì)使合金致密度增大，細(xì)化晶粒，可以顯著提升鎂合金力學(xué)性能。但是，當(dāng)壓力超過一定范圍后，對性能提升不明顯甚至下降，并且會(huì)加劇模具的損壞。

澆鑄溫度對鑄件性能主要有兩方面影響：提高澆鑄溫度可以改善金屬液的流動(dòng)性，減少鑄造缺陷；提高澆注溫度會(huì)使晶粒長大，可能會(huì)造成鑄件力學(xué)性能降低。

Zhang等[9]研究了澆注溫度對擠壓鑄造AZ91-Ca鑄件性能的影響。澆鑄溫度從700℃降低到600℃時(shí)，雖然晶粒由明顯的枝晶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)樯徸鶢?，但共晶組織的體積分?jǐn)?shù)基本不隨溫度的變化而改變。降低澆注溫度對力學(xué)性能的提升作用不大。Mo等[10]發(fā)現(xiàn)，隨著澆鑄溫度的降低，擠壓鑄造Mg-12Zn-4Al-0.5Ca合金晶粒尺寸逐漸減小，但鑄件孔隙率增加。隨著澆注溫度降低，抗拉強(qiáng)度和伸長率均先增加后減?。ㄔ?50℃時(shí)出現(xiàn)峰值），屈服強(qiáng)度隨澆鑄溫度降低而降低。擠壓鑄造Mg-12Zn-4Al-0.5Ca合金的最佳澆鑄溫度為650℃，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率分別為211MPa、113MPa和5.2%。Wang等[11]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)澆鑄溫度從720℃下降到680℃時(shí)，擠壓鑄造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金晶粒并沒有得到明顯的細(xì)化，第二相的分布變得不均勻；當(dāng)溫度從680℃下降至640℃時(shí)，相較于澆鑄溫度為720℃時(shí)，晶粒有一定程度的細(xì)化，但第二相分布更為不均勻，但在不同澆注溫度下第二相分?jǐn)?shù)都保持在9%。澆鑄溫度從720℃下降至680℃時(shí)，拉伸屈服強(qiáng)度基本不變，但抗拉強(qiáng)度和伸長率分別下降到220MPa和1.85%；當(dāng)澆注溫度進(jìn)一步降低到640℃時(shí)，拉伸屈服強(qiáng)度提升至158MPa，而抗拉強(qiáng)度和伸長率下降至213MPa和1.49%。

Pavel等[12]綜合研究了3種鑄造工藝（重力鑄造、液態(tài)擠壓鑄造和半固態(tài)擠壓鑄造）對Mg-3Zn-2Ca合金組織和性能的影響。液態(tài)擠壓鑄造和半固態(tài)擠壓鑄造工藝都可顯著提高合金的致密性、細(xì)化晶粒、改變第二相的分布和尺寸；進(jìn)一步熱處理后，Mg2Ca相轉(zhuǎn)變?yōu)楸籆a2Mg6Zn3相薄殼包圍的球體；Ca2Mg6Zn3相中的Zn原子擴(kuò)散到α-Mg固溶體中，抗拉強(qiáng)度和延展性提高。

3.壓力鑄造

(1)壓力鑄造原理

壓力鑄造是金屬液在高壓（一般為15～100MPa）作用下，以較快速度（一般可達(dá)10～100m/s）充填型腔，并且在高壓下凝固的技術(shù)，其原理如圖3所示。目前，壓鑄是鎂合金領(lǐng)域應(yīng)用最廣的成型技術(shù)。壓力鑄造主要有以下優(yōu)點(diǎn)：

①生產(chǎn)效率高，常見的冷室壓鑄機(jī)一小時(shí)可以進(jìn)行50～90次壓鑄；

②壓鑄件的尺寸精度和表面質(zhì)量高，可以制備復(fù)雜形狀的薄壁件；

③力學(xué)性能好。壓鑄過程中鑄件冷卻速度快，又在壓力作用下結(jié)晶，晶粒顯著細(xì)化，力學(xué)性能提高。然而，壓鑄也存在一些缺點(diǎn)：壓鑄過程中，金屬液充型速度快，一般壓鑄條件下鑄件內(nèi)部存在較多氣孔，無法通過熱處理進(jìn)一步提高鑄件性能。此外，壓力鑄造鑄型復(fù)雜、成本高，一般僅適合于較大批量生產(chǎn)。因?yàn)樵诟邏合履蹋瑝毫﹁T造對鑄型材料的抗熱變形和熱疲勞強(qiáng)度的要求很高，壓鑄高熔點(diǎn)合金時(shí)模具壽命較低。

Hrishikesh等[13]分別采用重力鑄造擠壓鑄造和壓力鑄造制備了AZ91合金鑄件，三種鑄件組織均由α-Mg相和Mg17Al12相構(gòu)成。壓力鑄造鑄件具有最精細(xì)組織，擠壓鑄造鑄件其次，重力鑄造組織最粗大，但壓力鑄造組織中存在孔隙缺陷限制了其力學(xué)性能。

(2)壓力鑄造技術(shù)

針對傳統(tǒng)壓鑄工藝存在的缺點(diǎn)，研究人員開發(fā)出了一些新的壓鑄技術(shù)：真空壓鑄法、充氧壓鑄法和半固態(tài)壓鑄等，可顯著減少鑄件的缺陷。真空壓鑄是在壓鑄過程中抽除型腔和壓室內(nèi)的氣體，從而減少鑄件的氣孔缺陷，提高鑄件質(zhì)量的壓鑄工藝。戚文軍等[14]利用真空壓鑄制備了AZ91合金鑄件。相較于普通壓鑄，真空壓鑄鑄件氣孔和縮松量降低70%，抗拉強(qiáng)度提高了17.8%，屈服強(qiáng)度和伸長率也分別提高了17.8%和37.9%。

充氧壓鑄又稱為無氣孔壓鑄，是通過在模具型腔內(nèi)部通入氧氣或其他活潑氣體，置換型腔內(nèi)部空氣，當(dāng)金屬液與氣體接觸后形成氧化物彌散分布在鑄件內(nèi)部，以達(dá)到消除氣孔的目的，并且鑄件可進(jìn)行后續(xù)熱處理進(jìn)一步提升性能。充氧壓鑄需要嚴(yán)格控制充氧時(shí)間和壓力，避免金屬液過度氧化。Kang等[15]對Mg-Al系合金采用充氧壓鑄技術(shù)與傳統(tǒng)壓鑄技術(shù)對比，發(fā)現(xiàn)充氧壓鑄技術(shù)可以使氧原子和鎂原子結(jié)合為氧化鎂，在壓力和流動(dòng)條件下可以彌散分布為α-Mg提供形核位點(diǎn)，細(xì)化Mg-Al系合金晶粒；此外，充氧壓鑄可以明顯減少M(fèi)g-Al系合金鑄件中缺陷帶和氣孔的數(shù)量。

半固態(tài)壓鑄指的是先對熔體進(jìn)行處理，一般是在金屬液凝固前進(jìn)行劇烈攪拌，使得其在一定冷卻速度下獲得50%甚至更高固體比例的漿料，用此漿料進(jìn)行壓鑄獲得鑄件。李東南等[16]研究了半固態(tài)流變壓鑄AZ91D合金的組織與性能。研究表明，半固態(tài)壓鑄使α-Mg從枝晶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，使得半固態(tài)流變壓鑄AZ91D合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別從138MPa和3.2%提升到185MPa和4.6%。

(3)壓力鑄造鎂合金體系

目前，研究較多的壓鑄鎂合金材料主要有Mg-Al系、Mg-Zn系以及Mg-RE系合金。Mg-Al系合金的優(yōu)勢在于良好的鑄造性、相對較好的耐蝕性和成形性并且成本低廉，已在多領(lǐng)域廣泛應(yīng)用。但是，Mg-Al系合金在熔煉過程中易氧化燃燒，導(dǎo)致鑄件產(chǎn)生夾雜和氧化物等鑄造缺陷。此外，壓力鑄造不可避免地會(huì)產(chǎn)生氣孔與預(yù)結(jié)晶組織（ESCs），導(dǎo)致合金力學(xué)性能有待進(jìn)一步提高。

向Mg-Al系合金中添加堿土元素或稀土元素可提高其力學(xué)性能。Sakai等[17]發(fā)現(xiàn)，通過向Mg-Al系合金引入適當(dāng)Ca和Si元素，可形成耐高溫的Al2Ca和Mg2Si相，提高壓鑄Mg-6Al-0.2Mn-2Ca-0.3Si合金的室溫和高溫性能。Malik[18]研究了壓鑄Mg-5Al-0.4Mn-xRE（x=1、3、5）合金組織和性能的影響。其中，RE為混合稀土成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)為54.8% Ce、23.8% La、16% Nd、5.4% Pr、0.16% Fe和0.19% Mg。AME501、AME503和AME505的微觀結(jié)構(gòu)主要由α-Mg、Al11RE3和Al10RE2Mn7相構(gòu)成。此外，也發(fā)現(xiàn)了一些α+γ共晶組織和Al2RE相。壓鑄可以細(xì)化合金晶粒，隨合金中的RE/Al比增加，鑄件中通過形成更多Al11RE3相抑制α+γ共晶組織，提高合金拉伸性能。

相較于Mg-Al系合金，Mg-Zn系合金有著更強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化效果。但是，Mg-Zn系合金凝固范圍較寬，在傳統(tǒng)鑄造過程中易出現(xiàn)鑄造缺陷和熱裂傾向，鑄件質(zhì)量較差。由于壓力鑄造不可避免會(huì)產(chǎn)生一定的氣孔，導(dǎo)致Mg-Zn系合金鑄造后時(shí)效強(qiáng)化受限。Zhang等[19]研究發(fā)現(xiàn)，在壓鑄AZ91合金中加入Sr可以顯著細(xì)化α-Mg和Mg17Al12相，并且形成板狀A(yù)l4Sr相抑制了Mg17Al12的析出。當(dāng)引入0.2%Sr時(shí)，合金具有最佳室溫性能，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到263MPa和165MPa，延伸率為7.5%。同時(shí)由于形成熱穩(wěn)定性良好的Al4Sr相，合金的抗蠕變性能也得以改善。Wang等[20]研究了不同慢壓射速度下真空壓鑄AZ91D合金組織和性能。隨著慢壓射速度的降低，鑄件孔隙率也隨之降低，氣孔在真空壓鑄條件下主要分布于鑄件中心位置而不是缺陷帶附近。通過對比常規(guī)壓鑄與真空壓鑄可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)慢壓射速度在0.1～0.15m/s范圍內(nèi)時(shí)，兩種壓鑄鑄件RSCs組織的平均面積分?jǐn)?shù)隨慢壓射速度增加而降低；慢壓射速度在0.15～0.2m/s范圍內(nèi)時(shí)，RSCs組織的平均面積分?jǐn)?shù)隨慢壓射速度增加而增加；當(dāng)慢壓射速度超過0.2m/s時(shí)，RSCs組織平均面積分?jǐn)?shù)則隨慢壓射速度增加而降低。

Mg-RE系鎂合金具有高強(qiáng)、良好的耐熱性等優(yōu)勢，但由于稀土元素含量較高，導(dǎo)致Mg-Re系鎂合金成本較高。Yang等[21]制備了壓鑄Mg-6Y-3Zn-1Al合金，并對其高溫力學(xué)性能進(jìn)行了研究。壓鑄Mg-6Y-3Zn-1Al合金組織主要由α-Mg、（Al,Zn）2Y相、網(wǎng)狀長周期有序相（LPSO相）構(gòu)成，并且Y與Zn的共偏析形成團(tuán)簇。研究表明，在壓力作用下LPSO相產(chǎn)生紐結(jié)，會(huì)進(jìn)一步提高對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙[22]。壓鑄Mg-6Y-3Zn-1Al合金200℃的拉伸抗拉強(qiáng)度為229MPa，其抗蠕變性能也優(yōu)于AE44（Mg-4Al-4Re）合金。Su等[23]發(fā)現(xiàn)，增加Al含量可以顯著提高壓鑄Mg-4Ce-0.5Mn合金塑性。當(dāng)Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0增加到3%，合金的延伸率從1%提升至14%；隨Al含量的增加，第二相由網(wǎng)狀Mg12Ce相向細(xì)小的針狀A(yù)l11Ce3相、小塊狀A(yù)l2Ce相和Al10Ce2Mn7相轉(zhuǎn)變；當(dāng)Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過3%時(shí)，第二相主要為粗大的Al11Ce3相、大塊狀A(yù)l2Ce相和Al10Ce2Mn7相。

4.總結(jié)

壓力凝固過程中對組織性能影響較大的熱力學(xué)參數(shù)。從目前的研究來看，在一定合金成分下，合理調(diào)整凝固壓力可有效細(xì)化晶粒，提高鑄件力學(xué)性能，對提高鎂合金強(qiáng)度具有重要意義。目前，對于鎂合金壓力下凝固技術(shù)還需從以下幾個(gè)方面開展工作：

（1）鎂合金成分對凝固組織和性能具有重要影響，亟需開發(fā)適合于不同壓力下凝固技術(shù)的系列高性能鎂合金材料。（2）加強(qiáng)數(shù)值模擬技術(shù)在鎂合金壓力下凝固技術(shù)中的應(yīng)用，預(yù)測溫度分布、流場分布、缺陷等，開發(fā)實(shí)用性強(qiáng)的模擬軟件，用于生產(chǎn)指導(dǎo)。（3）開發(fā)大型壓力下凝固設(shè)備，優(yōu)化大型高性能鎂合金鑄件壓力下凝固制備工藝，減少鎂合金復(fù)雜鑄件鑄造缺陷，充分發(fā)揮壓力下凝固技術(shù)優(yōu)勢。