轻金属成形制品的制造方法.pdf

发明详细描述

下面描述按照本发明一个实施方案制造轻金属成形制品的方法。

(铸造法—注模成形法)

<注模成形设备>

图1所示是本发明一个实施方案的注模成形设备1。该注模成形设备对锻造
用的制品(塑性加工用的制品)进行成形。

注模成形设备1包括主体2、由主体2支撑使之可以自由旋转的螺杆3、安
装在主体2背面的旋转驱动螺杆3的旋转驱动装置4、固定到主体2包围螺杆3
的筒体5、以预定螺距沿筒体5长度安装在筒体5周围的加热器6、储存轻金属合
金原料的料斗7、测量料斗7中原料并将该原料供给注模设备1的进料器8、以及
固定在筒体5末端的模头9。

在主体2上装有在筒体内纵向推进螺杆3的注射机构。当注射机构监测到由
于被向前输送的熔融轻金属合金的力使螺杆3后退一段预定距离后，注射装置就
使螺杆3的旋转后退停止，并以一预定时间使螺杆3向前推进从而注射熔化金属。
控制螺杆3向前推进的速度，由此控制熔化金属通入模腔12的速度9。

在筒体5的末端提供喷嘴10，在筒体内经过搅拌和捏合的熔化金属通过喷嘴
10注入模腔12。当在筒体前端聚集预定量的熔化金属时，熔化金属就被压注入模
腔12，而在这种状态达到以前，需要防止熔化金属通过喷嘴10流出。为此原因，
需按照下面所述控制喷嘴10的温度。当熔化金属正在筒体5的前端聚集时，喷嘴
10被已固化的熔凝金属形成的的一个冷塞头塞住，而当熔化金属要开始注射时此
冷塞头就很容易地随着注射的熔化金属一起被压出朝向模头9而除去。在模头9
和喷嘴10之间提供一热绝缘部件，阻止模头9从喷嘴10吸收热量以致降低喷嘴
10的温度。喷嘴10用陶瓷材料构成。

在筒体5周围提供的绝热器6，可以在多个区段分别控制筒体的温度，使温
度朝喷嘴10方向沿着筒体5纵向逐步升高。通过螺杆3沿筒体5内部移动轻金属
合金时，轻金属合金温度上升。在筒体5的前端，控制温度使轻金属合金处于低
于熔点的半熔化状态或在熔点和刚高于熔点间的温度的熔化状态。

在料斗7、进料器8、筒体5和连接这些部件的通道内充入惰性气体(如氩气)，
防止轻金属氧化。

模头9有一流道11，从喷嘴10引导要注射的熔化金属。流道11直接从筒体
5的喷嘴10伸出，然后垂直向上形成L形。在L形的拐角位置有一个冷塞头接受
容器11a，接受从喷嘴10除去的冷塞头。模头9还包括连接到流道11的一个模
腔12、形成模腔12和流道11之间边界的浇口13，位于模腔12的浇口13以远的
溢口14，所述溢口14可接受被熔化金属置换出来的原来在模腔12中的气体。

<注模成形>

下面描述注模成形轻金属合金的方法。

首先，在注模设备1的料斗7中放入作为原料的轻金属合金(如Mg-Al合金)
碎片。在进料器8中测量一预定量的轻金属合金碎片，进入注模成形设备1。

之后，轻金属合金碎片通过筒体5内螺杆3的旋转而输送，此时加热筒体5。
在筒体5内，通过螺杆3的旋转充分搅拌和捏合轻金属合金碎片，同时加热至预
定温度。结果，轻金属合金碎片转变成为半熔化轻金属合金，其固相比例至少有
10％。

按照上述方式产生的熔化金属通过螺杆3向前推进，聚集在筒体5的前端，
螺杆3由于按照这种方式聚集的熔化金属的压力而退回。此时，筒体5内提供的
塞头温度下降，导致部分熔化金属固化，产生覆盖喷嘴10的冷塞头，阻止了熔化
金属流过喷嘴从筒体5流出。

主体2上的注射机构监测到螺杆3已退回一预定距离时，该机构就停止螺杆
3的旋转和退回。此时，已有足够一次注射成形的熔化金属聚集在筒体5的前端。

随后，排放机构乃令螺杆3前进，向熔化金属施加压力。结果，熔化金属将
冷塞头压出进入模头9，熔化金属通过喷嘴10注入模腔12。按照这种方式除去的
冷塞头则被流道11中的塞头接受器所接受。

最后，熔化金属固化后，打开模头9，取出注模成形的制品(锻造用的制品)。

(锻造前预热处理)

通过上面注模成形制造的锻造用制品，对其进行锻造前预热处理(塑性加工
前预热处理)，处理时间至少1小时，处理温度低于形成锻造用制品的轻金属合金
低共熔体开始熔化的温度。锻造前预热处理较好是在350-450℃下进行10-20小
时。预热处理期间，锻造用制品的材料组成均匀性获得提高，而靠近锻造用制品
表面的气体缺陷的膨胀导致该制品表面出现隆起。

(锻造)

已经经过锻造前预热处理的锻造用制品，对其进行完全闭合模头锻造(完全
闭合模头塑性加工)或者非完全闭合模头锻造(非完全闭合模头塑性加工)。进行完
全闭合模头锻造时，模头的锻造空间完全闭合，而进行非完全闭合锻造时，锻造
用制品的至少一部分不受到抑制，所以能自由地塑性变形。锻造期间，锻造前预
热处理在锻造用制品表面产生的隆起被部分破坏，从而消除。

(锻造后热处理)

锻造成形后的锻造制品，然后进行锻造后热处理(塑性加工后热处理)，处理
温度在250-400℃范围，处理时间为20分钟至10小时。所得的制品即是本说明
书中所称的“轻金属成形制品”。

经过上述的轻金属成形制品的制造过程后，锻造制品再进行锻造后热处理，
和T6处理进行的时效沉淀硬化相比，其处理温度较高，处理时间较短。有效提高
了制品的延性，同时可以保持制品的强度和屈服强度。

锻造之前，锻造用制品还进行锻造前预热处理，其温度高于锻造后热处理，
处理时间更长。结果，靠近锻造用制品表面的气体缺陷膨胀，在锻造用制品表面
产生隆起。通过锻造过程这些隆起部分地破坏并消除，使制品中存在的气体缺陷
量减少。锻造前隆起产生和锻造期间这些隆起被消除，随后的锻造后热处理是在
较低温度进行较短时间，因此，锻造后热处理隆起的产生受到抑制，采用这种方
法就可以制造良好外观的轻金属成形制品。

进行锻造前预热处理的处理时间至少为1小时，因此，可以在锻造用制品表
面有效产生隆起，和T6处理中进行的固溶处理一样，提高了材料组成的均匀性。

由于锻造用制品的内部缺陷为10％或更少，即使采用非完全闭合模头锻造也
可以制造内部缺陷极少的锻造制品，非完全闭合模头锻造是极难完全消除内部缺
陷的。所以，可以制造内部缺陷很少的制品，对采用的锻造方法不受限制。

当制造注模成形锻造用制品时，半熔化轻金属合金通入模头的空腔并固化。
熔化金属以层流或接近层流方式进入模腔，使得空气很难夹带在材料中。结果，
可以制造内部缺陷如气体缺陷或收缩空腔很少的锻造用制品。这意味着可以制造
高质量的锻造用制品和轻金属成形制品。

(另一实施方案)

上述实施方案描述了轻金属合金碎片加热成为固相比例至少为10％的半熔化
金属的情况，而轻金属合金碎片可以加热达到在熔点或刚高于熔点温度的状态。

上面的实施方案描述了通过注模成形制造锻造用制品，这对本发明不构成具
体限制，因此，可以采用不同方法来成形制造锻造用制品。

(实验1)

实验研究了锻造制品进行锻造后热处理时采用的处理温度与热处理后锻造制
品的强度、0.2％屈服强度和破裂后伸长的关系。

<实验方法>

使用注模成形设备，用合金A制造金属板形式的注模成形制品，合金A组成
示于图2。制造期间，控制熔化金属温度，使制得的注模成形制品的固相比例为5
％，由注模成形材料表面的图象分析确定固相比例。在此使用的合金A是按照ASTM
标准的AZ91D合金。按照上述方式，使用注模成形设备，用合金B制造金属板形
式的注模成形制品，合金B组成示于图2。制造期间，控制熔化金属温度，使制
得的注模成形制品的固相比例为10％。

从各自由合金A和B制造的金属板形注模成形制品上切出数个块形的锻造用
制品，如图3A所示，其宽10mm，长35mm，厚21mm。合金A制成的块在410℃进
行16小时的锻造前预热处理，而合金B制成的块在400℃进行10小时的锻造前
预热处理。

完成锻造前预热处理后，锻造用制品在宽度方向上收缩，对其进行锻造，直
到其厚度减小一半，即从21mm减小至10.5mm(锻造加工率为50％)，如图3B所示。

合金A和B构成的锻造制品在下列温度进行4小时的锻造后热处理：170℃、
250℃、300℃、350℃和400℃。为进行比较，有些锻造的制品不进行锻造后热处
理。

之后，对进行锻造后热处理和未进行锻造后热处理的轻金属成形制品，进行
张力试验。

进行了300℃、350℃和400℃锻造后热处理的合金A和B的轻金属成形制品，
进行张力试验后，用显微镜检查它们的微结构。为进行比较，未进行锻造前预热
处理和锻造后热处理的轻金属成形制品代之以进行T6处理，也检测了这些制品。
对合金A的T6处理包括在410℃16小时的固溶处理和170℃16小时的时效沉淀硬
化处理，而对合金B的T6处理包括400℃10小时的固溶处理和175℃16小时的时
效沉淀硬化处理。

<实验结果>

图4所示是合金A进行锻造后热处理的处理温度与锻造制品的0.2％屈服强
度、强度和破裂后伸长的关系图，而图5所示是合金B的同样关系图。由图4和
图5可知，合金A和合金B随处理温度上升，0.2％屈服强度趋于下降，强度逐渐
提高，破裂后伸长趋于增加。对破裂后伸长，采用和T6处理中时效沉淀硬化处理
相同的处理温度(170-230℃)的热处理，其破裂后伸长小于不进行热处理的情况。
但是，当处理温度为230℃或更高时，对破裂后伸长有较大的改善，同时不会引
起0.2％屈服强度或强度的明显下降。

图6A-6D是合金A构成的轻金属成形制品表面的微结构。图6A所示为进行T6
处理的制品，图6B所示为在300℃进行热处理的制品，图6C所示为在350℃进行
热处理的制品，图6D所示为在400℃进行热处理的制品。图7A-7D是对合金B构
成的轻金属成形制品的同样微结构图。图6和图7中，观察到图6A和7A中由于
合金A中化合物(Mg₁₇Al₁₂)分离(图中黑色部分)而造成的晶粒变粗大。另一方面，
在进行了比T6处理温度更高处理时间更短的锻造后热处理的轻金属成形制品中，
采用300℃处理温度的制品，没有清晰的晶粒边界，化合物沉淀很均匀(见图6B
和7B)。采用350℃处理温度的制品，观察到精细的晶粒边界，化合物沉淀很均匀
(见图6C和7C)。采用400℃处理温度的制品，观察到晶粒变粗大，但化合物沉淀
也很均匀(见图6D和7D)。

由张力试验结果以及微结构的观察结果，可以认为形成轻金属成形制品的材
料组成在进行锻造后热处理以后会影响材料的延性。即，没有发生重结晶的组成，
其晶粒形式不易改变，使得该材料强度高，但延性很差。当发生重结晶后，晶粒
可以形式，使材料有延性。然而，据信当晶粒变得太大时，晶粒难以改变形式，
使材料脆性，材料的强度和延性都有所降低。

因此，为了制造强度非常高的轻金属成形制品，锻造后热处理的处理温度设
定在制造的材料组成中观察不到晶粒的温度。而要制造高延性的轻金属成形制品，
锻造后热处理的温度设定在制造的材料组成中可以观察到精细晶粒的温度。

(实验2)

实验研究了锻造后制品进行锻造后热处理的处理时间与0.2％屈服强度、强
度和破裂后伸长的关系。

<实验方法>

按照和实验1相同的方式，由合金A和合金B各自制造块形锻造用制品，如
图3A所示，为10mm宽，35mm长和21mm厚。合金A制成的块在410℃进行16小
时的锻造前预热处理，而合金B制成的块在400℃进行10小时的锻造前预热处理。

完成锻造前预热处理后，各锻造用制品在宽度方向收缩，对其进行锻造，直
到其厚度减小一半，即从21mm减小至10.5mm(锻造加工率为50％)，如图3B所示。

合金A和B构成的锻造制品进行锻造后热处理，合金A在300℃，合金B在
350℃进行下列处理时间的锻造后热处理：1小时、4小时、10小时和15小时。

之后，对进行锻造后热处理和未进行锻造后热处理的轻金属成形制品，进行
张力试验。

<实验结果>

图8所示是合金A进行锻造后热处理的处理时间与锻造制品的0.2％屈服强
度、强度和破裂后伸长的关系图，而图9所示是合金B的同样关系图。处理时间
为0的数据是实验1中未进行锻造后热处理的锻造用制品。由图8和图9可知，
合金A和合金B，当处理时间达到1小时，0.2％屈服强度明显下降，尽管随处理
时间达到1小时以上0.2％屈服强度的下降趋势变缓。当处理时间达到1小时强
度略有增加，尽管随处理时间达到1小时以上强度逐渐下降。另一方面，对合金
A，观察到当处理时间达到1小时后，破裂后伸长明显增加，处理时间继续延长未
观察到破裂后伸长明显的变化。对合金B，当处理时间为1小时时，观察到破裂
后伸长为峰值，随处理时间继续延长，破裂后伸长趋于下降。由上面的结果可知，
合金A和合金B，在热处理的第一小时可以观察到破裂后伸长有大的改善，对合
金B，设定10小时或更短的处理时间(较好是5小时或更短)，可以获得破裂后伸
长有很大改善的轻金属成形制品。

(实验3)

实验研究了锻造用制品的相对密度在非完全闭合模头锻造前后之间的关系。

<实验方法>

使用注模成形设备，在各种条件下制造出圆柱形锻造用制品，如图10A所示，
在其上表面有一个深3mm的圆形凹陷。这些锻造用制品由合金C构成，其组成列
于图2。采用阿基米德法测定制成的锻造用制品的密度，测定值除以理论值(假设
没有内部缺陷如气体缺陷)，计算结果乘以100，得到相对密度值。制造几个相对
密度分别为85％、90％和95％的锻造用制品。

上述锻造用制品然后进行非完全闭合模头锻造，直到获得图10B所示的形状。
仍如上述测定制得的锻造制品密度，计算各锻造制品的相对密度。

<实验结果>

图11所示为锻造前锻造用制品相对密度与锻造后制品相对密度最大值和最
小值之间的关系。由图11可知，锻造前锻造用制品相对密度小于90％时，锻造
后制品的相对密度为99％或更小，且相对密度有很大差异。即，当相对密度小于
90％(即，内部缺陷大于10％(体积))，非完全闭合模头锻造不能充分消除内部缺
陷，因此，这样的锻造不能充分提高材料的强度。

(实验4)

实验研究了采用注模成形制造的锻造用制品相对密度和固相比例之间的关
系。

<实验方法>

使用注模成形设备，用合金A制造金属板形式的锻造用注模成形制品，此时
改变熔化金属温度，即改变固相比例。注模成形过程中，以10m/s速度将熔化金
属注入模腔。通过注模成形制品表面的图象分析确定固相比例。

然后，按照和实验3相同的方式，测量计算按照这种方式制造的锻造用制品
的相对密度。

<实验结果>

图12所示为锻造用制品的相对密度和固相比例之间的关系。由图12可知，
通过注射半熔融态的熔化金属成形，可获得相对密度高的锻造用制品。具体而言，
当固相比例为10％或更大时，可以可靠地制造相对密度高的锻造用制品。认为这
是由于固相比例为10％或更大的半熔化金属有很高的粘度，因此熔化金属在空腔
中以层流方式缓慢流动。当固相比例为10％或更大时，未观察到相对密度的提高，
不能达到100％的相对密度。认为这是因为在锻造用制品中不可避免地会产生缩
孔。

(实验5)

实验研究了锻造用制品在锻造前预热处理前后的表面微结构。

<实验方法>

按照和实验1相同的方式，通过注模成形合金A和合金B，制造金属板形式
的注模成形制品。然后，使用显微镜观察这些注模成形制品的微结构。

之后，合金A的注模成形制品在410℃进行16小时的热处理，而合金B的注
模成形制品在400进行10小时的热处理。热处理后，使用显微镜再次观察微结构。

<实验结果>

图13A-13D是注模成形制品在热处理前后的表面微结构图。图13A所示为在
热处理前的合金A的注模成形制品，图13B所示为在热处理前的合金B的注模成
形制品，图13C所示为在热处理后的合金A的注模成形制品，图13D所示为在热
处理前的合金B的注模成形制品。由这些图可知，合金A和合金B构成的注模成
形制品的微结构在热处理前后有很大差异。具体而言，热处理前，注模成形制品
的固相部分明显，而在液相部分中发生Mg₁₇Al₁₂的结晶(液相部分中的黑色区域)。
而热处理后，难以清楚辨认热处理前观察到的固相部分。Mg₁₇Al₁₂溶解，因此难以
观察。有些晶粒边界依稀可见。

在不偏离本发明精神和基本特点下，可以以其它形式实施本发明。在此申请
中揭示的实施方案应认为是说明性的，不构成限制。本发明的范围由 而不是由前面的描述界定，在权利要求书等价的意义和范围内的所有变化都包括
在本发明中。