镁合金挤压铸造件组织性能与偏析缺陷研究

原标题：镁合金铸件挤压铸造组织性能及偏析缺陷研究

挤压铸造是一种通过将定量金属液推入模具腔体、施加静压力，实现流变成形、模具充填和高压凝固，同时伴随少量塑性变形的工艺，其具有流程短、近净成形的特点，且对合金成分的限制较少，适用材料范围广泛。根据对合金液施加的压力方向，可分为直接挤压和间接挤压，而间接挤压铸造可以制备出薄壁较厚、结构更为复杂的铸件。近年来，间接挤压铸造逐渐成为研究和工业应用的热点，尤其在汽车零部件制造领域得到重视。目前，已成功开发出如铝合金支架、转向节等高承载部件，并在高端汽车中得到应用。随着汽车工业对轻量化的不断追求，采用轻质合金材料成为关键策略，其中镁合金以其优异的比强度和比刚度成为理想选择。然而，镁合金的铸造性能受到多种因素的影响，如铸造缺陷、导热性能不足等，导致其力学性能尚难达到某些关键结构件的要求。为提升镁合金的性能，材料创新方面引入了石墨烯等纳米增强材料，以增强铸件的刚度和强度在工艺方面，结合蛇形通道浇注等手段，可以有效制备高质量的半固态浆料，从而改善组织结构、减少缺陷。

尽管挤压铸造相较于传统铸造工艺具有诸多优势，但仍存在一些固有的缺陷。如在挤压过程中，模具持续与熔体接触，并承受高压挤压力，容易造成模具表面磨损甚至裂纹，从而影响铸件的表面质量。此外，铸造过程中可能发生偏析，导致成分不均匀，降低铸件的力学性能和固溶强化效果。虽然热处理已被证明可以有效缓解偏析等缺陷，并改善铸件的整体性能，但如何优化工艺参数以进一步提升铸件的微观组织和均匀性仍是研究的重点。前期研究发现，通过调控比压、浇注温度和保压时间等工艺参数，可以显著影响ZM5镁合金隔板件的微观组织和力学性能，揭示了不同部位（如薄壁和浇道位置）存在性能差异。理解铸造工艺与微观组织、缺陷形成机制之间的内在关系，对于实现高性能镁合金铸件的稳定生产至关重要。因此，系统分析工艺参数对偏析缺陷的影响，并结合热处理和工艺优化手段，是提升镁合金铸件整体性能的关键途径。

本研究通过ZBYT500多功能液态/半固态成型设备，采用间接挤压铸造工艺制备ZM5镁合金隔板件，并对铸件的薄壁区域和直浇道位置的微观组织特征进行分析，重点对偏析缺陷及其成因进行表征，为优化镁合金铸件的铸造工艺，从而提升其性能提供参考。

图文结果

原材料为ZM5镁合金，其化学成分见表1。首先使用锯床切割ZM5镁合金铸锭，磨去表面氧化层；随后将模具预热至260 ℃；再将切割好的ZM5镁合金块放入坩埚进行熔炼，期间需要持续通入氩气进行保护；待ZM5镁合金块熔化后，使用精炼剂及覆盖剂进行精炼、除气、静置、扒渣。待熔体达到预定浇注温度，启动液压机，对模具表面喷涂脱模剂，随后熔体达到浇注温度后进行浇注，在此期间需要持续通入保护气体氩气，最后合模保压后，开模取件，清理模具，准备下一次浇注。所得铸件成品见图1。使用DK7735电火花线切割机在浇道和薄壁处取样，见图1。

表1 ZM5合金的化学成分(%)

图1 ZM5镁合金隔板件及其取样部位

采用EasyCast软件对铸件凝固过程进行模拟，直接调用EasyCast数据库中有ZM5镁合金的相关参数，浇注温度设置为720 ℃，保压时间为5 s，冲头速度为12 mm/s，冲头施加压力为1 000 kN，比压约为100 MPa。铸型材质为H13模具钢，初始温度为200 ℃。软件在边界条件确定界面中根据实际传热边界，选择铸件与铸型间传热系数为C2000。

仿真模拟结果表明，ZM5隔板件铸件凝固顺序为：隔板件薄壁处、厚壁、直浇道下半部分和直浇道上半部分，因此对薄壁处和浇道部位的组织进行分析。薄壁部分因与上下模具接触面积较大，散热最快，故最先凝固。同时，在挤压压力作用下，压力能够有效传递至该区域尚未完全凝固的金属液，促进其组织致密化。图2为铸态下铸件薄壁位置的微观组织。从图2a和图2b可见存在大量枝晶，且第二相β-Mg17Al12在晶界处以连续网状形式分布，晶界轮廓清晰。其整体上无明显偏析现象，也未检测到显著缺陷。这种优良的组织形态主要源于挤压铸造工艺的独特技术特性。

图3为固溶处理（420 ℃×20 h）和时效处理（200 ℃×8 h）后试样薄壁的微观组织。从图3a和图3b观察发现，铸态组织中的第二相β-Mg17Al12在固溶处理后发生了溶解，溶入α-Mg基体中。图中浅色区域为第二相溶入后形成的α-Mg过饱和固溶体，而深色区域则为未完全溶解的第二相。值得注意的是，这些未溶第二相主要沿晶界分布，形成了网状或链状结构。

图2 铸态下铸件薄壁位置的微观组织

图3 热处理后薄壁的微观组织结构

图4为铸态时铸件浇道位置的微观组织。铸件直浇道的金属液是整个铸件最后凝固的部分，此处金属液主要接触直浇道的侧壁，热量传导的途径相对较少，因此其凝固顺序相较于铸件的其他部分更晚。与铸件的薄壁部位相比，可以明显观察到直浇道区域的α-Mg基体中晶粒的枝晶特征减少，逐渐向球状发展，见图4a和图4b。整体上观察此位置的微观形貌时，并未发现任何明显的缺陷。为进一步观察组织形貌，对ZM5镁合金铸件进行扫描电镜的表征，见图4c和图4d。进一步放大显微组织，可以发现浇道处的组织形貌与薄壁处类似，共晶组织周围存在一些短的棒状析出物，岛状析出物和棒状析出物均为β-Mg17Al12，只不过比薄壁处分散更均匀。图4d放大区域的面扫描元素能谱分析结果见图5。可以看出，Mg元素在除了晶粒外的基体上呈均匀分布。同时，在晶粒位置可以观察到第二相的存在，这些第二相主要由Mg和Al元素构成，并夹杂有少量的Zn元素。浇道位置的EDS分析结果见图5f，A点位于析出的第二相上，不难发现共晶组织周围存在一些短的棒状析出物（即B点）。

图6为热处理后浇道位置的微观组织。与薄壁部位相似，经过固溶处理后，第二相β-Mg17Al12部分已溶解到基体中，而在随后的时效处理过程中又重新析出。此外，可以观察到，热处理之后，晶粒内部以连续析出的方式形成第二相，而在晶界处则以非连续析出的方式出现。图7为热处理后浇道位置的面扫描元素能谱图。可以看出，重新析出的相主要由Mg元素和Al元素组成，而Zn元素在整个面上分布均匀，Mn元素的分布则相对稀疏，但仍存在明显的富集区域。EDS分析表明，对于C点，Al含量和Mn含量偏高，且质量分数相当，推断为少量杂质Al8Mn5相；对于D点，各元素含量与基体基本相当，可能是因为在进行点扫描时未能打到浅色析出物上，或是因为该浅色析出物含量很低，元素含量未发生明显变化。

图4 铸态时浇道位置的微观组织

图5 铸态时铸件浇道位置的元素能谱图及EDS分析

图6 热处理后浇道位置的微观组织

图7 热处理后浇道位置的元素能谱图及EDS分析

温度场的空间分布对偏析模式起决定性作用。薄壁区域因与模具接触面积大，局部冷却速率高、凝固速度快。在此条件下，枝晶液相中富集的Al元素因快速凝固被截留，同时剧烈的温度梯度抑制了溶质扩散与宏观对流，导致部分Al元素无法充分扩散均匀，形成局部溶质富集。图8为EasyCast凝固温度场模拟。软件分析显示，液态金属冷却至凝固点以下时，温度梯度分布决定了凝固顺序，薄壁区率先凝固并向厚壁区推进。模拟结果清晰呈现了k0<1溶质元素的动态排斥过程，初始凝固区域溶质贫化，而残余液相溶质浓度持续升高，最终在厚壁区形成溶质富集带，直观揭示了温度场通过控制凝固路径驱动宏观偏析形成的机制。

图9为偏析位置的显微组织。分析发现，偏析带在微观组织中表现为连续的树枝状共晶结构，与非偏析区形成明显的形貌差异。此外，偏析带附近的晶粒生长受到明显影响，呈现出不规则的形态，并且偏析带附近的晶粒尺寸要比正常区域的更小。

图10为热处理前后的微观组织。可以发现，铸件内部存在明显的微观偏析区域。在这些区域内，合金元素（特别是Al元素）在凝固过程中发生了非平衡富集。T6热处理后，这些富集的Al元素在高温固溶阶段获得了足够的扩散驱动力，开始从偏析区向周围铝基体相中扩散迁移。这一扩散过程显著降低了偏析区内Al元素的浓度梯度。在随后的时效阶段，过饱和的固溶体发生分解，从基体中均匀析出细小的第二相颗粒，经鉴定主要为β-Mg17Al12相。

图8 凝固温度场模拟结果

图9 偏析位置显微组织

图10 热处理前后镁合金的微观形貌

图11为合金的应力-应变曲线。可以看到，经过热处理后的试样在力学性能上优于其铸态。在铸态条件下，试样的抗拉强度和伸长率分别为186.6 MPa和5.3%，经过T6热处理后，两者均获得了显著提升，分别增至284.1 MPa和10.1%，ZM5隔板件的强度和塑性改善明显。

图11 镁合金挤压件的应力-应变曲线

结论

（1）热处理对ZM5隔板件的微观组织产生了显著的影响。经固溶和时效处理，第二相β-Mg17Al12先溶入α-Mg基体，后从过饱和固溶体中析出，形成短棒状（晶界处）和颗粒状（晶粒内）两种形态。此外，时效处理过程中还会产生一部分杂质相，即Al8Mn5相，这可能会对隔板件的性能造成一定影响。

（2）ZM5镁合金隔板件微观组织构成主要包括α-Mg基体和β-Mg17Al12相。在隔板件的不同部位分别取样，检测发现在壁厚过渡区更容易发生偏析。偏析使铸件内部组织不均匀，β-Mg17Al12析出相富集区会引发基体的晶格畸变，元素偏析越严重，越容易在受到拉应力时产生应力集中，形成裂纹的延伸。

（3）热处理可以缓解铸件中的偏析。β-Mg17Al12相在高温下溶解，以细小、均匀的颗粒或短棒形式再析出，在晶界周围弥散分布。另外，经T6热处理后，材料的抗拉强度达到287.99 MPa，伸长率为10.8%，强度和塑性均得到了显著提升。

《镁合金铸件挤压铸造组织性能及偏析缺陷研究》

李佳成1 陈利文1 赵源1 景舰辉1
张可可1 王萍萍2 侯华1,3 赵宇宏1,4

1.中北大学材料科学与工程学院，教育部共建高性能铝/镁合金材料开发应用协同创新中心，新材料智能铸造先进成型山西省重点实验室；2. 凌云工业股份有限公司中央研究院；3. 太原科技大学材料科学与工程学院；4. 北京科技大学北京材料基因工程高精尖创新中心；5.辽宁材料实验室材料智能技术研究所

本文转载自：《特种铸造及有色合金》