賈海龍，張夢娜，楊 銘，趙 磊，查 敏，王慧遠(yuǎn)

(吉林大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 汽車材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，吉林 長春 130025)

1 前 言

鎂合金是目前最輕的工程結(jié)構(gòu)金屬材料，具有高的比強(qiáng)度和比剛度、優(yōu)異的阻尼性能和良好的減震性等優(yōu)勢，在飛機(jī)艙體、蒙皮、發(fā)動(dòng)機(jī)部件和汽車零部件等復(fù)雜結(jié)構(gòu)、大體積薄壁件的制造領(lǐng)域應(yīng)用前景廣闊[1]。然而，傳統(tǒng)鑄造鎂合金絕對強(qiáng)度低、塑性加工困難等缺點(diǎn)限制了鎂合金作為結(jié)構(gòu)件的應(yīng)用[2]。因此，改進(jìn)鎂合金成形及其加工工藝，發(fā)展鑄造流動(dòng)性高、強(qiáng)塑性優(yōu)異(抗拉強(qiáng)度大于300 MPa，延伸率高于10%)的新型鑄造鎂合金材料具有重大意義。

通過增大凝固冷卻速率可以顯著細(xì)化凝固組織，進(jìn)而提高合金強(qiáng)度[3]。擠壓鑄造技術(shù)(金屬液在壓力的作用下凝固并產(chǎn)生一定的塑性變形)的應(yīng)用可有效減少鑄件內(nèi)部缺陷(如縮孔、縮松等)，從而獲得組織致密、晶粒細(xì)小、力學(xué)性能優(yōu)良的鑄件[4]。然而，擠壓鑄造工藝的相關(guān)研究主要集中在鋁合金領(lǐng)域[5]，原因主要是，相較于鋁合金，鎂合金易氧化及燃燒，導(dǎo)致采用擠壓鑄造方法制備鎂合金鑄件的工藝要求更高[6]。因此，深入研究擠壓鑄造鎂合金的成形工藝、變形機(jī)理以及強(qiáng)韌化機(jī)制，對擠壓鑄造鎂合金的工程應(yīng)用意義重大。本文對擠壓鑄造鎂合金的研究進(jìn)展進(jìn)行了歸納總結(jié)，在此基礎(chǔ)上提出擠壓鑄造鎂合金的發(fā)展方向，為高性能鎂合金的可控制備提供參考。

2 擠壓鑄造簡介

擠壓鑄造(squeeze casting)使液態(tài)金屬低速充型并持續(xù)向其施加機(jī)械壓力(50～150 MPa)[7]，從而獲得鑄造缺陷少、尺寸精密且力學(xué)性能優(yōu)良、加工余量小的鑄件產(chǎn)品(圖1)[8, 9, 10]。根據(jù)壓力對金屬液的作用形式，擠壓鑄造技術(shù)主要分為直接擠壓鑄造和間接擠壓鑄造兩大類。直接擠壓鑄造工藝類似于金屬模鍛，壓力直接施加于液態(tài)金屬的表面，可以制備出致密性良好和形狀簡單的鑄件。間接擠壓鑄造工藝與壓鑄接近，壓力通過澆注系統(tǒng)引入型腔從而間接作用于液態(tài)金屬上，因此合適的擠壓壓力和澆注系統(tǒng)的設(shè)計(jì)是間接擠壓鑄造工藝中的兩個(gè)主要問題；此外，其鑄件尺寸可精準(zhǔn)控制，但內(nèi)部鑄造缺陷多于直接擠壓鑄造方式[11, 12, 13]。

與普通鑄造工藝相比，擠壓鑄造具有以下主要特點(diǎn)[14]：① 擠壓壓力使得合金凝固冷卻速度加快，形核率增加、晶粒長大速度降低；同時(shí)，較高的壓力對凝固枝晶起到一定的破碎作用，導(dǎo)致合金晶粒顯著細(xì)化。② 鎂合金在壓力作用下結(jié)晶可有效促進(jìn)合金內(nèi)部正偏析，有利于提高合金溶質(zhì)元素的固溶度；同時(shí)，促進(jìn)非金屬夾雜物均勻分布、減弱偏析，從而減少氣孔、縮孔等缺陷[15]。③ 擠壓鑄造工藝對合金本身的鑄造流動(dòng)性要求較低，有利于制備鑄造性能較差的變形鎂合金。④ 壓力下凝固可降低合金凝固收縮率(較常規(guī)金屬型鑄造減少了1/2～2/3)，進(jìn)而改善合金的鑄造質(zhì)量，提高力學(xué)性能[16]。⑤ 擠壓鑄造工藝具有高效性、經(jīng)濟(jì)性、工藝簡單等優(yōu)點(diǎn)，是一種先進(jìn)的近凈成形金屬零件制造工藝，對鎂合金產(chǎn)品的大規(guī)模生產(chǎn)具有促進(jìn)作用[17]。

擠壓鑄造工藝流程大體可以概括為4個(gè)基本環(huán)節(jié)，主要是熔化金屬、澆注、加壓并保壓、脫模，如圖1a所示。擠壓鑄造工藝的主要工藝參數(shù)包括[18]：金屬液的質(zhì)量、加壓開始時(shí)間和保持壓力時(shí)間、澆注溫度、沖頭速度、模具溫度等(圖1b)。針對不同合金體系及不同形狀和尺寸的鑄件，需對擠壓鑄造工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化和嚴(yán)格控制，以充分發(fā)揮擠壓鑄造工藝的技術(shù)潛力和經(jīng)濟(jì)優(yōu)勢[19, 20]。

圖1 擠壓鑄造的工藝流程圖(a)、工藝參數(shù)(b)、性能統(tǒng)計(jì)圖(c)和應(yīng)用(d)[8, 9, 10, 18]

3 擠壓鑄造鎂合金研究進(jìn)展

3.1 Mg-Al系合金

當(dāng)前，Mg-Al系合金因其鑄造性、耐腐蝕性和可成形性相對較好且成本低廉，已在多領(lǐng)域廣泛應(yīng)用，特別是鑄造工藝穩(wěn)定、燒損較小、室溫力學(xué)性能和鑄造性能優(yōu)異的AZ91鎂合金。但是，Mg-Al系合金熔煉過程中易氧化燃燒，導(dǎo)致產(chǎn)生夾雜和氧化物等鑄造缺陷，合金力學(xué)性能有待進(jìn)一步提高[21]。添加合金化元素和改進(jìn)鑄造工藝可以有效改善合金的鑄態(tài)組織和力學(xué)性能。

針對Mg-Al系合金的鑄造缺陷，Shastri等[22]研究了3種鑄造工藝(重力鑄造、擠壓鑄造和高壓壓鑄)對AZ91合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，擠壓鑄造工藝可以明顯細(xì)化枝晶臂間距，改善析出相形貌，減少縮松、縮孔等缺陷，顯著提高合金的致密性(圖2)。相關(guān)研究表明，在AZ91合金中添加Ca元素，能夠使合金表面形成致密的氧化層，顯著提高合金的抗氧化性和耐腐蝕性，降低合金可燃性，從而有效避免合金熔煉過程中的氧化及燃燒問題。同時(shí)，添加Ca元素可促進(jìn)Mg-Al系合金中形成細(xì)小的耐高溫A12Ca強(qiáng)化相，有效細(xì)化顯微組織，有利于提高合金的室溫和高溫性能[23]。然而，粗大A12Ca相對合金的室溫性能不利，且Ca也會增加合金的熱裂傾向和粘?，F(xiàn)象。Majhi等[24]發(fā)現(xiàn)，擠壓鑄造工藝可使Ca元素更多地固溶于AZ91合金基體中，使得晶界偏析效應(yīng)明顯減弱。同時(shí)，粗大網(wǎng)狀A(yù)12Ca相的析出被抑制，共晶A12Ca相得到明顯細(xì)化，合金的室溫和高溫性能被顯著改善。因此，擠壓鑄造技術(shù)的應(yīng)用，有望改善Mg-Al-Ca合金的顯微組織，并提高鑄造性能和室溫力學(xué)性能。此外，Lee等[25]研究了合金元素(Nd，Y，Sr)的添加對擠壓鑄造AZ91鎂合金顯微組織和斷裂機(jī)理的影響。添加微量合金化元素后，雖然合金中第二相仍以不連續(xù)的形式沿晶界分布，但晶粒細(xì)化使得合金硬度有所提高。其中，Sr元素對晶粒的細(xì)化效果最顯著，其次是Nd元素，Y元素相對較差。但是，AZ91-Sr合金晶界處分布著較大的顆粒狀第二相，其與基體的界面相容性差，導(dǎo)致合金韌性降低。擠壓鑄造AZ91-Nd、AZ91-Y合金變形過程中的應(yīng)力集中以及裂紋源主要在晶內(nèi)而非晶界處，故斷裂韌性更高。

圖2 不同鑄造工藝制備的鎂合金的SEM照片和力學(xué)性能[22]：(a)重力鑄造，(b)擠壓鑄造，(c)高壓壓鑄，(d)拉伸性能

除合金成分外，擠壓壓力、保壓時(shí)間、模具溫度、澆注溫度等參數(shù)對擠壓鑄造件的組織和力學(xué)性能具有重要影響。其中，擠壓壓力被認(rèn)為是保證鑄件質(zhì)量的最重要因素之一，其不僅可提高基體與增強(qiáng)相之間的結(jié)合力，而且可減少縮松、縮孔等缺陷[26]。壓力對鎂合金凝固過程的影響主要有：① 增加凝固過程中的冷卻速率，即過冷度增大，形核速率增加；② 有效消除鑄造缺陷；③ 相圖(包括熔點(diǎn)、共晶反應(yīng)溫度、固溶度等)發(fā)生變化。金屬凝固過程中所需的擠壓壓力值可利用流體力學(xué)方程推導(dǎo)計(jì)算，擠壓壓力越高，鑄件開裂的可能性越大。對于Mg-Al系合金，擠壓鑄造壓力一般在80～150 MPa范圍內(nèi)。壓力和平衡凝固溫度之間的關(guān)系可用式(1)表示：

(1)

其中：P0、-ΔHf、R均為常數(shù)，平衡凝固溫度隨壓力的增加而升高[27]。因此，非平衡亞穩(wěn)結(jié)構(gòu)相的種類和體積分?jǐn)?shù)可能會增加，而平衡相的體積分?jǐn)?shù)則減少[28]。例如，擠壓鑄造Mg-Al合金的相圖中共晶點(diǎn)溫度向低鋁(富鎂)方向移動(dòng)，且共晶點(diǎn)溫度、固相線和液相線溫度均出現(xiàn)一定程度的提高(圖3)[29]。

關(guān)于擠壓鑄造Mg-Al系合金的早期研究主要集中在擠壓壓力對合金組織與性能的影響方面。研究表明[29-31]，隨著擠壓壓力的增加，冷卻速率增大，α-Mg與β-Mg17Al12相的共晶點(diǎn)溫度升高(圖3)[29]，拓寬共晶反應(yīng)溫度的范圍，因而發(fā)生了偽共晶反應(yīng)。因此，與普通鑄造合金相比，擠壓鑄造Mg-Al合金組織中離異共晶組織的體積分?jǐn)?shù)增加。此外，最近研究結(jié)果表明，隨著凝固過程中擠壓壓力的增加，Mg-Al合金中Al元素在α-Mg基體中的固溶度逐漸增大，導(dǎo)致α-Mg基體和β相均逐漸被細(xì)化，枝晶臂間距減小，細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)被加強(qiáng)[32]。Masoumi等[33]的研究表明，擠壓鑄造壓力的施加提高了Mg-5Al-1Ca(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)合金鑄件和模具之間的換熱能力，抑制氣孔成核，使得合金中氣孔、縮孔等缺陷減少，致密度提高(圖4)。然而，合金晶粒尺寸并沒有發(fā)生明顯的細(xì)化。當(dāng)施加壓力過低(低于60 MPa)時(shí)，合金中仍存在縮孔等缺陷；而壓力值過高，熱交換速率已經(jīng)達(dá)到最大值，合金晶粒尺寸和第二相形貌、尺寸等不能進(jìn)一步被改善，且有損模具壽命[34]。擠壓鑄造Mg-5Al-1Ca合金的最佳壓力為90.0 MPa(孔隙率可忽略不計(jì))，合金的強(qiáng)度和延伸率均顯著增強(qiáng)(拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率分別為183.8 MPa，90.4 MPa和5.43%)。

圖3 壓力下的Mg-Al合金相圖[29]

圖4 擠壓鑄造壓力對Mg-5Al-1Ca合金密度(a)和孔隙率(b)的影響[33]

擠壓鑄造壓力除了對鎂合金晶粒尺寸和共晶相的形態(tài)、尺寸產(chǎn)生影響，也會影響第二相的數(shù)量和形態(tài)。例如，相較于常規(guī)鑄造，隨壓力的增大，擠壓鑄造Mg-Al合金中第二相的體積分?jǐn)?shù)明顯減小[35]，其主要原因是：

在壓力下凝固時(shí)，溶質(zhì)元素在基體中的固溶度增加，導(dǎo)致固液界面前沿參與第二相形成的原子數(shù)量減少。然而，Zhang等[36]的研究表明，隨擠壓壓力的增大，AZ91-Ca合金中共晶相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加，這主要?dú)w因于施加的壓力導(dǎo)致合金相圖發(fā)生改變，過冷度增大使得形核位點(diǎn)增多，進(jìn)而限制共晶相的長大。因此，合金成分的不同導(dǎo)致壓力下凝固微觀組織呈現(xiàn)出巨大的差異，用于擠壓鑄造的鎂合金成分和擠壓鑄造工藝參數(shù)有待于進(jìn)一步優(yōu)化。眾所周知，共晶相的尺寸、數(shù)量和分布對鎂合金的斷裂行為有較大影響：共晶相越大、數(shù)量越多、分布越不均勻，越易形成裂紋。因此，擠壓鑄造鎂合金的斷裂形式與重力鑄造鎂合金有明顯區(qū)別，斷裂模式由解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂(圖5)[22]。

圖5 不同成形工藝制備的AZ91合金的斷口形貌SEM照片[22]：(a)重力鑄造，(b)擠壓鑄造

適宜的澆注溫度通常參照合金相圖中液相線溫度和結(jié)晶溫度進(jìn)行選擇，且直接擠壓鑄造AZ91D合金受澆注溫度的影響大于擠壓壓力和保壓時(shí)間[37]。為了使金屬液具有良好的流動(dòng)性而達(dá)到更高的充型效率，現(xiàn)有的擠壓鑄造工藝大都采用了較高的澆注溫度(650～720 ℃)。Goh等[38]發(fā)現(xiàn)，澆注溫度的升高使得凝固過程中的過冷度增大，AZ91-2Ca合金的枝晶臂間距減小。澆注溫度過高時(shí)，金屬液的體收縮增大，同時(shí)伴隨著氧化加劇的問題，易產(chǎn)生縮松、氣孔等鑄造缺陷，導(dǎo)致合金熱裂傾向增加；而澆注溫度過低時(shí)，金屬液流動(dòng)性較差，導(dǎo)致充型困難和冷隔、斑紋等缺陷。Guo等[39]的模擬結(jié)果表明，AZ91D合金的最佳澆注溫度為670 ℃，仍屬于較高的澆注溫度，因而此時(shí)的微觀組織仍主要由枝晶組成。Zhang等[40, 41]研究表明，當(dāng)澆注溫度較低(600 ℃)或略高于液相線溫度時(shí)，AZ91-Ca合金中的樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榛ò隊(duì)顦渲?，促進(jìn)等軸晶的形成，一定程度上細(xì)化了晶粒。Zhao等[42, 43]發(fā)現(xiàn)，近液相線溫度(595 ℃)澆注時(shí)，隨著澆注溫度的升高，AZ91D合金平均晶粒尺寸由15.24逐漸增大至58.13 μm，枝晶數(shù)量明顯增多，組織明顯粗化(圖6)，且β-Mg17Al12相出現(xiàn)偏析現(xiàn)象，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和延伸率降低。澆注溫度為605 ℃時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度最高，此時(shí)的微觀組織由球狀的細(xì)小等軸晶組成。因此，在最優(yōu)的壓力值下，近液相線溫度澆注可進(jìn)一步促進(jìn)Mg-Al系合金凝固過程中微觀組織的細(xì)化和球化，有利于合金力學(xué)性能的提高。

圖6 澆鑄溫度為595 ℃(a)、605 ℃(b)、615 ℃(c)和625 ℃(d)溫度下擠壓鑄造的AZ91D合金的組織及晶粒尺寸分布(e)[42]

最近，Zhao等[44]提出了一種將擠壓鑄造和熱擠壓相結(jié)合的新型連續(xù)擠壓鑄造-熱擠壓(continuous squeeze casting-extrusion，CSCE)工藝，制備出了高強(qiáng)高韌AZ31合金。相較于重力鑄造后熱擠壓(continuous gravity casting-extrusion，CGCE)，連續(xù)擠壓鑄造-熱擠壓工藝有利于促進(jìn)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，使合金具有弱織構(gòu)和更細(xì)小的第二相，平均晶粒尺寸由7.24減小到2.43 μm(圖7)，合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到321 MPa和14.7%。此外，半固態(tài)擠壓鑄造中凝固和塑性變形同時(shí)發(fā)生，流動(dòng)應(yīng)力大大降低。半固態(tài)擠壓鑄造有效地結(jié)合了擠壓鑄造和固態(tài)加工的優(yōu)點(diǎn)，可以將成形性較差的鎂合金加工成形狀復(fù)雜的產(chǎn)品。Feng等[45]研究發(fā)現(xiàn)，半固態(tài)擠壓鑄造AZ31合金組織均勻、晶粒細(xì)化、織構(gòu)弱化，冷變形性顯著提高。綜上所述，擠壓鑄造工藝參數(shù)對Mg-Al系合金晶粒尺寸、第二相的類型及數(shù)量影響較大[46-48]，導(dǎo)致力學(xué)性能不同(表1)。

表1 不同擠壓鑄造工藝條件下Mg-Al系合金力學(xué)性能

圖7 重力鑄造-熱擠壓(a～c)和擠壓鑄造-熱擠壓(d～f)合金的微觀組織[44]

3.2 Mg-Zn系合金

Mg-Zn系合金是目前應(yīng)用較為廣泛的變形鎂合金之一，時(shí)效強(qiáng)化效果優(yōu)異，但合金凝固范圍較寬，在傳統(tǒng)鑄造過程中易出現(xiàn)鑄造缺陷和熱裂傾向，鑄件質(zhì)量較差。擠壓鑄造技術(shù)可以減少甚至消除Mg-Zn合金的氣孔、縮松、縮孔等鑄造缺陷，獲得組織致密的鑄件，再結(jié)合固溶時(shí)效處理，可以顯著改善Mg-Zn系合金的力學(xué)性能。其中，以ZK61為代表的Mg-Zn-Zr(ZK)系合金，擠壓鑄造的鑄件經(jīng)固溶和人工時(shí)效處理后，可獲得良好的綜合力學(xué)性能(抗拉強(qiáng)度高于300 MPa，延伸率大于10%)，是目前適于制造形狀復(fù)雜的大型鍛件的變形鎂合金之一。

Pavel等[49]研究了3種鑄造工藝(重力鑄造、液態(tài)擠壓鑄造和半固態(tài)擠壓鑄造)對Mg-3Zn-2Ca合金組織和性能的影響。液態(tài)擠壓鑄造和半固態(tài)擠壓鑄造工藝均可有效提高合金的致密性、細(xì)化晶粒、改變第二相的尺寸和分布；進(jìn)一步熱處理后，Mg2Ca相轉(zhuǎn)變?yōu)楸籆a2Mg6Zn3相薄殼包圍的球體；Ca2Mg6Zn3相中的Zn原子擴(kuò)散到α-Mg固溶體中，抗拉強(qiáng)度和延展性提高。此外，Anita等[50]通過擠壓鑄造工藝制備了不同Zn含量的Mg-xZn(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，x=1,5,10)合金。隨Zn含量的增加，鑄件晶粒逐漸細(xì)化，細(xì)晶晶界處的連續(xù)網(wǎng)狀和次生MgZn相的體積分?jǐn)?shù)增大，導(dǎo)致合金屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度增加，但延伸率卻有所下降(圖8)。

圖8 擠壓鑄造工藝制備不同Zn含量的Mg-Zn合金的MgZn相顯微組織照片[50]

Joshi等[51]研究了合金化元素Ca和Al對擠壓鑄造Mg-6Zn合金組織和拉伸性能的影響。添加Ca，Al元素后，晶粒尺寸減小，第二相體積分?jǐn)?shù)增加，晶粒細(xì)化和固溶強(qiáng)化作用共同增強(qiáng)，合金強(qiáng)度提高，但脆性相的增加導(dǎo)致合金延伸率顯著降低。姚杰等[52]研究了混合稀土RE(Ce,La)含量對擠壓鑄造Mg-6Zn-1.4Y(ZW61)合金組織及性能的影響。混合稀土RE(Ce,La)含量的增加可以有效減小晶粒尺寸并使其相變過程發(fā)生改變，有效促進(jìn)高熔點(diǎn)T-(Ce，La)(Mg1-xZnx)11相的形成，顯著提高合金高溫力學(xué)性能。隨RE(Ce,La)含量增加，第二相體積分?jǐn)?shù)逐漸升高，且形貌發(fā)生明顯變化(由層片狀共晶相I-Mg3Zn6Y1相轉(zhuǎn)變?yōu)殚L棒狀T-(Ce，La)-(Mg1-xZnx)11相結(jié)構(gòu))；RE(Ce,La)質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)一步增加到3%時(shí)，第二相轉(zhuǎn)變?yōu)橹車植贾鳺-Mg3Zn3Y2相顆粒的T相塊狀組織(圖9)。此外，Yong等[53, 54]通過擠壓鑄造工藝制備出低稀土含量高強(qiáng)度的Mg-4.2Zn-1RE及Mg-4.2Zn-1RE-0.7Zr合金。增大擠壓壓力，使連續(xù)狀的層片狀析出相變成了斷續(xù)狀，彌散均勻分布在鎂基體中。

圖9 不同RE(Ce，La)含量的擠壓鑄造ZW61-xRE合金背散射電子照片[52]

合適的擠壓鑄造壓力可以顯著改善Mg-Zn系合金中的氣孔、縮松、縮孔等缺陷，獲得高致密鑄件。Zhu等[55]研究表明，增大擠壓鑄造壓力有助于減小模具壁和凝固殼體之間的氣隙，增大冷卻速率，從而細(xì)化晶粒。而當(dāng)擠壓鑄造壓力達(dá)到一定值時(shí)，氣隙幾乎完全消失，模具壁和凝固殼體之間的傳熱系數(shù)無顯著變化，晶粒不會進(jìn)一步細(xì)化。此外，增大擠壓壓力能夠使金屬液在凝固的最后階段充分填充枝晶間隙，降低熔體中的氣體溶解度，有效減少孔隙數(shù)量，顯著提高合金的極限抗拉強(qiáng)度和伸長率。Mo等[56]通過擠壓鑄造制備的Mg-12Zn-4Al-0.5Cu新型鎂合金也表現(xiàn)出相似的研究結(jié)果。隨著擠壓壓力的增加，熔體過冷度增大，枝晶顯著細(xì)化(圖10)，同時(shí)抑制了縮孔的形成，合金組織致密化程度增加。

圖10 不同鑄造壓力下擠壓鑄造合金的SEM照片[56]:(a) 40 MPa, (b) 80 MPa, (c) 120 MPa

擠壓鑄造Mg-Zn系合金受澆注溫度的影響主要有兩方面：① 提高澆注溫度能夠改善熔體的流動(dòng)性，顯著抑制鑄造缺陷的產(chǎn)生；② 提高澆鑄溫度促進(jìn)晶粒生長，合金晶粒尺寸增大。盧亞駿等[57]發(fā)現(xiàn)，降低澆注溫度使ZX60合金晶粒細(xì)化，屈服強(qiáng)度有所提高。然而，較低的澆注溫度使合金在凝固過程中補(bǔ)縮不足，鑄造缺陷增多，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和延伸率出現(xiàn)下降趨勢。在較高澆注溫度下，傾向于形成粗大、連續(xù)的網(wǎng)狀枝晶；較低澆注溫度下，第二相則以彌散、均勻分布的顆粒狀存在(圖11)。

圖11 不同澆注溫度下擠壓鑄造ZX60鎂合金鑄態(tài)組織SEM照片[57]: (a, b) 680 ℃, (c) 700 ℃, (d) 720 ℃

時(shí)效熱處理可進(jìn)一步提高擠壓鑄造Mg-Zn系合金的強(qiáng)度。當(dāng)擠壓壓力為60 MPa時(shí)，Mg-6Zn-4Al-0.5Cu合金經(jīng)時(shí)效熱處理后表現(xiàn)出最佳的拉伸性能(屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為216 MPa、337 MPa和12%)[43]。擠壓鑄造ZX60鎂合金經(jīng)T6熱處理后，合金組織中大塊、連續(xù)的第二相溶解，強(qiáng)度和塑性相對于鑄態(tài)都有明顯的提升[57]。經(jīng)380 ℃/16 h固溶處理+175 ℃/8 h時(shí)效處理后，合金表現(xiàn)出最佳的綜合力學(xué)性能(圖12)[57]，抗拉強(qiáng)度可達(dá)300 MPa、屈服強(qiáng)度180 MPa、延伸率10%，相較于鑄態(tài)分別提高62%、122%和32%。

圖12 擠壓鑄造ZX60鎂合金時(shí)效硬化曲線(a)和拉伸曲線(b)[57]

呂書林等[58]采用半固態(tài)結(jié)合流變擠壓鑄造工藝制備Mg99.9-3xZnxY2xZr0.1(x=0.5,1,2，摩爾分?jǐn)?shù))合金。利用超聲振動(dòng)制備的合金半固態(tài)漿料中初生α-Mg由尺寸較大的α1-Mg球狀晶和尺寸較小的α2-Mg等軸晶構(gòu)成，亮灰色網(wǎng)狀LPSO相主要分布于晶界處(圖13)。超聲的聲空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)結(jié)合流變擠壓鑄造技術(shù)有效地細(xì)化了合金中的初生α-Mg晶粒和晶界處的LPSO相。隨著擠壓壓力的增加，LPSO相厚度逐漸變窄，晶粒細(xì)化效果增強(qiáng)，合金強(qiáng)度持續(xù)增大。當(dāng)擠壓壓力增加到一定值后(>100 MPa)，進(jìn)一步增大壓力對合金組織和強(qiáng)度的改善并不明顯。流變擠壓鑄造能夠有效提高M(jìn)g99.9-3xZnxY2xZr0.1合金的力學(xué)性能(表2)，特別是延伸率。

圖13 Mg96.9Zn1Y2Zr0.1合金的顯微組織[58]：(a，c)流變擠壓鑄造合金的光學(xué)顯微照片、SEM照片及元素能譜結(jié)果；(b，d)重力鑄造合金的光學(xué)顯微照片、SEM照片及元素能譜結(jié)果

表2 流變擠壓鑄造Mg99.9-3xZnxY2xZr0.1合金的力學(xué)性能[58]

3.3 Mg-RE系合金

目前，傳統(tǒng)鑄造工藝制備的高強(qiáng)、耐熱性好的稀土鎂合金往往成本昂貴且鑄件顯微組織粗大；而高壓壓鑄使合金的孔隙率增加，難以獲得致密性好且可熱處理的鑄件。Zhao等[59]發(fā)現(xiàn)，重力鑄造Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr合金鑄件缺陷難以控制，而擠壓鑄造壓力的施加不僅可使合金晶粒細(xì)化、致密性提高，而且β′析出相向β1析出相的轉(zhuǎn)變過程被抑制，導(dǎo)致β1相的體積分?jǐn)?shù)降低。因此，擠壓鑄造Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr合金中，相對較高體積分?jǐn)?shù)的β′相使得析出強(qiáng)化效果更顯著，合金的硬度和強(qiáng)度更高(圖14)。楊艷玲等[60]推斷，擠壓鑄造壓力作用下溶質(zhì)原子在α-Mg基體的固溶度改變的主要原因可能是溶質(zhì)原子半徑在壓力下發(fā)生改變，并據(jù)此提出了固溶度隨壓力變化的經(jīng)驗(yàn)公式，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果保持一致。若加壓時(shí)液相線溫度高于合金熔體的溫度，合金的臨界形核自由能隨壓力增加而降低，形核率提高，合金晶粒尺寸減小。此外，原子在固-液界面上的附著速度隨著擠壓壓力的增大而增加，凝固前沿的不穩(wěn)定波長逐漸降低，合金熔體的凝固速度顯著提高，從而可以有效細(xì)化晶粒。Fang等[61]發(fā)現(xiàn)，擠壓鑄造高稀土含量的Mg-RE-Zn-Y合金晶粒尺寸明顯減小，富稀土相(Mg-Zn-RE相)變得沿晶界均勻分布(圖15)，隨著擠壓鑄造壓力的增大，合金力學(xué)性能逐漸提高。

圖14 Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr合金明場TEM照片和選區(qū)電子衍射圖譜[59]：(a,b)重力鑄造，(c,d)擠壓鑄造

圖15 不同擠壓鑄造壓力下Mg-RE-Zn-Y合金SEM照片[61]: (a) 0 MPa, (b) 200 MPa

相較于常規(guī)鑄造，擠壓鑄造稀土鎂合金致密性高、組織細(xì)小，但其力學(xué)性能仍有待于進(jìn)一步提高。石文靜等[62]的研究表明，擠壓鑄造WE43鎂合金的晶粒尺寸和粗大的網(wǎng)狀Mg-Y-Nd相被顯著細(xì)化，合金中縮孔、氣孔等鑄造缺陷明顯降低，致密度提高。經(jīng)過525 ℃/6 h固溶處理+225 ℃/14 h時(shí)效處理后，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率均達(dá)到了最佳，分別為181 MPa、152 MPa和7.62%。Wang等[63]發(fā)現(xiàn)，近液相線擠壓鑄造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金比常規(guī)鑄造工藝制備的該合金的熱處理溫度降低了40 ℃，有效避免了高溫?zé)崽幚硪鸬暮辖痖_裂和過燒問題。T6態(tài)擠壓鑄造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率相較于鑄態(tài)合金進(jìn)一步分別提高了9%，19%和114%(圖16)，拉伸斷口存在大量韌窩。

圖16 重力鑄造和擠壓鑄造的Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金鑄態(tài)和T6熱處理態(tài)的拉伸斷口形貌(a～d)和拉伸力學(xué)性能(e)[63]

將擠壓鑄造工藝與半固態(tài)工藝結(jié)合，可進(jìn)一步改善鑄態(tài)組織，制備高性能鎂合金[64, 65]。例如，Hao等[66， 67]發(fā)現(xiàn)，電磁攪拌能夠細(xì)化Mg-RE合金，使晶粒尺寸從～680 μm顯著細(xì)化至～150 μm。然而，電磁攪拌制備的漿料組織中仍存在部分枝晶，使得半固態(tài)漿料制備存在一定的困難。Fang等[61]利用超聲波制備了半固態(tài)漿料，對擠壓鑄造Mg-RE-Zn-Y合金組織和性能進(jìn)行了研究。隨著擠壓壓力的增大，合金中溶質(zhì)原子的固溶度增加，第二相均勻分布于晶間和晶界處，有效提高力學(xué)性能。Guo等[68]發(fā)現(xiàn)，與常規(guī)擠壓鑄造合金相比，流變擠壓鑄造AZ91合金的組織更細(xì)小、第二相分布更加均勻，且鑄造缺陷進(jìn)一步減少。Zhang等[40]發(fā)現(xiàn)，(氣泡攪拌)流變半固態(tài)擠壓鑄造合金中初生α-Mg和共晶組織均得到顯著細(xì)化，合金的綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳,與擠壓鑄造合金相比，室溫拉伸屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提高了27%、22.8%和83.3%。

此外，除了常規(guī)力學(xué)性能的改善(表3)，擠壓鑄造工藝對鎂合金的其他性能也有一定的影響。Horynava等[69]發(fā)現(xiàn)，與常規(guī)鑄造相比，擠壓鑄造工藝可以提高AZ31合金的疲勞性能和耐蝕性。莫文飛等[70]的研究表明，擠壓鑄造可顯著降低高Zn含量的Mg-Zn合金的熱裂傾向。同時(shí)，與重力鑄造和高壓壓鑄相比，低的孔隙率和連續(xù)網(wǎng)狀分布的細(xì)小共晶相使得擠壓鑄造鎂合金具有優(yōu)良的抗蠕變性能[22, 24, 71]。

表3 不同工藝條件下制備的鎂稀土合金力學(xué)性能

4 結(jié) 語

擠壓鑄造工藝是一種鑄鍛有機(jī)結(jié)合的先進(jìn)近凈成形方法。近年來，隨著汽車和航空航天等領(lǐng)域?qū)p量化材料需求的增加，亟需開發(fā)新型高強(qiáng)塑性擠壓鑄造鎂合金。目前，對擠壓鑄造鎂合金的研究主要集中于Mg-Al、Mg-Zn系合金，而對其他耐熱、高強(qiáng)稀土鎂合金的研究較少。特別是對擠壓鑄造工藝參數(shù)-合金組織-力學(xué)性能間關(guān)系規(guī)律亟需進(jìn)一步探究。因此，需從以下幾方面開展相關(guān)工作：

(1)針對鎂合金易氧化燃燒的問題以及擠壓鑄造工藝特點(diǎn)，開發(fā)適于擠壓鑄造工藝的鎂合金體系。

(2)深入系統(tǒng)研究擠壓鑄造鎂合金的壓力凝固行為和組織演變，總結(jié)其變化規(guī)律，特別是壓力對固溶度的影響規(guī)律，為優(yōu)化擠壓鑄造工藝參數(shù)提供理論依據(jù)。

(3)完善及發(fā)展擠壓鑄造鎂合金熱處理制度，充分發(fā)揮擠壓鑄造鎂合金的時(shí)效強(qiáng)化優(yōu)勢，制備高性能鎂合金。

(4)開發(fā)鎂合金擠壓鑄造裝備及技術(shù)，建立復(fù)雜鑄件控形控性方法。

(5)將擠壓鑄造技術(shù)和其他成形工藝相結(jié)合，探究制備參數(shù)-組織-力學(xué)性能間的關(guān)系，充分發(fā)揮鎂合金的潛力，促進(jìn)鎂合金的產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用。