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真空压铸镁合金减震塔的组织和性能研究

2022-07-20 15:14

采用OM、SEM和EDS等表征手段对真空压铸镁合金减震塔进行了微观组织和力学性能分析。使用EKKCapcast铸造模拟软件模拟了压铸充型的过程,对比了减震塔不同位置的孔隙率,进而分析了造成铸件卷气的原因。拉伸试验结果表明,冲头的高低速切换位置在560 ~600 mm之间变化时,对减震塔的力学性能影响甚微;从拉伸断口分析,发现气孔是导致减震塔局部位置力学性能较低的原因;并借助模拟有效地预测了可能发生卷气的位置以及卷气的严重程度。

近年来,伴随着新能源汽车的飞速发展,汽车轻量化在汽车行业日益受到重视。为了控制车重、降低能源消耗以及减少尾气污染,越来越多的新材料正应用于汽车行业。镁合金是最轻的金属结构材料,重量比铝合金轻约35%,比钢轻约78%,同时还具有尺寸稳定性好、比强度/比刚度高、易于加工等特点。

Al和RE是AE44镁合金中的主要合金元素。Al作为镁合金中最常用的合金元素,能够提高其强度和铸造性能。RE和Al间的原子结合力大于Mg和RE,因此会优先结合生成热稳定性高的Al11RE3相,从而减少了热稳定性差的Mg17Al12相,有利于镁合金的高温性能。RE元素还可以改善Mg17Al12相的形貌并细化晶粒,从而提高合金的室温力学性能。而且,由于Mg17Al12相形貌得到改善且含量降低,使得该相与镁基体间的微电流密度降低,减少了微电流腐蚀,从而提高了合金的耐蚀性。

高压压铸是一种低成本、高效率且能制造复杂零件的生产工艺,也是镁、铝合金等轻合金最常用的制造工艺之一。金属液在高速下射入型腔,并在高压下凝固,可以获得尺寸精度高且晶粒细小的铸件,尤其适合薄壁复杂零件的成形。但在充型过程中,金属液以紊流态高速冲入模具型腔,浇口速度可达70 m/s,充型时间也只有0.1~0.2 s。极快的充型速度和极短的充型时间使得型腔内的气体难以完全排出,即使在高真空状态下,气孔也是不可避免的。在常规的热处理工艺下,铸件中的气孔受热膨胀使得铸件表面出现鼓泡,导致铸件变形。气孔的存在也会显著降低铸件的力学性能,影响铸件的气密性和耐压性。通过计算机模拟,研究者可以得到缺陷在铸件内的分布情况,并分析缺陷形成的原因。

本课题分析了AE44镁合金的微观组织形貌,研究了冲头高低速切换位置对减震塔力学性能的影响,通过观察断口形貌和模拟充型过程,分析了力学性能产生差异的原因。

1试验方法

减震塔轮廓尺寸为571 mm × 210 mm × 352 mm,成品质量约为3.6 kg,体积为2.14×106 mm3,近浇口区域壁厚约为3 mm,远浇口区域壁厚约为2.5 mm,结构示意图见图 1。可以看出,减震塔整体呈漏斗状,加强筋纵横交错,该产品属于典型的复杂薄壁铸件。为满足零件的性能要求,采用真空压铸工艺生产。合金为AE44镁合金,通过ICP(型号为Perkin Elmer, Plasma 400)测试得到的合金成分见表1。

表1 AE44镁合金的化学成分 %

(a)减震塔正面      (b)减震塔反面
图1 减震塔的结构示意图
 

采用力劲DCC2500压铸机,工艺参数见表 2。其中1速和2速属于低速阶段,3速属于高速阶段,3速起点即是冲头高低速切换的位置。本试验设定了3个高低速切换位置,分别为560 mm、580 mm和600 mm,制备了相应的铸件并对压铸过程进行模拟。模拟使用EKKCapcast软件,考虑计算的精度和求解效率,采用密网格进行划分,减震塔和压室的网格总数为2 310 053。

表2 减震塔的压铸工艺参数
 


为研究减震塔的力学性能,从铸件本体上通过线切割取样,采用 Zwick Z100 万能材料试验机进行拉伸测试,拉伸速率为 0.5 mm/min。金相样品取自高低速切换位置为580 mm铸件的1号试样,采用LEICA MEF4M型光学显微镜和Phenom Pro扫描电镜对样品组织进行了观察,在二次电子模式下观察了拉伸试样的断口形貌。

2试验结果和讨论

2.1 显微组织

图 2是压铸镁合金厚度方向上的典型微观组织照片,有尺寸较大的预结晶组织,细小圆整的α-Mg晶粒、缺陷带和共晶组织等。从试样边缘到中心,主要分为3个典型区域:细晶层、缺陷带和中心区域。

细晶层是压铸件外侧一层初生α-Mg和共晶组织,特点是晶粒细小、组织致密。当金属液充入型腔时,金属液遇到较冷型腔内壁,产生强烈的激冷作用,大量α-Mg迅速形核,并生长至互相接触,形成细小、方向杂乱的等轴晶区。因为有中心区域的部分金属液对最先凝固的区域补缩,所以表层组织致密,基本不含孔洞缺陷。图 2b中红色虚线左侧所示为细晶层。细晶层可以提高铸件的强度、伸长率和抗腐蚀性能等。

缺陷带是冷室压铸的特有组织,其存在不利于压铸件的力学性能。通常,在铸件厚度方向的横截面上可以观察到2条或4条呈平行关系的条状溶质富集区,DAHKE A K等认为缺陷带的形成与压室预结晶有关,也有研究者认为可以用膨胀剪切理论来解释缺陷带的形成机理。但是目前为止,研究者并不能对不同形态的缺陷带做出系统的解释。相对于其他区域,缺陷带的共晶体积分数通常较高。从图 2a可以观察到有2条缺陷带分布在试样两侧,但并不明显,可能与低速速度较低有关。

中心区域存在两种α-Mg形貌,一种呈细小圆整状,一种呈大块枝晶状,大块枝晶状的α-Mg被称为压室预结晶组织。由于压室壁相对金属液温度较低且表面粗糙度小,金属液接触到较冷的压室壁后有大量热量散失,与压室壁接触的部分金属液在短时间内就开始凝固,迅速形核生长。这些提前形核的晶粒在随后的快压射阶段被射入型腔,并在流体的作用下向铸件心部靠拢。这些晶粒由于生长时间较长,最后生长为尺寸较大的预结晶组织,见图 2a和图2c。多数预结晶组织在充型过程中受流体剪切力发生破碎(方框内),只有少数呈现出完整的大枝晶形态(圆形圈内)。而另一方面,由于保压压力使得凝固壳层与型腔表面紧密贴合,加强了两者间的传热能力,因此金属液在较快的冷却速度和较大的过冷度的条件下迅速形核,在长大和长出枝晶臂之前,凝固已经结束,所以晶粒呈现出细小圆整的形貌,见图 2c。

图 2d为试样中心区域的扫描电镜照片。可以看出,合金组织由α-Mg基体(黑色部分)和大量析出相(亮色部分)组成,析出相主要分布在晶界之间,少数分布在晶粒内部。通过EDS分析并结合相关研究可知,层片状白色共晶组织为Al11RE3,亮白色块状相为Al2RE。这是因为RE和Al的电负性差更大,Al-RE相更容易形成,剩余的Al由于冷速较快来不及析出而固溶在Mg基体中,所以并没有观察到明显的Mg17Al12相。

(a)横截面全貌,(b)细晶层,(c)中心区域,(d)中心区域SEM形貌
图2 试样厚度方向的微观组织

2.2 力学性能

为研究高低速切换位置对减震塔的力学性能的影响,对不同铸件进行本体取样,取样位置包含远、近浇口区域,这些试样可以反应铸件的整体力学性能。切割得到的拉伸片尺寸为54.5 mm × 15 mm,厚度与取样位置有关。其中,1~4号试样厚度为3 mm,其余试样厚度为2.5 mm。

图3 减震塔本体取样位置


图 4为3种不同工艺参数下减震塔的力学性能,可以发现不同工艺下减震塔的力学性能相差很小,平均屈服强度差值仅为1 MPa,而平均抗拉强度和伸长率随着高低速切换位置的推迟略有下降。平均抗拉强度在215 ~232 MPa之间,平均伸长率均在8.4%左右,且波动较小。从试样的拉伸结果可以看出,高低速切换位置对力学性能影响较小。这是因为高低速切换位置会改变金属液在压室内的流动形态,进而影响充型过程中的卷气情况,最终影响铸件的力学性能。但在本试验中,高低速切换位置分别为560、580和600 mm,最大仅相差40 mm。相对于压室的长度(900 mm)来说,位置变化很小,因此对金属液在压室内的流动形态影响较小。而且由于压铸过程中真空度较高,因此压室内气体含量很低。所以,当高低速切换位置在560 ~600 mm之间变化时,对减震塔的力学性能影响很小。

根据试样离浇口的距离,将试样分为3个区域,1~4号为近浇口区域试样(区域Ⅰ),5~11号试样为远浇口区域试样(区域Ⅱ),12~15号试样为中间区域试样(区域Ⅲ)。可以看出,3个区域的平均抗拉强度和伸长率出现了明显的差异,但不同区域的平均屈服强度仍然十分接近。这是因为铸造缺陷在弹性阶段对屈服强度几乎没有影响[28],所以各区域的平均屈服强度相对来说变化较小。在高低速切换位置为580 mm的铸件中,区域Ⅰ、Ⅱ和Ⅲ试样平均伸长率分别为10.8%、6.5%和9.5%,平均抗拉强度分别为231、211和239 MPa,即距离浇口越远,试样的平均抗拉强度和伸长率越低。对于压铸件来说,因卷气和凝固收缩而产生的孔洞缺陷是不可避免的。孔洞对力学性能主要有两方面的影响,一是减少了试样的有效受力面积,二是造成试样局部应力集中。对比不同区域的平均力学性能,发现相较于抗拉强度和屈服强度,伸长率波动较大,因其更易受到孔洞的影响。

根据上述分析,高低速切换位置在560 ~600 mm之间变化时对减震塔的力学性能几乎没有影响,所以选取高低速切换位置为580 mm的减震塔,对其充型过程进行模拟。结果表明,减震塔各处的压力和温度场的分布基本相当,推测伸长率的差异主要来源于减震塔各位置卷气程度的不同。

4 (a)高低速切换位置为560 mm减震塔的力学性能;(b)高低速切换位置为580 mm减震塔的力学性能;(c)高低速切换位置为600 mm减震塔的力学性能;(d)减震塔各区域和整体的平均力学性能

2.3 铸造缺陷模拟分析

图5为高低速切换位置为580 mm的减震塔不同视角下的卷起分布。可以看出,区域Ⅰ因为离浇口最近,即使在刚充填时有卷气量较多的金属液在该区域,但很快被后续卷气量较少的金属液替代,使得区域Ⅰ试样的卷气量最少,力学性能最好,平均伸长率达到10.4%。

区域Ⅱ的5号和9号试样上方卷气严重,最高卷气量达到3.5 mL/100g。模拟充型过程发现金属液沿黑色箭头方向充填,几乎与试样上方外凸的加强筋呈垂直关系,在金属液充填进入加强筋时,接触外凸的加强筋型壁后会发生反向回卷,这时极有可能发生卷气。当卷气金属液在外凸的加强筋内时,相较于型腔的其他位置,卷气金属液难以被后续金属液推动向前,容易滞留在加强筋内。当铸件充型完成后,9号试样上方加强筋内的卷气金属液也只有一小部分被后续金属液推动向前,也就是这一小部分流出的卷气金属液让9号试样的位置卷气较为严重;余下的大部分卷气金属液仍滞留在加强筋内,导致加强筋处卷气严重。

图5 高低速切换位置为580 mm的减震塔不同视角下的卷气分布

6是充填时间为0.9486 s和0.9511 s时压室内金属液的流动形态。低速切换到高速后使得压室上方的金属液流速加快,率先充入型腔并封住浇口。而下方的金属液相对滞后,与压室壁形成较大的包卷,导致压室内部分气体无法顺利排出,使得金属液卷气量大大增加。图 6c是金属液刚进入型腔时的卷气分布,可见浇口右上角卷气严重的金属液将要向10号和11号试样的方向充填。即使溢流槽已经容纳了大部分卷气金属液,但仍有部分卷气金属液停留在溢流槽周围,使得10号和11号试样位置卷气较为严重。

图6 (a)、(b)压室内金属液的流动形态,(c)金属液刚充填型腔时卷气的分布


区域Ⅲ的13号试样和14号试样位置处有轻微卷气。结合金属液的充型模拟结果可知,13号试样位置的卷气在金属液充型过程中变化很小。压室内包卷产生的卷气金属液向13号试样方向流动时,大部分卷气金属液流进了溢流槽内,这说明溢流槽起到了较好的排溢作用。14号试样有轻微卷气的原因与区域Ⅱ的10号和11号试样一致。

2.4 断口形貌
在3个区域内各选择一个有代表性的试样,观察该试样的断口形貌。图 7是区域Ⅰ的1号试样、区域Ⅱ的9号试样和区域Ⅲ的13号试样的断口形貌。在3个断口形貌中均可以观察到小而浅的韧窝,并伴有大量微观撕裂棱,是典型的韧脆性混合断裂。从图 7a可以看出,1号试样断口最为平坦,有少量的气孔(黄色虚线标出),未观察到明显的其他铸造缺陷。气孔尺寸较小,直径最大不超过30 μm。可能是金属液冲击加强筋型壁之后,其反向回卷的压力将某些宏观气团挤压破碎,形成较为分散的微观气团。图 7b为9号试样的断口形貌,可以看出其断口高低落差较大,存在直径约为200 μm的大尺寸气孔,同时伴随有较多的小尺寸气孔。此外,其断口上几乎不存在韧窝,并发现有脆性断裂特有的解理台阶(方框标出),这导致9号试样的伸长率仅为3.7%。图 7c为13号试样的断口形貌,与图 7a所示1号试样断口形貌基本一致,仅增加了少量的小尺寸气孔。

图7 各区域典型试样的断口形貌(a)区域Ⅰ的1号试样,(b)区域Ⅱ的9号试样,(c)区域Ⅲ的13号试样


3结论

(1)压铸镁合金减震塔沿厚度方向微观组织分为3个区域,细晶层由细小α-Mg和共晶组织组成;缺陷带分布在试样两侧,相对于其他区域,缺陷带内共晶组织体积分数较高;中心区域α-Mg主要有细小等轴晶和大块枝晶两种形貌,大块枝晶形成在压室内,且主要分布在中心区域。

(2)高低速切换位置对减震塔的力学性能影响很小。不同工艺下,减震塔的平均屈服强度差值仅为1 MPa;平均抗拉强度最小值为215 MPa,最大值为232 MPa,波动较小;伸长率均在8.4%左右,最高伸长率和最低伸长率差值仅为0.4%。

(3)对减震塔的充型过程进行模拟,解释了不同位置试样卷气的原因。观察了各区域典型试样的断口形貌,除气孔外,未发现其他明显的铸造缺陷,因此气孔是造成试样力学性能差异的主要原因。

 

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