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  左克生  張海濤  林兆偉  秦克  崔建忠

（東北大學(xué)材料電磁過程研究教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室）

摘要  采用半連續(xù)鑄造制備了尺寸為+106 mm/+60 mm的過共晶Al- Si合金管坯。結(jié)合數(shù)值模擬和鑄造試驗(yàn)，研究了鑄造速度對(duì)半連續(xù)鑄造過程和組織的影響。結(jié)果表明，隨著鑄造速度的增加，A390合金管坯中的液穴深度逐漸增加，內(nèi)壁處重熔層的高度和最高溫度逐漸增加。當(dāng)鑄造速度達(dá)到240 mm／min以上，管坯內(nèi)壁出現(xiàn)了明顯的貧Si層，這是由于熔體的對(duì)流作用所致。當(dāng)鑄造速度增加至使Si原子或原子團(tuán)簇在內(nèi)側(cè)凝固前沿的附著能力小于沖刷作用時(shí)，即在內(nèi)壁處形成貧Si層。

關(guān)鍵詞  過共晶Al-Si合金；初生Si;數(shù)值模擬；鑄造速度；管坯

 隨著汽車工業(yè)面臨的日益嚴(yán)重的能源、環(huán)境等問題，汽車輕量化日益受到重視。輕質(zhì)材料如鋁合金替代鋼鐵材料是減輕汽車自重的有效措施。其中，發(fā)動(dòng)機(jī)缸體使用鋁合金替代鑄鐵可實(shí)現(xiàn)減重30%左右，然而仍然需要使用鑄鐵或鑄鋼材料作為缸體的內(nèi)襯。這是由于用作缸體的亞共晶Al-Si合金不具備優(yōu)異的耐磨性能，在鋁合金缸體上配備鐵質(zhì)缸套以提高其耐磨損性能。但是，除了密度高外，鐵質(zhì)缸套還具有導(dǎo)熱性能較差以及其與缸體之間的熱膨脹系數(shù)不同帶來(lái)的細(xì)小間隙影響導(dǎo)熱性能。過共晶Al-Si合金具備優(yōu)越的耐磨性能，且與鋁合金缸體之間的熱膨脹系數(shù)差值很小，導(dǎo)熱性能優(yōu)異，故而可作為鐵質(zhì)缸套的替代品。在20世紀(jì)70年代就進(jìn)行了過共晶Al-Si合金全缸體（無(wú)缸套）的研究，然而并未取得較好的效果，這是由于過共晶Al-Si合金中初生Si通常較為粗大且分布不均勻所致。因此，就有了細(xì)化初生Si和改善其分布的一些方法，如添加細(xì)化劑和快速凝固。德國(guó)PEAK公司使用噴射沉積法制備了過共晶Al-Si合金坯料，初生Si顆粒分布均勻且尺寸不超過5弘m，其可被用于生產(chǎn)汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸套。然而坯料需要后續(xù)的擠壓和旋壓加工以消除噴射沉積過程中形成的孔洞。有研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)初生Si顆粒的平均尺寸在12～50 pm之間時(shí)可以獲得理想的耐磨性能。通常噴射沉積法制備的坯料需要經(jīng)過高溫?zé)崽幚硪允钩跎鶶i顆粒粗化。因此，通過噴射沉積法制備汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸套成本較高，目前僅限用于高檔的汽車。

 本課題旨在利用半連續(xù)鑄造制備近終形的過共晶AI-Si合金薄壁管，進(jìn)而取消擠壓工序，經(jīng)過機(jī)械加工和熱處理等工序后可直接作為發(fā)動(dòng)機(jī)缸套。相比于噴射沉積方法具有設(shè)備簡(jiǎn)單、投資小、工序少和成本低等優(yōu)勢(shì)。初生Si的大小及其均勻性是制備過共晶Al-Si合金的關(guān)鍵。本課題在添加P細(xì)化劑的基礎(chǔ)上，通過數(shù)值模擬和鑄造試驗(yàn)相結(jié)合，研究了鑄造速度對(duì)半連續(xù)鑄造制備尺寸為+106 mm/+60 mm的A390合金管坯過程和組織的影響。

1  試驗(yàn)方法

圖1為薄壁管坯半連鑄鑄造過程的示意圖，所鑄管坯的尺寸為+106 mm／460 mm。管坯的內(nèi)外表面分別受到結(jié)晶器和銅芯的激冷作用而形成初始凝固殼，隨后，管坯外表面受到二次冷卻水的強(qiáng)烈熱交換作用，然而內(nèi)表面則無(wú)冷卻水的作用。由于在凝固和冷卻過程中，管坯發(fā)生凝固收縮和固態(tài)收縮，從而導(dǎo)致管坯內(nèi)徑將會(huì)減小，因而，銅芯應(yīng)帶有一定的倒錐度以協(xié)調(diào)管坯的熱收縮。由于管坯內(nèi)表面沒有二次冷卻水的激冷作用，試驗(yàn)采用的裝置可以使得內(nèi)表面的凝固收縮較慢，減少了管坯在鑄造過程中“抱芯”的可能性，大大提高了管坯鑄造過程的穩(wěn)定性。

 使用電阻爐熔煉A390合金(Al-17Si-4.2 Cu-0.6Mg)，熔煉溫度為820℃，并使用Al-P變質(zhì)劑孕育20min后于780℃澆注并進(jìn)行管坯半連續(xù)鑄造。鑄造速度分別為180、210、240和270 mm／min。外部冷卻水量為60 Llmin，芯部冷卻水量為15 L／min。

 將不同鑄造速度下獲得的管坯銑面并在掃描電鏡下掃描觀察管坯的組織。于管坯外壁、壁厚中心和內(nèi)壁處截取試樣，觀察微觀組織并使用圖像分析法計(jì)算出初生Si相的平均直徑和面積分?jǐn)?shù)。

2  管坯半連續(xù)鑄造過程的數(shù)值模擬

利用Fluent軟件計(jì)算鑄造過程中的溫度場(chǎng)和熔體流動(dòng)。由于實(shí)體模型具有對(duì)稱性，故而僅對(duì)實(shí)體模型的1／2進(jìn)行計(jì)算，管坯半連續(xù)鑄造的幾何模型及其邊界條件設(shè)置見圖2。為了更加清晰地顯示鑄造過程中的各種物理場(chǎng)，圖2僅是整個(gè)幾何模型的1/10區(qū)域。

對(duì)于半連續(xù)鑄造過程的控制方程以及邊界條件設(shè)置可參考文獻(xiàn)[8]。其中，A390合金的密度為2 600kg．m-3，液相線溫度為934 K．Al-Si共晶溫度為839K，固相線溫度為783 K。其他物性參數(shù)見表1和圖3。

圖4為不同鑄造速度下管坯中的溫度場(chǎng)。可以看出，當(dāng)熔體處在熱頂中時(shí)，由于熱頂?shù)慕^熱作用，熔體保持著較高的溫度（高于液相線）。然而當(dāng)熔體與結(jié)晶器和銅芯接觸后，形成了一定厚度的凝固殼，熔體內(nèi)部的溫度在對(duì)流作用下也很快降低至液相線以下。當(dāng)管坯的外表面與二次冷卻水接觸后，管坯外表面的溫度急劇降低。由于管坯內(nèi)表面無(wú)二次冷卻水的強(qiáng)烈熱交換作用，熔體的等溫面（線）的最低位置要偏向于管坯的內(nèi)半側(cè)，且隨著與銅芯上沿距離的增加而逐漸向內(nèi)表面偏移。

圖5為不同鑄造速度下，位于薄壁管的對(duì)稱面+zx上的液穴形狀。當(dāng)鑄造速度由150 mm／min逐漸增加至300 mm／min時(shí)，與之相對(duì)應(yīng)的液穴深度由25 mm逐漸增加至66 mm，內(nèi)壁處的凝固殼厚度逐漸減薄，液穴底部在徑向上的位置由壁厚中心偏移至距離內(nèi)壁僅4 mm。從圖4a～圖4f可見，薄壁管的內(nèi)壁出現(xiàn)不同程度的溫度回升現(xiàn)象。圖6為不同鑄造速度下，位于薄壁管內(nèi)壁處（對(duì)稱面+zx）的冷卻曲線。從圖6中可以看出，隨著鑄造速度的增加，薄壁管內(nèi)表面處出現(xiàn)的溫度回升的最高值逐漸增加；同時(shí)，溫度回升的最高值在鑄造方向上的高度也逐漸增加。當(dāng)鑄造速度為150 mm/min時(shí)，其溫度回升的最高值低于固相線，故而不會(huì)出現(xiàn)重熔現(xiàn)象。然而當(dāng)鑄造速度≥180 mm／min時(shí)，溫度回升的最高值都要高于固相線，但是低于參考溫度(833K，枝晶搭接溫度)，故而不會(huì)發(fā)生明顯的漏鋁現(xiàn)象，僅有低熔點(diǎn)的Al-Si-Cu共晶組織在凝固收縮作用下滲出至薄壁管的內(nèi)表面，而可自由流動(dòng)的熔體不會(huì)滲出。然而，當(dāng)鑄造速度過高時(shí)，內(nèi)壁處的凝固殼太薄會(huì)使得重熔程度嚴(yán)重，同時(shí)，在半連續(xù)鑄造過程中的微小振動(dòng)就可能導(dǎo)致該凝固殼的破裂，故而過高的鑄造速度是不可取的。

圖7為鑄造速度為210 mm／min時(shí)，位于薄壁管坯對(duì)稱面+zx上熔體流動(dòng)的流線圖。由圖7可見，當(dāng)熔體進(jìn)入熱頂中后，將會(huì)出現(xiàn)兩個(gè)流動(dòng)方向，一部分沿著結(jié)晶器壁和外側(cè)的凝固前沿流動(dòng)，最終凝固進(jìn)入管坯中；另一部分沿著銅芯外壁和內(nèi)側(cè)的凝固前沿流動(dòng)，最終凝固進(jìn)入管坯中。需要注意的是在接近壁厚中心處形成了兩個(gè)方向相反的渦流，即一個(gè)靠近外側(cè)的順時(shí)針方向的渦流和一個(gè)靠近內(nèi)側(cè)的逆時(shí)針方向的渦流。當(dāng)鑄造速度逐漸增加時(shí)，熔體的流動(dòng)速度必然加快，熔體對(duì)凝固前沿的沖刷作用也會(huì)逐漸增強(qiáng)。

3  試驗(yàn)結(jié)果與分析

過共晶AI-Si合金的理想組織為細(xì)小的初生Si均勻地分布于基體中。由于在宏觀上初生Si相與基體存在明顯的色差，初生Si相呈現(xiàn)暗灰色，而基體呈現(xiàn)淡白色，故而肉眼即可評(píng)估初生Si的宏觀分布情況。圖8為不同鑄造速度下進(jìn)行半連續(xù)鑄造獲得的薄壁管坯橫截面的宏觀組織。從圖8可以看出，在鑄造速度為180mm／min和210 mm／min時(shí)，管坯中的初生Si分布較為均勻，僅在內(nèi)壁處存在厚度不大于3 mm的白色貧Si區(qū)，該貧Si區(qū)就是由于內(nèi)側(cè)的凝固殼發(fā)生局部重熔，低熔點(diǎn)的Al-Si-Cu共晶組織滲出至內(nèi)表面所致，其在后續(xù)的鏜孔機(jī)加工過程中可以完全除去。而當(dāng)鑄造速度提高至240 mm／min時(shí)，內(nèi)側(cè)的貧Si區(qū)厚度最大可達(dá)10 mm。而當(dāng)鑄造速度增加至270 mm/min時(shí)，整個(gè)薄壁管的圓周方向上的貧Si區(qū)均很明顯，最大厚度甚至超過壁厚的一半。這種初生Si宏觀分布嚴(yán)重的不均勻現(xiàn)象在后續(xù)的加工過程中不能完全消除。

 通常認(rèn)為初生Si的宏觀偏析原因有兩種：一種是重力偏析，即初生Si的密度小于熔體的密度。過共晶Al-Si合金中初生Si相作為領(lǐng)先相在熔體中形成，由于其密度小于熔體的密度，故而游離的初生Si顆粒有上浮的趨勢(shì)，且在兩相區(qū)內(nèi)的凝固速率越低，其上浮的現(xiàn)象越明顯。另一種是熔體的對(duì)流作用，毛衛(wèi)民等的研究表明，在凝固過程中施加電磁攪拌可使坯料表面出現(xiàn)初生Si偏析層，認(rèn)為其產(chǎn)生原因是由于固液界面處的溫度梯度過大和存在一層流附面層。試驗(yàn)中，由于半連續(xù)鑄造過程中的凝固速率較大，故而初生Si的上浮作用可以忽略。在鑄造速度較快時(shí)出現(xiàn)的初生Si宏觀偏聚現(xiàn)象可認(rèn)為是熔體的對(duì)流作用引起的。對(duì)流作用可以將熔體中的Si原子或原子團(tuán)簇帶到凝固前沿造成溶質(zhì)Si的富集，促進(jìn)此處初生Si相的形成或持續(xù)長(zhǎng)大；也可以將附著在凝固前沿的初生Si重新帶入到熔體中。當(dāng)對(duì)流對(duì)凝固前沿的Si相的富集作用與沖刷作用達(dá)到一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，將會(huì)獲得均勻分布的初生Si。當(dāng)這種動(dòng)態(tài)平衡遭到破壞時(shí)，鑄錠中將會(huì)出現(xiàn)初生Si的宏觀偏聚現(xiàn)象。而鑄造速度增加時(shí)，熔體的流動(dòng)速度增加，故而熔體流動(dòng)對(duì)凝固前沿的沖刷作用也越來(lái)越劇烈，液穴也越來(lái)越深。從模擬結(jié)果可以看出，隨著鑄造速度增加時(shí)，內(nèi)側(cè)的凝固殼越來(lái)越薄，液穴變深，界面前沿的溫度梯度增加，凝固前沿向薄壁管坯壁厚中心推移的速度變緩，固液界面變得平滑，內(nèi)外側(cè)的凝固速率差異越來(lái)越大。當(dāng)鑄造速度達(dá)到一定值時(shí)，內(nèi)側(cè)凝固殼太薄，固液界面變得較為平滑，固液界面以平面長(zhǎng)大方式向內(nèi)緩慢推進(jìn)，以鑲嵌于a-Al枝晶間的形式而附著的初生Si由于缺少a-Al基體的持續(xù)支撐作用，在受到越來(lái)越強(qiáng)的對(duì)流作用下而變得更易于脫離，重新回到熔體中；同時(shí)，外側(cè)凝固殼可以持續(xù)地向前不斷推移，對(duì)流作用可以不斷地將熔體中的Si原子或者原子團(tuán)簇帶至凝固前沿，促進(jìn)此處初生Si相的形成與長(zhǎng)大。這樣，最終的凝固組織中將會(huì)出現(xiàn)薄壁管坯中內(nèi)側(cè)貧Si而外側(cè)富Si的偏聚現(xiàn)象。

圖9為鑄造速度分別為210 mmlmin和240 mm/min時(shí)獲得的薄壁管坯中距離外表面1／4處的微觀組織�？梢钥闯觯�初生Si的形貌主要為八面體狀和板片狀。在鑄造速度為210 mm/min時(shí)，初生Si大小較為一致，而鑄造速度為240 mm／min時(shí)，初生Si數(shù)量明顯增多，且出現(xiàn)了少量的粗大的初生Si顆粒。這也證明了當(dāng)鑄造速度達(dá)到一定值后，外側(cè)凝固前沿捕獲了更多的Si原子或者原子團(tuán)簇，使得此處初生Si不僅數(shù)量增多，尺寸也會(huì)增加。

通過試驗(yàn)結(jié)果可以看出，半連續(xù)鑄造方法制備過共晶Al-Si合金管坯，除了要保證管坯的成形外，還需要滿足管坯中初生Si均勻分布的要求。對(duì)于尺寸為d106 mm／+60 mm的薄壁管坯，過快的鑄造速度不能保證管坯中初生Si顆粒的均勻分布。兼顧提高生產(chǎn)效率考慮，其最佳的鑄造速度為210 mm／min。圖10是鑄造速度為210 mm／min時(shí)，薄壁管坯中不同位置處的初生Si平均尺寸及其面積分?jǐn)?shù)。統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，細(xì)小的初生Si(平均尺寸22. 02～23. 75 um)均勻地（面積分?jǐn)?shù)為8. 84%～9.16%）分布于管坯中。

4結(jié)論

 (1) A390鋁合金管坯半連續(xù)鑄造凝固過程中等溫面的最低位置逐漸向內(nèi)表面遷移，在管坯的內(nèi)壁出現(xiàn)不同程度的重熔現(xiàn)象。隨著鑄造速度的增加，管坯中的液穴深度逐漸增加；內(nèi)壁處的重熔層的最高溫度逐漸增加，同時(shí)，重熔層的高度逐漸增加。

 (2)A390鋁合金管坯半連續(xù)鑄造的鑄造速度對(duì)管坯中初生Si的分布具有很大的影響。當(dāng)鑄造速度達(dá)到240 mm／min以上后，在管坯的內(nèi)壁出現(xiàn)明顯的貧Si層，且隨著鑄造速度的增加而更加嚴(yán)重。初生Si的宏觀偏聚主要是由于熔體的對(duì)流作用引起的，鑄造速度增加時(shí)，管坯內(nèi)側(cè)凝固殼厚度逐漸減小。當(dāng)內(nèi)側(cè)凝固殼的凝固前沿處Si原子或原子團(tuán)簇的附著能力小于沖刷作用時(shí)，即形成貧Si層。與此同時(shí)，管坯中的外層則形成富Si區(qū)。

 (3)綜合考慮管坯半連續(xù)鑄造生產(chǎn)效率因素，當(dāng)鑄造速度為210 mm／min時(shí)，可以獲得最佳的初生Si均勻分布的A390合金管坯。管坯中初生Si平均尺寸為22. 02～23. 75rlm，面積分?jǐn)?shù)為8.84%～9.16%。