镁合金具有低密度，高比强度、比刚度，良好的减震性、铸造性、切削加工性和可再生利用等优点，被广泛应用于汽车、航空航天、通信等领域[1-3]。 在AZ 系列中，AZ91D 合金因其良好的铸造性、 延展性而成为使用最普遍的商用铸造镁合金之一， 多用于摩托车、电脑配件、家用电器产品的壳体等方面[4-6]。
迄今为止，普通压铸仍占据着镁合金结构件制造的主导地位，但镁合金压铸件通常存在组织疏松和气孔缺陷等[7-10]。 对比常规铸造件，借鉴压力铸造和模锻工艺而发展起来的挤压铸造工艺由于充型压力直接施加在型腔内的金属液上， 冷却速度快，可以制造出晶粒细小、组织均匀、致密度高、力学性能优良的铸件。 对于同成分合金，挤压铸件的强度高于轧材，甚至达到锻件强度，同时伸长率优于压铸件[11-12]。
在挤压铸造工艺中，浇注温度、挤压压力、模具温度、挤压速度、保压时间等共同决定了铸件的性能，其中浇注温度和挤压压力是影响最主要的两个因素[13-16]。 一定压力作用可消除铸件中的气孔、缩松和缩孔等缺陷，提高铸件的致密度、改善组织及提高材料性能。 压力过小时铸件组织晶粒粗大，铸件表面与质量达不到技术要求；而压力过大时铸件的性能提高有限， 同时容易损坏模具 [17]。 实验用AZ91D 镁合金液相线温度为590 ℃左右，合适的浇注温度不仅使合金液内部的气体容易逸出，并且在施加压力后使合金液获得一定的过冷度，从而改变临界形核自由能和形核率，较优的浇注温度应比合金的熔点高100～150 ℃左右[18]。 本文拟通过研究不同压力和浇注温度对AZ91D 镁合金组织与性能的影响，优化工艺参数为生产优质的镁合金铸件提供指导。
1 实验材料与方法
本实验所用的原材料为压铸用的AZ91D 镁合金铸锭， 通过光谱分析仪测量其主要化学成分，如表1 所示。 所用的实验设备主要有100 kN 四柱式液压机、SG2-7.5-12 型坩埚电阻炉、混合保护气体装置、箱式电阻炉等。
表1 AZ91D镁合金化学成分
Tab.1 Chemical composition of the as-cast AZ91D magnesium alloy mass fraction/%
Element Al Zn Si Ni Cu Fe Contents 9.470 0.690 0.130 0.002 0.001 0.001
合金熔炼前将镁合金锭表面打磨清洗后预热至200 ℃，然后放进涂有氧化锌的自制双层不锈钢坩埚， 同时按照镁合金重量的2%～3%加入RJ-3 溶剂，主要起覆盖和精炼作用。 然后加热至650～770 ℃(实验设计温度)， 待AZ91D 镁合金完全熔化后，用打渣勺清除熔渣， 再保温10 min 即可进行浇注、挤压。 整个熔炼过程中采用CO2+Ar+SF6(体积比为24∶75∶1)混合气体进行保护。 浇注挤压前，先用电热圈加热模具至150～180 ℃，模具温度采用表面测温仪测量，同时使用喷枪设备对模具型腔喷涂脱模剂，以便于铸件脱模。 然后将合金熔体按照慢—快—慢的浇注速度浇入模具型腔，5 s 内进行施压，保压20 s。待金属液在给定压力参数下凝固后， 将铸锭取出并在空气中冷却。实验具体挤压工艺参数如表2 所示。
表2 AZ91D 镁合金挤压铸造工艺参数
Tab.2 Process parameters of squeeze casting of AZ91D magnesium alloy
挤压压力/MPa保压时间/s 40/80/120 15 650/690/730/770 150 5 20挤压速度/(mm·s-1)浇注温度/℃模具温度/℃加压时间/s
显微观察试样及力学性能拉伸试样由线切割在铸锭表层10～15 mm 处取得。 采用型号为Leica DML 5000 的光学显微镜(OM)和FEI NONA430 热场发射扫描电子显微镜(SEM)观察组织形貌及拉伸断口，并使用配备的能谱分析仪对样品元素分布进行分析。 采用型号为Xpert Powder 的多位自动进样X 射线衍射仪(X-ray diffraction, XRD)进行实体样品和粉末的物相分析，扫描速率12(°)/min，扫描范围20°～90°。 试样的致密度由阿基米德排水法测定出铸件的实际密度与理论密度的比值所获得。 试样的第二相体积分数运用ImagePro 软件对下铸态组织不同的5 个位置上进行计算， 结果取平均值。 采用HBS-3000 数显式布氏硬度计测量铸件的硬度，压头直径5 mm，载荷1 225 N，加载时间为30 s，每个试样表面均匀测试7 个点， 测量结果取去除最大最小值后的平均值。 拉伸试样在铸锭上端表层10～15 mm处采用线切割取若干个片状拉伸样， 并用砂纸将试样标距段表面打磨至表面光滑， 使用配备有电子引伸计的SUNS UTM5105 电子万能试验机进行室温拉伸试验，拉伸速率为0.3 mm/min，每组实验测试5个试样，测试结果取平均值。
2 实验结果及讨论
2.1 致密度
图1 为不同压力下制备的挤压铸件的致密度，可见在相同浇注温度条件下， 合金的致密度随着压力的增大逐渐增大。 其中原材料的致密度为98.40%，各浇注温度下随挤压压力增加， 挤压铸件致密度提高。 统计40、80 及120 MPa 各挤压压力的挤压铸件平均致密度分别为99.39%、99.55%及99.57%。 压力增大可提高合金的致密度增幅有限。 这是因为在挤压铸造时，在压力作用下，合金熔体与型腔内壁的接触变得更加紧密，合金液受到压力的强制补缩作用，可以消除铸件中的气孔、缩松和缩孔等缺陷，从而提高铸件的致密度。 浇注温度提高可改善合金液的流动性，但对致密度总体影响规律不明显。 研究发现，在浇注温度为730 ℃、 挤压压力为80 MPa 下获得最大致密度为99.78%，较原材料提高1.4%。
图1 不同挤压压力下压铸件的致密度
Fig.1 Density of squeeze casting under different extrusion pressures
2.2 物相组成与显微组织
图2 为浇注温度730 ℃、不同挤压压力下获得的挤压铸态AZ91D 镁合金的X 射线衍射图谱，可见挤压铸造镁合金的相组成主要为α-Mg 相和β-Mg17Al12 相。 随着挤压压力的增大，α-Mg 相衍射峰强度明显呈现逐渐弱化的趋势，β-Mg17Al12 相衍射峰强度略微弱化。
图2 730 ℃浇注温度，不同挤压压力下AZ91D 镁合金XRD 图
Fig.2 XRD patterns of AZ91D alloys under different extrusion pressures at a pouring temperature of 730 ℃
挤压铸造实验中只改变了挤压压力和浇注温度2 个工艺参数，并未添加其他金属元素，故组织成分不会改变。 由于在730 ℃浇注温度下，获取的挤压铸造AZ91D 镁合金综合力学性能最好， 故选取其在不同挤压压力下铸态的AZ91D 镁合金进行显微组织分析。 图3 为730 ℃浇注温度、80 MPa 挤压压力下铸态AZ91D 镁合金的显微组织，灰色衬度是基体部分，呈微扁平晶胞状分布；白色衬度是第二相，呈不连续网状分布。
图3 挤压态AZ91D 镁合金的显微组织与能谱分析：(a)SEM 图，(b)EDS 能谱分析示意图
Fig.3 The microstructure and energy spectrum analysis of the as-cast AZ91D magnesium alloy:(a)SEM image,(b)EDS analysis
两种衬度区域EDS 结果如表3 所示，灰色衬度的基体相由Mg 元素和少量Al 元素组成，结合图2的XRD 分析结果，可推断为α-Mg。 白色衬度的第二相除含有Mg 元素以外， 还富含Al 和少量的Zn元素， 其中Al 元素质量分数占比26.47%，Mg 元素质量分数占比68.55%，结合XRD 分析结果，可推断其为β-Mg17Al12。 少量的Zn 元素的存在是由于在凝固过程中，Zn 原子会在富Al 区聚集。 白色第二相β-Mg17Al12 周围存在深灰色的部分，为非平衡凝固条件下所获得的离异共晶体(α-Mg+β-Mg17Al12)，这是由于在挤压铸造过程中， 熔体所在的模具型腔温度远低于液体温度，冷却速率较快导致的。
表3 图3中能谱分析
Tab.3 EDS analysis corresponding to Fig.3 mass fraction/%
Point Element Contents Al Zn Mn Si Mg A 2.92 - - - 97.08 B 26.47 4.95 - 0.38 68.20 C 22.85 2.73 0.78 0.35 73.29
对730 ℃浇注温度、80 MPa 挤压压力下获得的铸态AZ91D 镁合金试样采用SEM-EDS 进行元素分布分析，结果如图4 所示，其中Mg 和Si 元素较均匀地分布在基体中，Mn 元素部分与Al 元素重合。 有相关文献指出[19]，挤压铸造AZ91D 镁合金组织除了存在α-Mg 相和β-Mg17Al12 相外， 还存在由Al 和Mn 形成的化合物Al6Mn 相， 但在SEM 和XRD 中不容易观察到。 Al 元素主要集中分布在网状部分，并且该部分与Mg 元素暗区重合，其余少量分布在基体中， 重合部分为Mg、Al 形成的化合物Mg17Al12。同时Zn 元素虽然含量很少，但仔细观看发现其主要分布在富Al 区，证实了在凝固过程中，Zn原子会在富Al 区聚集。
图4 挤压态AZ91D 镁合金的元素分布：(a)SEM 图,(b)Mg,(c)Al,(d)Si,(e)Zn,(f)Mn
Fig.4 Distribution of elements in the as-cast AZ91D magnesium alloy:(a)SEM image,(b)Mg,(c)Al,(d)Si,(e)Zn,(f)Mn
图5 为730 ℃浇注温度，不同挤压压力下镁合金铸态光学金相和SEM 组织。 可见，原料合金组织晶粒粗大，合金具有明显的大量共晶组织、第二相分布不均匀和偏析现象。 随着挤压压力的增加，在晶界上出现的网状离异共晶组织分布越来越不连续，并且α-Mg 相晶粒尺寸呈现一定的减小趋势。挤压铸造压力40 MPa 时，α-Mg 基体明显细化、 第二相减少但分布不均匀，由于压力作用，部分晶界组织破碎，呈不规则颗粒状、短棒状。增大压力至80 MPa时，α-Mg 相晶粒尺寸进一步细化，分布在晶界上的层片状、不规则颗粒状、短棒状组织(第二相)尺寸变得更加细小且分布整体较为均匀。 当压力增大到120 MPa 时，层片状的组织虽然变得更加细小，但逐渐减少， 同时更多的不均匀细小再生β-Mg17Al12 沿晶界析出。
图5 730 ℃浇注温度，不同挤压压力下镁合金铸态组织金相和SEM 图：(a1～d1)金相显微图,(a2～d2)SEM 图
Fig.5 Metallographic and SEM micrographs of the as-cast structure of magnesium alloy at 730 ℃pouring temperature and different extrusion pressures:(a1～d1)metallographic micrograph, (a2～d2)SEM image
图6 为80 MPa 挤压压力下， 不同浇注温度AZ91D 挤压铸件的光学金相组织。 可以看出相同挤压压力下， 合金的晶粒尺寸随着浇注温度的升高呈现逐渐长大的趋势。 这是由于温度的升高使得晶界原子的移动、扩散能力不断增强，晶粒之间吞并速度加剧，从而使晶粒长大。
图6 不同浇注温度AZ91D 挤压铸件的光学金相组织：(a)650 ℃,(b)690 ℃,(c)730 ℃,(d)770 ℃
Fig.6 Metallographic structure of AZ91D extrusion castings with different pouring temperatures:(a)650 ℃,(b)690 ℃,(c)730 ℃,(d)770 ℃
2.3 第二相体积分数
图7 为不同浇注温度， 挤压压力下镁合金铸态组织第二相体积分数图。 可见在40、80、120 MPa 压力下，浇注温度为650 ℃时，镁合金组织中第二相体积分数分别为10.9%、7.8%、7.3.%； 浇注温度为690 ℃时， 分别为7.6%、7.1.%、6.8%； 浇注温度为730 ℃时， 分别为9.4%、9.0%、7.8%； 浇注温度为770 ℃时，分别为11.3%、11.0%、9.7%。 在相同的浇注温度下，随着挤压压力的增大，第二相体积分数呈现略微逐渐减少的趋势。 这是由于随着挤压压力的增大，原本分布在晶界上的大块层片状组织由于细化或者消失，不规则颗粒状、短棒状组织增多，故第二相β-Mg17Al12 含量在一定程度有所减少。 而在相同的挤压压力下，浇注温度由690 ～770 ℃时，随着温度的升高，晶粒发生了长大，故第二相体积分数逐渐增大。 其中在650 ℃浇注温度第二相较多，原因可能由于该温度较低， 金属液体的流动性较低，熔体的体积收缩较少，同时在浇注过程中，冷却速率较快，使得第二相体积分数较高。
图7 不同浇注温度、压力下镁合金铸态组织第二相体积分数
Fig.7 Volume fraction of the second phase in the as-cast structure of magnesium alloy at different pouring temperatures and pressures
2.4 布氏硬度
图8 为不同浇注温度、 不同压力下AZ91D 挤压铸件的硬度。可见在相同浇注温度下，随着挤压压力的增大，合金的硬度逐渐增大。在650 ℃浇注温度下，压力从40 MPa 到120 MPa，增幅最明显，硬度由59.5 HB 增加到66.7 HB，增长了12.1%。 压力作用有利于硬度提高的原因主要为细晶强化、 固溶强化和致密度提高的影响，其促进了合金液强烈流动、使固液界面处部分晶体发生剥落和游离， 增加了形核质点从而使晶粒细化；压力作用下凝固过程加快，合金中Al 原子来不及发生偏析， 促进了固溶强化；挤压压力作用下， 减少了铸件中的疏松缩孔等缺陷数量，有利于提高致密度。
图8 不同浇注温度、压力下AZ91D 挤压铸件的硬度
Fig.8 Hardness of AZ91D extrusion casting under different pouring temperatures and pressures
2.5 室温拉伸性能
图9 为原料合金及不同浇注温度下、 不同挤压压力下挤压铸造AZ91D 镁合金的室温拉伸性能曲线图。 可见，相较于普通铸件，挤压铸造后的镁合金性能明显提高。 当浇注温度一定时，压力由40 MPa增大到80 MPa， 材料的抗拉强度和伸长率明显提高。 当挤压压力从80 MPa 升高到120 MPa 时，材料的抗拉强度和伸长率呈现降低的趋势。
图9 不同浇注温度、压力镁合金室温拉伸性能：(a)650 ℃,(b)690 ℃,(c)730 ℃,(d)770 ℃
Fig.9 Room temperature tensile properties of magnesium alloys at different pouring temperatures and pressures:(a)650 ℃,(b)690 ℃,(c)730 ℃,(d)770 ℃
分析认为压力的适当增加， 可增强晶粒细化程度从而加强细晶强化的效果，获得较好综合力学性能；另外合金组织中气孔、疏松等缺陷数量减少、致密度的提升，也有利于力学性能提高。 而压力增加到120 MPa 时，晶粒进一步细化不明显，力学性能提高有限[20]。同时当压力增大到120 MPa 时，晶界附近分布着大量短棒状和球状β-Mg17Al12 相对晶界起一定的弱化作用，容易导致裂纹的产生而使铸件的抗拉强度和塑韧性下降。本实验在浇注温度730 ℃、压力80 MPa 下获得的挤压铸件综合力学性能最好，抗拉强度由121.2 M 提高到219.5 MPa，提高了81.1%；伸长率由1.6%提高到6.4%，提高了300%。
3 结论
(1)挤压铸造AZ91D 镁合金组织主要为α-Mg和β-Mg17Al12。 浇注温度相同时随着挤压压力的增加，α-Mg 相晶粒明显细化； 第二相β-Mg17Al12 细化及晶界出现大量明显的微细共晶组织，体积分数略有减少，但第二相分布不均匀增加。
(2)在730 ℃浇注温度、80 MPa 挤压压力下获得的挤压铸件综合力学性能最好。 致密度达到99.78%， 较原材料提高1.4%； 抗拉强度由121.2 MPa提高到219.5 MPa，提高了81.1%；伸长率由1.6%提高到6.4%，提高了300%。
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