真空辅助铝合金高压压铸.doc

真空辅助铝合金高压压铸X.P. Niu (Chair.)a, B.H. Hua, I. Pinwilla, H. Liba新加坡Gintic制造技术研究所,南洋大学71号， 638075b新加坡南洋工业大学应用科学学院，南洋大街， 6397981999年5月10日收稿摘要：高压压铸件通常含有气孔，其主要原因是融熔金属快速射入型腔的过程中带入了空气或气体。本文分析了使用分散充型的优点。ASTM定义了Al-5%Si, Al-8%Si和 Al-18%Si三种铝合金压铸拉伸试样，这三种试样是出自于同一台配备有真空辅助系统的布勒杆控制压铸机铸。然后仔细分析了真空辅助系统对铸件缩松分布及力学性能的影响，再对所选试样进行了T6热处理以后，分析T6热处理对表面气孔的形成和力学性能的影响。 研究发现，压铸工艺过程使用真空辅助设备显著降低了铸件中气孔的容积和孔径。结果，铸件组织致密性和力学性能都得到了提高，尤其是拉伸强度和延展性得到了很大提高。最佳的压射速度也有助于获得高性能的铸件。与传统压铸件相比，热处理之后真空辅助压铸件出现表面气孔的情况少得多。这就表明，可对真空压铸件在高温下进行热处理以改善其力学性能。关键词：铝压铸件；真空；缩松和气孔 1 简介高压压铸是一种近净成型制造工艺，成型过程为将熔融金属高速射入金属型并使之在高压下凝固。然而这种工艺有其天生的缺陷，即铸件中存在气孔，其主要原因是熔融金属液高速射入压铸型腔过程中带入了空气。铸件中气孔的存在对力学性能非常不利，并严重破坏了铸件高压气密性。另外，那些已经形成尤其是接近铸件表面的气孔，都有膨胀的趋势，导致热处理后铸件表面形成气孔。因此，铝合金压铸件的应用仅限于那些不要求这种热处理的非结构件。在通过多次尝试发展真空压铸方法后，首次将其应用于热室压铸机。真空压铸技术最近的发展已经能够应用于冷室铝合金生产领域。真空技术在压铸工艺中的应用是一种创新型的发展。通过在压室和铸型空腔内创造一种低压环境，从而获得质量较好的铸件。金属充填型腔时所需回压力也有所降低。因此压铸工艺也可以生产出具有薄壁部分的大型铸件。对于通过热处理生产要求具有高压气密性和良好力学性能的高完整性压铸件来说，真空压铸工艺具有潜在应用价值。 最近，真空技术也应用于半固态金属铸件，以生产拥有大面积薄壁的完全热处理空间结构。目前两种应用于高压铝合金压铸的真空系统基本上已经开发出来。（1）一个完整的真空系统：整个压铸系统包括金属型，压室和炉子都在铸造过程中密封和疏散。熔融金属通过进料管道从炉子转移至压室。尽管此系统能够达到一个更高的真空度，但是系统密封中的严格规定使得达到这种程度相当复杂。（2）一种真空辅助系统：该系统有一个真空阀深入到压型中以疏散包埋的空气，目前人们关注更多的就是这个系统，因为该系统非常简单，价格低廉而且要求很低，或者由于它是一个独立的系统，所以无需任何机械调整。虽然高完整性压铸件对真空技术，尤其是真空辅助系统的需求有上升的趋势，但是仍未在压铸工业中得到广泛应用。这主要是由于完整真空系统装置的复杂性和真空辅助系统在应用中存在相当大的争议和疑虑。因此，目前工作的目标是调查真空辅助方法对铸件质量的影响，包括缩松分布，力学性能以及在各种实验条件下热处理后铸件的质量变化。在这项工作中也研究了现有模具使用真空辅助系统后的相关问题。2.实验 研究中所用材料是三种Al-Si合金，成分分别为含Si5%,8%和18%的压铸铝合金(wt)。标准圆柱形拉伸试样就是在一台装有Fondarex真空系统的 Buhler H-400 SC高压压铸机上铸出的。所用模具是经调整过的现有压铸模具。真空系统由一个真空泵，一个真空罐和一个真空阀组成，如图1所示。图2说明了真空辅助压铸工艺的工作原理。金属液舀入压室后，柱塞移动通过浇注洞并封锁了模具型腔（如图2a所示）。然后真空阀开始工作，这样模具型腔中就形成了低于大气压的压力。从模具充填开始至结束型腔中的空气不断被疏散（如图2b所示）。铸造中使用一种叫做Thermocast4101 的加热单元用油浴将模具温度控制在150 。浇注温度控制在700。浇注速度变化范围是16 m/s到52m/s。 浇注完成后，所选试样经T6热处理（520下水浴保温4小时，然后150下保温7小时）。原铸件和经热处理后的铸件的拉伸强度均由一台叫做Instron4500的拉伸试验机在室温下测定的。铸件的密度用阿基米德犯法测定。铸件的硬度由洛氏硬度测试仪在60N载荷下测定。不同金相组织的显微硬度由维氏硬度计测定（0.1N）。显微组织用光学显微镜（ LOM技术）和配备了能量色散X射线分析仪扫描电子显微镜(SEM)进行分析。3.结果和讨论3.1真空辅助系统对气孔分布的影响压铸件中气孔的形成主要归因于三种因素，其中包括包埋在压室和模具型腔中的空气，还有由于模具或柱塞润滑油和天然气（主要是氢）燃烧或挥发而溶解在金属液中的气体。由于溶解在熔融金属中的氢气很难排除，真空系统的应用将仅仅影响压射过程中包埋的空气和气体。 目前的工作中，主要进行压铸有真空辅助和无真空辅助的比较。在无真空压铸（传统压铸）下，移除了模具顶部的真空阀，然后将可互换的插件用作通风口。压铸完成后，将试样较薄和较厚的部分都被做成切片以检测缩松分布。图3和图4显示了铸件较薄部分的截面LOM显微照片，分别是Al-8%Si和Al-18%合金。从图片可以看出传统压铸生产的压铸件存在大量气孔(图.3a和图.4a)。相比之下，真空辅助压铸件中气孔的尺寸和数量均显著减小，并且分布规则（图3b和图4b）。这个结果表明，真空辅助系统的确有助于减少气孔。 然而却发现，真空辅助系统并未消除铸件中的气孔，尤其是靠近溢流槽的厚大部分。这可能是由于模具型腔中相对较低的真空度。这项研究中，压铸过程中的型腔气压实际上只有1810-2810MP，高于最大气压（510MP）。造成低真空的主要原因可能是由于铸型表面变形和喷射指南造成真空泄漏。研究还发现真空度受到压铸过程中发生的飞溅的影响。因此需要适当的模具密封或良好的模具维修以避免过度真空泄露，尤其是旧的或者使用过的模具。在型腔中建立高真空度对尽量减少金属液中的空气和气团至为关键。3.2传统压铸件显微组织图5所示为传统压铸铝合金件的LOM显微照片。对于亚共晶合金图1。 Fondarex 真空系统，ASTM标准拉伸试样模具和真空压铸协助拍摄。Al-5%Si和Al-8%Si来说，显微组织主要是a-Al和共晶组织。然而与Al-5%Si相比，Al-%8Si合金含有更高密度的共晶和粗晶组织（图.5a和5b）。 a-Al是一种富含铝的固溶体，而共晶组织由a-Al和片状硅交替组成，因此a-Al相比共晶组织软。a-Al相的维氏硬度的变化范围是60HV到90HV,而共晶组织的维氏硬度却介于175HV到185HV之间。对于过共晶AL-18%Si合金来说，其组织除包括a-Al和共晶组织外，还有初生硅粒子。初生硅粒子的硬度大约850HV.图2。真空压铸工艺工作原理.3.3真空辅助系统对铸件力学性能和致密性的影响 图3。LOM镜下的Al-8%Si合金气孔分布： 图4。 LOM镜下的Al-18%Si气孔分布： （a）常规，（b）真空压铸件。： （a）常规，（b）真空压铸件。 图.6. LOM 镜下的Al-8%Si合金断裂铸件纵切面图：(a)常规压铸件，（b）真空压铸件 图. 5. LOM 镜下的铸态合金组织:(a)Al-5%Si; (b) Al-8%Si;(c) Al-18%Si.对生产的铸件进行拉伸强度和密度测试，每项测试了六个试样。三种合金的检测结果列于表1中。结果显示，与常规压铸相比，真空辅助系统不仅提高了压铸件的力学性能而且增加了铸件的致密性。在检测的三中合金中，真空辅助下AL- 8 Si合金力学性能得到显著改善（UTS方面增加了约约40兆帕，伸长率增加了几乎一倍）。然而，与Al-8%Si合金相比，Al-18%Si 合金的强度和伸长率相对较低。这是因为合金基体上存在大片状的初晶硅颗粒，这种初晶硅颗粒破坏了基体，因此降低了力学性能。表1.铸态合金力学性能和组织致密性（浇注速度：40m/s,加强压60MP）对断裂铸件的纵切面的检测显示，气孔的存在对铸件的断裂性能起重要作用。对于常规铸件来说，由于有效面积减少导致高度应力集中，从而使气孔处很容易形成裂纹。因此断裂路径沿着互连的孔隙（图6a）。图7显示了沿孔隙断裂的裂纹SEM照片，气孔周围可观察到光滑的a - Al晶粒，说明气孔附近产生了相对较低的变形。因此，试样是在低应力和低应变下断裂的。但是对于亚共晶Al合金真空压铸件来说，却在断裂前有很大程度的变形的韧性断裂行为。在这种情况下，发现断裂源于共晶硅板。除a-Al晶粒是穿晶断裂外，断裂路径主要是沿a-Al晶粒和共晶混合物的边界，如图 图.7.SEM下气孔周围断裂面图 图.8.LOM镜下Al-18%Si合金断面纵切面 图，显示了粗大初晶硅开裂6b所示。因此，由于真空辅助使铸件中气孔减少，铸件强度和延展性得到很大改善。过共晶Al - 18 Si合金的延展性相当低（ 2.2 ） ，这是由于存在坚硬的初晶硅颗粒导致。粗大初晶硅颗粒的断裂和硅颗粒与基体之间界面间裂纹，可能是比亚共晶Al-Si合金延展性较低的原因，如图8所示。3.4 压射速度对铸件力学性能的影响我们对不同浇注速度下生产的真空辅助压铸件进行了力学性能分析，图9a-c显示的是相应不同浇注速度下铸件的拉伸强度(a)，伸长率(b)和硬度(c)。这些试样均是在60 Mpa的加强压下压铸的，并且每项测试中使用三个试样。可以看出，当浇注速度从16 m/s增加到26 m/s时，试样的拉伸强度迅速增加（从210MP到270MP）。而进一步增加浇注速度时拉伸强度并没有明显提高（图.9a）。试样伸长率随浇注速度的变化与拉伸强度相似（图.9b）。试样的硬度也随浇注速度的增加有些许提高（图.9c）。 图9.相应不同浇注速度下合金真空辅助 压铸件的力学性能（加强压：60MP）检测结果表明，存在一个临界浇注速度，高于临界浇注速度就可以使铸件达到最佳力学性能。原因可解释如下：当选择低浇注速度是，在全部金属液浇入型腔之前，较薄浇道内的熔融金属已部分凝固。金属液过早冻结阻塞或部分阻塞了浇道，使随后的金属继续射入型腔变得困难。因此缩孔和气孔不可能通过加强压进行补缩。结果，铸件不能达到良好的力学性能。另一方面，在较高的浇注速度下，金属液在浇道中的高冲力降低了过早凝固导致的浇道阻塞趋势，所以能够在浇道关闭前充满型腔。因此，较高浇注速度对制造高性能零件非常必要，甚至在真空辅助工艺下也是这样。目前的研究鉴定，浇注速度应高于26 m/s。3.5压铸件热处理对所选压铸件进行T6热处理（加热到510保温6h，然后淬入水中时效7h），热处理后，对铸件的显微组织，表面气泡的形成和力学性能进行分析，以确定热处理对真空压铸件的影响。图10所示为Al-5%Si, Al-8%Si 和Al-18%Si合金热处理后LOM照片。与如图5所示铸态组织相比，热处理可使共晶硅球化，并使基体析出细小的金属间化合物。而Al-18%Si合金中初晶硅并无明显变化。 图.10.LOM镜下热处理（T6）合金图，显示了共晶硅的球化和金属化合物的沉淀(a) Al-5%Si; (b)Al-8%Si; (c) Al-18%Si. 图11所示分别为LOM显微镜观察到的Al-5%Si and Al-18%Si合金热处理件的表面形貌。由于热处理过程中铸件部分表面皮下气孔中的气体膨胀，常规铸件表面气孔非常明显（图11a和c）。相比之下，真空辅助件的表面气孔缺陷明显减少，尤其是Al-8%Si 合金 (图. 11b和 d),这就表明真空压铸件可以进行热处理。 表2为三种合金热处理后的力学性能。可以看出经T6处理后铸件的强度和伸长率得到明显改善。与高硅合金相比，低硅合金(5% 和 8%Si)的强度和伸长率有了更大的提高。如图10所示，可知铸件力学性能的提高归因于热处理后组织的调整。在强化合金方面，共晶硅的球化和金属化合物沉淀强化起了很重要的作用。 图.11.LOM镜下热处理后铸件表面图：(a)真空压铸Al-8%Si合金，(b) 常规压铸Al-8%Si合金， (c)常规压铸 Al-18%Si 合金，(d) 真空压铸Al18%Si合金图12所示为利用LOM 显微镜观察到的Al-8%Si and Al-18%Si 合金断裂纵截面图。如图6b和8所示，与铸态合金相比，可以看出热处理件表现出不同的断裂性能。与针状和片状硅相比，由于球状硅颗粒使应力集中减小，因此拉伸过程中界面裂纹的形成也大大降低，从而大大改善铸件的延展性。高硅合金相对较低的延展性仍然是由于断裂的初晶硅颗粒的存在，如图12b所示。 图.12.LOM镜下热处理后断裂铸件纵切面图：(a) Al-8%Si合金，(b)Al-18%Si 合金表2.铸态合金与热处理合金相比较4.结论研究中使用真空辅助高压压铸工艺生产ASTM标准拉伸试样，所使用的合金为含硅5 wt.%， 8 wt.%和18 wt.%的Al-Si 合金。由此生产的铸件部分表明，真空压铸减少了型腔中包埋空气和气体的数量。从金属学角度分析指出，真空辅助生产的铸件比未使用真空辅助的铸件强度高，气孔的容积显著降低，气孔的尺寸也显著减小。结果，铸件的力学性能和致密度得到很大的改善。 研究发现，压射速度对压铸件的力学性能起至关重要的作用。高压射速度有利于获得最佳力学性能的铸件组织。试样T6处理后，与常规压铸工艺相比，真空压铸工艺减少了表面气孔的形成。热处理后合金的力学性能也得到极大的改善。这个结果说明，真空压铸件适于进行热处理。结果还说明，模具型腔真空泄露，尤其对于旧模具来说，应该降到最低，而且应避免压铸过程中的飞溅以使型腔达到高真空度，这对于真空压铸的成功与否尤为关键。 鸣谢 感谢新加坡年终项目南洋科技大学的学生(NTU) Cheang Kun Wai 和Chau Lih Pin, 感谢他们在显微分析和强度测试上的帮助, 还要感谢Lim先生和Khiam Boon先生(PMF 组, Gintic)在压铸方面的帮助。 参考文献1 A. Street, The Die Casting Books, Portcullis Press Ltd., 1977, pp. 316, p625641.2 A. Kaye, A. Street, Die Casting Metallurgy, Butterworths, London, 1982, 231235.3 H. Woithe, W. Achwab, Producing heat treatable Al die castings: PartII,DieCasting Management (October 1993) 2931.4 J