注射成型半固態合金的方法

2024-01-27 15:12:15 1

專利名稱：注射成型半固態合金的方法
技術領域：
一般的，本發明涉及一種注射成型金屬合金的方法，更具體的，涉及一種注射成型高固態材料含量的半固態合金的方法。
背景技術：
半固態金屬工藝始於20世紀70年代早期MIT(MassachusettsInstitute of Technology)開發的一種鑄造工藝。從那時起，半固態工藝領域已經擴展到包括半固態鍛造和半固態鑄模。半固態工藝與需要使用熔融金屬的傳統的金屬工藝技術相比，提供了很多優點。一個優點是節約了能源，在工藝過程中，不需要將金屬加熱到它們的熔點以上並將金屬保持在它們的熔融態。另一個優點是減少了處理完全熔融的金屬過程中引起的液態金屬腐蝕的數量。
半固態注射成型(SSIM)是一種這樣的金屬工藝技術，利用一臺獨立設備，將半固態的合金注射到模具中，製備出近淨(最後)形狀的製品。除了上面提到的半固態工藝的優點外，SSIM的好處還包括提高了最終製品的設計靈活性，成型製品(即沒有經過後續的熱處理)的孔隙率低，製品的顯微組織均勻，製品的機械和表面光潔性能比傳統鑄造所製得的製品優越。而且，由於整個工藝在一臺設備上進行，幾乎根除了合金的氧化。通過提供一種惰性氣體氛圍(例如氬氣)，在工藝過程中就可防止不想要的氧化物的形成，進一步，有助於碎片的回收。
SSIM的主要優點基本上可以歸因於在要注射成型的合金材料的漿料中存在固態顆粒。通常認為固態顆粒在注射成型過程中促進了層流前端(laminar flow-front)，這使得成型的製品中孔隙率極小。將此材料加熱到要處理的合金的液相線和固相線溫度之間的溫度(合金在液相線溫度以上是完全的液體，合金在固相線溫度以下是完全的固體)，使其部分熔融。SSIM避免了在成型的合金顯微組織中形成枝晶形貌，通常認為枝晶形貌有害於成型製品的機械性能。
根據已知的SSIM工藝，固態百分數限制在0.05-0.60之間。上限60％是基於認為更高的固體含量將降低產量並產生次品。通常還認為，在注射中固體含量的上限為60％是為防止過早固化的需要。
儘管通常認為SSIM的工作範圍為5-60％的固體含量，通常還認為，實踐指南推薦注射成型薄壁製品(即具有精細特徵的製品)的固態範圍為5-10％，厚壁製品為25-30％。而且，通常還認為，對於高於30％的固體含量，為了使成型製品的機械強度提高到所能接受的程度，需要成型後進行固溶熱處理。因此，儘管傳統的SSIM工藝通常可以接受的固體含量限制在60％或者更低，實際上，固體含量通常保持在30％或者更低。
發明簡述考慮到上面所討論的傳統SSIM工藝的局限，本發明提供一種注射成型超高固體含量(高於60％)合金的方法。具體的，本發明涉及一種注射成型固體含量在60-85％範圍內的鎂合金的方法，製得的高質量的製品具有均勻的顯微組織和低的孔隙率。能夠用超高固體含量注射成型高質量製品的能力使得該方法可使用比傳統的SSIM工藝少的能源，並且製得的製品具有近淨形狀，減少了因液態固化引起的收縮。
依據本發明的一個實施方案，一種注射成型方法包括步驟將合金加熱，生成一種固體含量在大約60％-75％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中，速度足夠使模具被完全填充。該合金是鎂合金，此法製得的成型製品具有低的內部孔隙率。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
依據本發明的另一個實施方案，一種注射成型方法包括步驟將合金加熱，生成一種固體含量在大約75％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中，速度足夠使模具被完全填充。該合金是鎂合金，此法製得的成型製品具有低的內部孔隙率。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
進一步的，依據本發明的另一個實施方案，一種注射成型方法包括步驟將合金加熱，生成一種固體含量在大約60％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中。優選的，漿料注射在非湍流的條件下注射，儘管湍流條件也是可以接受的。該合金是鎂合金，此法製得的成型製品具有低的內部孔隙率。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
仍然依據本發明的另一個實施方案，提供一種注射成型的製品，其中，該製品這樣製造將合金加熱，生成一種固體含量在大約60％-75％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中，速度足夠使模具被完全填充。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
依據本發明的另一個實施方案，提供一種注射成型的製品，其中，該製品這樣製造將合金加熱，生成一種固體含量在大約75％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中，速度足夠使模具被完全填充。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
仍然依據本發明的另一個實施方案，提供一種注射成型的製品，其中，該製品這樣製造將合金加熱，生成一種固體含量在大約60％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料在湍流條件下注射到模具中。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
仍然依據本發明的另一個實施方案，提供一種注射成型的製品，其中，該製品這樣製造將合金加熱，生成一種固體含量在大約60％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料在層流條件下注射到模具中。依據一個優選的實施方案，漿料填充模具的充模時間為25-100ms。
依據本發明的另一個實施方案，一種注射成型方法包括步驟提供一種鎂-鋁-鋅合金片；將該片加熱到合金的固相線和液相線溫度之間的溫度，生成一種固體含量在大約75％-85％範圍內的半固態漿料；將此漿料注射到模具中，內澆口速度適於在大約25ms的時間段內將模具完全填充。
通過下面對本發明的優選實施方案的描述，這些以及其它的特徵和優點都將明顯。
附圖簡述將優選實施方案的詳細描述和附圖結合考慮，本發明將變的更容易理解。


圖1是在本發明的一個實施方案中使用的注射成型裝置示意圖；圖2的圖表反映的是圖1中的注射成型裝置在工作過程中，沿其圓筒部分的溫度分布。
圖3是一個注射成型製品細節的截面圖；圖4a是依據本發明的一個實施方案成型的離合器殼的平面圖，圖4b是成型的離合器殼的透視圖。
圖5是依據本發明的一個實施方案成型的製品的X射線衍射圖；圖6a和6b是反映依據本發明的一個實施方案成型的製品的顯微組織的光學顯微照片；圖7是在依據本發明的一個實施方案成型的製品中，一次固體顆粒隨離開表面距離的變化的分布圖；圖8是一次固體顆粒隨顆粒直徑變化的尺寸分布圖；圖9反映的是在鎂合金中固體分數隨溫度的變化。
優選實施方案詳述圖1所示是依據本發明用來執行SSIM所用的注射成型裝置10。裝置10有一個直徑d為70mm，長度1大約為2m的圓筒部分12。圓筒部分12的溫度分布由電阻加熱器14保持，該電阻加熱器14沿圓筒部分12分組為獨立的控制區，該圓筒部分12包括沿圓筒的頂端部分12a和噴嘴部分16。依據一個優選的實施方案，裝置10是HuskyTMTXM500-M70系統。
通過給料部分18將合金材料的固體片裝到注射成型裝置10中。合金片可以用任意已知的技術製造，包括機械製片。片的尺寸大約為1-3mm，通常不大於10mm。旋轉驅動部分20轉動可伸縮的螺杆部分22，將合金材料沿著圓筒部分12傳輸。
在一個優選的實施方案中，注射成型的是一種鎂合金。該合金是AZ91D合金，其標稱組成為8.5％Al，0.75％Zn，0.3％Mn，0.01％Si，0.01％Cu，0.001％Ni，0.001Fe，剩餘的為Mg(因此，也表示為Mg-9％Al-1％Zn)。然而，應該明白，本發明並不局限於鎂合金的SSIM，而是還可應用在其它合金的SSIM中，包括Al合金。
用加熱器14將合金材料加熱轉變成一種半固態漿料，將其通過噴嘴部分16注射到模具24中。加熱器14用微處理器(未示出)控制，編製程序建立圓筒部分12內部的溫度分布，制出的未熔融(固態)分數大於60％。依據一個優選的實施方案，溫度分布製得的未熔融分數為75-85％。圖2是圓筒部分12中的溫度分布的一個例子，對AZ91D合金，得到的未熔融分數為75-85％。
螺杆部分22的運動起到的作用是傳送和混和漿料。止回閥2防止漿料在注射過程中擠壓回圓筒部分12中。
裝置10的內部保持在一種惰性氣氛，防止合金材料的氧化。一種合適的惰性氣體的例子是氬氣。用供給器18將此惰性氣體引入到裝置10中，代替內部的所有空氣。這在裝置10內部產生惰性氣體的正壓力，防止空氣的回流。另外，在每次合金注料成型後，在噴嘴部分16中形成一個固態合金塞，防止空氣在注射後通過噴嘴部分16進入到裝置10中。當注射下一次合金注料時，此塞被推開，並束縛在模具24中的澆口的後部，然後進行循環，如下面所討論的那樣。
在實踐中，用旋轉驅動部分20使螺杆部分22收縮，將合金片聚集到裝置10的注料儲罐部分28中，直到聚集的合金片的數量足夠一次注射。然後，旋轉驅動部分20推動螺杆部分22將合金片傳送到加熱了的圓筒部分12中，那裡的溫度分布保持在可製得固體含量大於60％的半固態的漿料注料。如下所討論的，在傳送過程中，螺旋部分22的旋轉產生剪力，將漿料注料機械混和，然後將漿料注料通過圓筒頂端部分12a，轉送到噴嘴部分16中，從這裡，將漿料注料注射到模具24中。
一旦漿料注料被注射，旋轉驅動部分20使螺杆部分22收縮，開始聚集下一次注料所需要的合金片。如上所述，在每次合金注料成型後，在噴嘴部分16處會形成一個固體塞，當打開模具24取出成型製品時，防止空氣進入裝置10中。
用微處理器(未示出)控制旋轉驅動部分20，將該微處理器編程以一個設定好的速度將每次注料重複性的傳送通過圓筒部分12，這樣，可以精確控制每次注料在圓筒部分12中的不同溫度區內的停留時間，由此可以重複控制每次注料中的固體含量。
模具24是一種型夾型模具，儘管也可以使用其它類型的模具。如圖1中所示，模具型夾部分30將模具24的兩部分24a，24b夾在一起。所用的夾持力依賴於所要成型的製品的尺寸，範圍從小於100公噸到超過1600公噸。對於一般由壓鑄製得的標準離合器殼，所用的夾持力為500公噸。
圖4a是依據本發明成型的離合器殼42的平視圖，圖4b是該成型製品的透視圖。離合器殼42是檢驗和評價SSIM工藝的一種有用結構，因為其同時具有厚壁的肋部分44和薄壁的板部分46。
圖3是用模具24所成型的單元的截面圖。所成型的單元可說明模具24的各個部分。澆口部分34處於與裝置10的噴嘴部分16相對的位置，包括如上所討論的澆口的後部32，以及澆道部分36。澆道部分36延伸到內澆口38，其依據於所感興趣的成型製品而與零件部分40相接。在成型過程中，由前一次注料得到的塞子被推開，並束縛在澆口的後部32中。然後，將合金漿料注射到澆口部分34中，流過澆道部分36，經過內澆口部分38。在內澆口部分38以後，合金漿料流到要成型製品的零件部分40中。
將模具24預熱，以大約0.5-5.0m/s範圍的螺杆速度將合金漿料注射到模具24中。一般的，注射壓力在25kpsi的量級。依據本發明的一個實施方案，成型時的螺杆速度大約在從0.7-2.8m/s的範圍。依據本發明的另一個實施方案，成型時的螺杆速度大約在從1.0-1.5m/s的範圍。本發明的另一個實施方案，成型時的螺杆速度大約在從1.5-2.0m/s的範圍。仍然依據本發明的另一個實施方案，成型時的螺杆速度大約在從2.0-2.5m/s的範圍。依據本發明的另一個實施方案，成型時的螺杆速度大約在從2.5-3.0m/s的範圍。
一般的，每次注料的周期時間是25s，但也可以延長到100s。依據上述螺杆速度計算的內澆口速度(充模速度)範圍在從大約10-60m/s。依據一個實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為10m/s。依據另一個實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為20m/s。仍然依據另一個實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為30m/s。仍然依據另一個實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為40m/s。依據一個優選的實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為50m/s。依據另一個實施方案，SSIM進行的內澆口速度大約為60m/s。
充模時間，或者一次合金漿料注料填充模具的時間，小於100ms(0.1s)。依據本發明的一個實施方案，充模時間大約為50ms。依據本發明的另一個實施方案，充模時間大約為25ms。優選的，充模時間大約為25-30ms。
在漿料填充模具24後，漿料經過最後的緻密化，其中，在將成型製品從模具24中取出之前，向漿料施加一段短時間的壓力，一般小於10ms。認為這一最後的緻密化可以減少成型製品中的內部孔隙率。短的充模時間可以確保漿料沒有固化，固化會阻止成功的最後緻密化。
用裝有定量圖像分析儀的光學顯微鏡對在本發明中所包括的不同條件下注射成型製得的製品進行檢測。所檢測的部件還包括澆口和澆道。樣品用3微米金剛石膏拋光，接著用膠態氧化鋁作最終拋光。為了揭示樣品顯微組織特徵之間的差異，用1％的硝酸的乙醇溶液刻蝕拋光表面。用ASTMD792-9中描述的Archimedes法確定內部孔隙率，用X光衍射利用CuKα射線檢測一些選出的樣品的相組成。
表1中列出了在螺杆部分22的不同注射速度下計算得到的充模性能。所列出的性能由下述關係式確定Vg＝Vs(Ss/Sg) (式1)其中，Vg是內澆口速度，Vs是螺杆速度，Ss是螺杆的截面積，Sg是內澆口截面積。計算假設內澆口面積為221.5mm2，止回閥26的效率為100％。
表1計算的充模特性

熟知的，半固態漿料呈現出類固態和類液態行為。作為類固態材料，這些漿料具有結構完整性；作為類液態材料，其相對容易流動。通常希望這些漿料以層流的方式填充模腔，這樣可以避免在湍流中因氣體夾帶入漿料中而引起孔隙，這在由完全液態的材料成型得到的製品中可以觀察到。(層流通常理解為一種粘性不可壓縮流體的流線流，其中流體顆粒沿確定好的獨立路線運行；湍流通常理解為其中流體顆粒可以呈現出隨機運動的流體流。)與傳統的認知相反，下面討論的實施例表明在層流條件下進行注射對得到內部孔隙率低的高質量的成型製品並不是關鍵性的。相反，在注射過程中，影響超高固體含量SSIM工藝成功性的一個關鍵因素是內澆口的速度，其影響充模時間。也就是說，為了避免因過早固化而引起製品的不完全成型，重要的是要在漿料為半固態時將模腔填充。通過改良內澆口的幾何形狀，提高內澆口的橫截面積，可以得到合適的快速充模時間。
為了評價超高固體含量(超過60％，優選範圍在75％-85％)漿料的SSIM的可行性，用AZ91D合金注射成型了圖4a和4b中所示的離合器殼。SSIM用表1中的參數進行。
實施例1成型離合器殼需要大約580g的AZ91D合金來填充模腔。製品本身包括大約487g的材料，澆口和澆道包括大約93g。通過在2.8m/s(內澆口速度為48.65m/s，充模時間為25ms)的螺杆速度下注射，製得的坯件具有高的表面質量和精確尺寸。通過將模腔部分填充(部分注射)，揭示出在這種螺杆速度下，合金漿料流的前端是湍流的。沒有想到的是，正像下面要詳細描述的，儘管是湍流的，在完全成型的部件(完全注射)中低的內部孔隙率卻是可以接受的，其為2.3％。這個實施例的結果表明，只要充模時間足夠快，能在漿料仍是半固態時完全注射，就可以甚至在湍流的條件下用超高固體含量漿料的SSIM來製造高質量的成型製品。
實施例2與實施例1中條件相同，但螺杆速度減小50％(1.4m/s)，相應的內澆口速度為24.32m/s，充模時間為50ms，過早固化使得合金漿料不能完全填充模腔。成型製品的重量是實施例1中完全成型製品的90％。發現未填充的區域大部分位於製品的外緣。模腔部分填充表明流體前端與實施例1中相比有了提高，但仍然是不均勻的，是不完全的層流。這尤其可在薄壁區域得到證明，那裡來自較厚區的局域流體前端在與模具表面接觸後立刻固化。
沒有想到的是，儘管減少了湍流，完全成型製品中的內部孔隙率比實施例1中的高，這一不可接受的值高達5.3％。這一實施例的結果表明，對於超高固體含量漿料的SSIM來講，在注射過程中，內澆口速度的降低可以減少漿料流的湍流的量，但不足以制出精確尺寸的完全成型的製品。而且，降低內澆口速度導致孔隙率的提高。
實施例3將螺杆速度進一步降低到0.7m/s(內澆口速度為12.16m/s，充模時間為100ms)，結果模腔比在實施例2中填充的更少。成型製品的重量為334.3g，相當於實施例1中完全的坯製品的72％。模腔部分填充表明在所有區域，包括薄壁區，流體的前端都是相對均勻的層流。這一實施例的結果表明，對於超高固體含量漿料的SSIM來講，降低內澆口速度得到層流條件，不足以制出精確尺寸的完全成型的製品。而部分填充的製品的內部孔隙率極其低，低到1.7％，這與在層流條件下的注射相一致。
實施例1到3得到的成型製品的重量在表2中總結列出。給出了製品自身的重量，以及包括澆口和澆道的製品的總重量。
表2在不同螺杆速度下成型的重量

實施例1至3得到的樣品的孔隙率在表3中總結列出。用Archimedes法測得的內部孔隙率表明樣品中的孔隙率具有顯著不同。列出了製品本身的孔隙率和澆口及澆道的孔隙率。
表3在不同螺杆速度下的孔隙率

對於在2.8m/s的螺杆速度(內澆口速度為48.65m/s)，完全注射的條件下得到的製品，觀察到的製品中的孔隙率為2.3％。此值是足夠低的，處在工業標準的可接受限度內，這是沒有想到的結果，因為如上所討論的，合金漿料流的前端被確定是湍流的。湍流通常會導致孔隙率的提高，但對於在這一內澆口速度下成型的製品，發現這並不顯著。因此，在最後的緻密化過程中，去除了在充模過程的中間階段所產生的氣孔。
令人吃驚的是，將螺杆速度降低到1.4m/s(內澆口速度為24.32m/s，充模時間為50ms)引起製品的孔隙率增加到高於5％，這一般超過了可以接受的限度。這一發現表明在充模過程的中間階段生成的氣孔沒有被去除，因為漿料在最後緻密化之前就發生了固化。進一步將螺杆速度降低到0.7m/s(內澆口速度為12.16m/s，充模時間為100ms)，得到的非常低的製品孔隙率低到1.7％，如上所述，這與前端是層流的相一致。
在完全注射的條件下，澆口和澆道的孔隙率表現出和製品的孔隙率相同的總體趨勢。
發現在部分注射的條件下，成型製品的孔隙率顯著高於在完全注射條件下成型的製品的孔隙率，在螺杆速度為1.4m/s時，甚至達到了兩位數。在螺杆速度為0.7m/s時，發現一個例外，其與完全注射的條件下相似，得到的在制品中和澆口及澆道中的孔隙率都低。
上述結果表明為了得到具有均勻顯微組織的低孔隙率的製品，在注射過程中不需要保持流體前端的層流性。只要充模時間短，一般低於0.05s，優選的大約在25-30ms，湍流是可以允許的。
對實施例1至3中的樣品，對選擇位置處的截面金相檢驗了成型製品的結構完整性。發現在螺杆速度為2.8m/s時填充(成型)的製品是緻密的，在宏觀尺度上沒有明顯的局域氣孔。在螺杆速度為0.7m/s時填充的製品同樣如此。(在螺杆速度為1.4m/s時填充的製品的宏觀尺度上的孔隙率在下面討論。)這些結果與用Archimedes法得到的結果(表3)一致。
用X光衍射(XRD)分析確定了實施例1至3中的樣品的相組成。對在螺杆速度為2.8m/s下成型的製品的大約250微米厚截面的外表面測量得到的XRD譜如圖5所示。在該XRD譜中，除了對應於Mg的強峰外，這是Al和Zn在Mg中固溶體的特徵，存在的幾個較弱的峰對應於相(Mg17Al12)。已知的，在溫度低於437℃時，該γ相中的一些Al原子會被Zn代替，形成Mg17(Al，Zn)12，可能的Mg17Al11.5Zn0.5金屬間化合物。對XRD峰的角位置分析沒有發現因金屬間化合物中Al和Zn的含量所導致的晶格常數變化所引起的明顯位移。
由於Mg2Si(JCPDS 35-773標準)的主XRD峰與Mg和Mg17Al12的峰重疊，不能很明確的證實它的存在。尤其的，Mg2Si的最強峰，位於22＝40.121E，與Mg17Al12的一個峰相同。兩個其它的峰位於47.121E和58.028E，分別與(102)Mg和(110)Mg的峰重疊。因此，在圖5所示的測量範圍內，只有Mg2Si的峰位於22＝72.117E。
用JCPDS 4-770標準與成型製品的Mg基固溶體的峰強度進行比較表明，其晶粒方向是隨機分布的。相似的，Mg17Al12峰強度與JCPDS-ICDD1-1128標準也沒表現出這種金屬間化合物相任何優選的晶體學取向。因此，XRD分析表明所成型的製品的合金是各向同性的，沿所有方向性質相同。這一特徵與傳統的澆注合金所報導的不同，那裡，已經知道，固態的枝晶相骨架具有晶體學織構(優選方向)，導致不均勻的機械性能。
圖6a和6b所示的光學顯微照片反映的是在螺杆速度為2.8m/s時，成型製品中顯微組織組分的相分布。具有明亮對比度的近球形顆粒代表α-Mg固溶體。在圖6a中具有暗對比度的相是金屬間化合物γ-Mg17Al12球狀顆粒之間的明顯邊界由共晶體組成，與位於晶界三角結合區的島相似。在高倍下，如圖6b所示，可以看出薄晶界區和三角結合區處的較大島中的共晶組分的形貌之間有差異。這種差異主要在於α-Mg第二相的形狀和尺寸不同。
在圖6b中，在固態的球狀顆粒內部有明顯的深色沉澱，認為這是純的γ相金屬間化合物。這些沉澱的體積分數對應於合金存在於注射成型裝置10的圓筒部分12中時的液相的體積分數。
圖6a和6b的顯微照片證明，成型製品的顯微組織中基本上沒有氣孔。圖6a中的深色特徵會被誤認為是氣孔，事實上，在更高倍數下(圖6b)，可明顯看出是Mg2Si。這種相是在合金的冶金精餾中留下的雜質，具有一種Laves型結構。由於Mg2Si的熔點為1085℃，在AZ91D合金的半固態加工中，其不會發生任何形態上的轉變。
在成型製品中觀察到的主要類型的氣孔一般來自夾帶的氣體，可假定是氬氣，其在注射工藝過程中是氛圍氣體。儘管固體含量超高(這樣液相含量低)，成型製品中仍存在因固化過程中的收縮而形成的縮孔。縮孔通常可在共晶島附近觀察到，所觀察到的因夾帶的氣泡而生成的氣孔通常是隨機分布的。
對在螺杆速度為2.8m/s下成型的製品和澆道的大約150微米厚的表面區域進行分析，確定其顯微組織的均勻性。該分析表明在澆道和製品之間，一次固體顆粒的分布是不同的，顆粒在沿表面區厚度上有偏析。也就是說，在從製品表面到製品內部的層中延伸的區域中發現有顆粒的偏析。發現製品中顆粒分布的不均勻性比在澆道中大。
在更低的螺杆速度下成型的製品中，觀察到了一次固體顆粒分布更均勻。
對成型製品的截面進行立體學(stereological)分析，定量評估顆粒偏析(分布)。用一種線性的方法，測量固體顆粒分布隨離製品表面距離的變化。結果歸納在圖7中，表明在成型製品內核中的一次固體顆粒的體積恆定在75-85％的水平。澆道中的固體含量高出多於10％。澆道和製品本身都在近表面區域(表面區)中含有較少的一次固體。貧化(depleted)表面區測定在大約400微米厚，但貧化的大部分發生在100微米厚的表面層中。
為了研究在半固態漿料流過模具內澆口的過程中，顆粒尺寸和形狀的變化，將漿料注射到一個部分開放的模具中。這被觀察到可以引起內澆口尺寸和製品壁厚的顯著增加，結果只有部分模腔被填充。對於一個大概5mm厚的部分，發現其典型顯微組織由等軸晶粒和沿晶界網絡分布的共晶體組成。
通過測量拋光截面上的平均直徑，確定成型製品中固態顆粒的顆粒尺寸分布。圖8給出了在成型製品和澆口的不同位置測得的樣品的顆粒尺寸分布。兩種不同周期時間下的顆粒尺寸分布也在圖8中給出，表明其在控制成型製品中的顆粒尺寸分布上的重要性。
發現一次α-Mg顆粒的尺寸受合金漿料在處理溫度下停留的時間的影響。對實施例1到3，填充離合器殼模具所需的注料量一般在注射成型裝置10的圓筒部分12內停留時間大約75-90s。停留時間的增加會引起一次固體顆粒直徑的粗化，停留時間在400s時導致平均顆粒尺寸增加50％。圖8表明，周期時間(停留時間)從25s提高到100s，導致顆粒直徑顯著增加，一些顆粒的直徑超過了100微米。顆粒尺寸隨周期時間的增加而增加表明當半固態漿料在圓筒部分12中停留時發生了粗化。
由於澆口具有較大的尺寸，檢測了冷卻速度對其微觀結構的影響。對於類似於澆口中的厚壁，發現顯微組織演化的比由部分敞開的模具得到的樣品更顯著。晶界有遷移的跡象，沿晶界分布的共晶體與由部分敞開的模具製得的樣品相比形態發生了變化。
觀察結果的討論如上述實施例所示，半固態鎂合金的注射成型甚至對於超高的固體含量都是可能的。在75-85％的量級的固體含量是可能的，其高於傳統的注射成型工藝可接受的通常的範圍5-60％。
儘管上述方法是針對Mg合金的半固態注射成型進行描述的，也可以用於Al合金，Zn合金以及其它的熔點低於大約700℃的合金。Mg合金和Al合金之間的一個重要不同是它們的密度和熱函。Mg與Al相比密度低，意味著在施加相同的壓力下，Mg的慣性更小，結果流速更高。所以，Mg合金比Al合金充模的時間更短。
而且，Mg和Al密度的不同，加上它們相似的比熱容(Mg的在20℃下為1.025kJ/kg K，Al的在20℃下為0.9kJ/kg K)，意味著基本上，Mg基部件要比相同體積的Al基部件熱函低，固化的更快。這在超高固體含量Mg合金的工藝過程中尤其重要。此時，由於合金漿料中只有很小的部分是液態的，固化時間非常短。依據一些評估，對於25-50％的固態分數，固化發生的時間在一般的高壓壓鑄所用時間的十分之一之內。因此，對於15-25％的超高固體含量，固化時間將更短。
然而，與傳統的認知相反，在螺杆速度為2.8m/s時測得的25ms的充模時間(表1)不能完全支持這一設想，因為對壓鑄法測得的充模時間值在相同的數量級。事實上，48.65m/s的內澆口速度計算值(表1)落在了30-50m/s的範圍內，這是鎂合金壓鑄法中一般所採用的。這種沒有想到的結果可以用假設在充模過程中生熱來解釋。就像下面要討論的那樣，所觀察到的顯微組織上的變化支持了這種可能性。
將模腔部分填充(部分注射)的結果表明半固態合金漿料的流動模式依賴於漿料中的固態百分數和內澆口速度，後者用螺杆速度和內澆口部分38的幾何形狀進行控制。
儘管球狀固態顆粒的存在有助於層流，但即使超高的固體含量也不能防止湍流，除非將內澆口速度進行適當的調節(降低)。固體含量30％的漿料，在內澆口速度接近50m/s下注射，呈現出高度的湍流特性。固體含量在75％時，流體前端仍不均勻(湍流)。這是由於這樣的事實，內澆口速度直接影響充模時間，是決定SSIM工藝成功與否的決定性因素。這樣，如果內澆口速度過分降低，合金漿料就不能充分快速的填充模腔，所以會在完全填充模腔之前固化，就像在上面的實施例1至3中所示的那樣。
如上所討論的，傳統觀念認為合金漿料具有層流行為是所希望的。湍流行為不但因為夾帶的氣體而在成型製品中產生內部孔隙(表3)，而且，由於降低了從注射成型裝置10的圓筒部分12到合金漿料連續流的熱流而提高了固化速度。而且，熟知的，漿料的固體含量越高，在達到湍流行為開始之前可以採用的注射(內澆口)速度就越高。
然而，上面所討論的樣品表明，儘管存在超高固體含量(超過60％，優選範圍從大約75-85％)，在注射過程中漿料仍然呈現出湍流行為，但湍流對成型製品並沒有損害性影響。希望通過對內澆口系統的改良，可以解決流動問題。
在內澆口速度大於48m/s(實施例1)時，為了得到足夠高的注射速度來將模腔完全充滿，犧牲了層流。然而，甚至在觀察到漿料具有湍流行為時，仍然製得了孔隙率低到可以接受的高質量的製品。這表明，只要充模時間允許在漿料是半固態時將模具完全充滿，用超高固體含量的SSIM製造高質量製品所需要的流體模式是靈活的。對於固定的內澆口尺寸，充模時間由內澆口尺寸決定。對於上面描述的實施例，甚至在湍流條件下，最低的內澆口速度大約是25m/s，高於該速度孔隙率會下降。這與對SSIM的傳統觀念相反。
表3表明，在內澆口速度為48.65m/s時，部分填充的和完全填充的成型製品中的孔隙率有顯著不同。這表明在最後的緻密化過程中減少了在充模過程中產生的孔隙。成功的最後緻密化需要在施加最終壓力時，模腔內部的漿料是半固態的。為此需要合適的短的充模時間。在24.32m/s的中間內澆口速度下，流體模式不是層流，內澆口速度不足夠高，不能完全使模腔充滿。當內澆口速度為12.16m/s時，得到層流，但合金在只填充了模腔的72％時就會固化。
剪切作用對本發明的方法是尤其重要的。與涉及低固態分數的情況相反，含有超高固態分數的漿料注射涉及固態顆粒之間的連續的相互作用，包括固態顆粒彼此之間的相對滑動和固態顆粒的塑性變形。固態顆粒之間的這些相互作用會導致由剪力和碰撞引起的結構破壞，還會由於因撞擊和顆粒間相互作用而在顆粒之間形成結合而產生結構上的團聚。剪力和因這些力而產生的熱量可能會決定超高固體含量漿料的SSIM是否成功。
超高固體含量合金漿料的SSIM包括大量工藝條件，包括i)產生半固態漿料所需的最小液體量，ii)得到這種半固態所必需的預加熱溫度。通常，當超過了固相線溫度時，合金開始熔融。然而，已知Mg-Al合金在一種非平衡態下固化，依賴於冷卻速度，形成不同分數的共晶體。結果，從平衡相圖中不能直接找到固相線溫度。而且，Mg-Al合金的初熔複雜，一般發生在420℃。如果Mg-Al合金中的Zn含量足夠高，可以產生一個三相區，就可形成一種三元化合物，其初熔就可在363℃的低溫下發生。
對於Mg-9％Al-1％Zn的組成，AZ91D合金，其固相線溫度和液相線溫度分別是468℃和598℃。在平衡條件下，共晶體在大約12.7wt.％Al的組成下生成。因此，可認為含有Mg17Al12的成型組織處於非平衡的狀態，這對於伴隨固化的很寬範圍的冷卻速度都是基本正確的。
可以根據Scheil公式來對得到特定液體含量所需要的溫度進行估計。假設是非平衡固化，這可以忽略固態擴散，並假設液體可完全混合，固體分數fs由下式給出fs＝1-{(Tm-T)/m1C0}-1/(1-k)(式2)這裡，Tm是純組分的熔點，m1是液相線的斜率，k是分配係數，C0是合金含量。圖9表明了在AZ91D合金中的固體分數與溫度之間的關係。
理論計算預計，對於球狀顆粒，其隨機堆疊的極限是固態分數最大為64％，與球狀的小偏差甚至會降低該極限。然而，上面討論的結果表明，對於AZ91D合金，在成型製品中的先前的液體顯著低於理論堆疊極限。實際上，對於Mg-9％Al合金，通常觀察到，其僅僅略微高於12.4％的共晶體的體積分數。認為這種現象來自這樣的事實，由於γ相在三角結合區和α-Mg/α-Mg晶界上熔融，重結晶的合金片的等軸晶前體演化成了近球形形式。在慢速固化中，這些球重新形成等軸晶結構。
用超高固體含量的漿料與用低的或者中等固體含量的漿料注射成型得到的製品的顯微組織是明顯不同的。對於上面所討論的Mg合金，超高固體含量導致其顯微組織主要是一次α-Mg相的球狀顆粒，靠先前的液態的轉變產物互連在一起，實際上，一次的α-Mg相佔據了成型製品的整個體積，由二次α-Mg和γ相的混合物形成的共晶體僅僅沿著顆粒邊界和在三角結合區分布。該顯微組織的晶粒精細，α-Mg顆粒的平均直徑大約為40微米，這比對於含58％固體的漿料通常觀察到的小。
如圖8所示，合金漿料在注射成型裝置10的圓筒部分12中的短的停留時間是控制顆粒尺寸的關鍵。漿料在高溫下處於固態的短暫停留可防止重結晶後的晶粒生長。由於在Mg-9％Al-1％Zn合金中沒有可以阻止晶界遷移的有效阻隔，如果在高溫下放置過長時間，晶粒很容易生長。
固體顆粒在懸浮在液態合金中時也能生長。半固態合金漿料在注射成型裝置10的圓筒部分12中停留，固態顆粒會因聚結機制和Ostwald成熟而發生粗化。聚結指的是幾乎在兩個小顆粒接觸的同時形成一個大顆粒。Ostwald成熟由Gibbs-Thompson效應控制，這種機制使的晶粒因在顆粒-基體(液體)界面處的濃度梯度而發生生長。界面的曲率產生濃度梯度，驅動材料的擴散傳輸。然而，本發明方法中的短的停留時間減小了擴散效應，這被認為減小了Osttwald成熟的作用。所以，顆粒粗化背後的主導機制被認為是聚結。
上面所討論的顯微組織分析的一個有意義的發現是，與澆道相比，在成型製品內的固體含量較低。尤其的，觀察到對於成型製品的近表面區域，其固體含量隨離模具內澆口的距離而單調減少。儘管可以用因固態Mg(1.81g/cm3)和液態Mg(1.59g/cm3)的密度不同而引起的流體行為的變化來解釋截面偏析，與澆道相比，在制品中觀察到的更低的平均固體含量表明，另一種機制或許更合適。
當固態晶粒明顯偏離了球形或者當固態分數很大時，經常觀察到液相的偏析。這些情況下，固態顆粒不會與液態一起移動，而是相反，液態基本上相對於固態顆粒移動。然而，這種情形不能完全用來解釋用超高固體含量漿料成型的製品的顯微組織，因為觀察到製品的特性依賴於成型製品所採用的螺杆速度。相反，認為由超高固體含量的漿料通過內澆口和在模腔內的運動所產生的剪力，會產生熱量而使合金熔融。如果沒有剪力存在，相信其將不可能完全充滿模腔。
上述實施例進行所採用的是已有的將幾何形狀和尺寸對其它方法進行過優化的內澆口系統。對短的充模時間和高的螺杆速度的需要表明，為了用超高固體含量合金漿料注射成型高質量的製品，可以對已有的內澆口系統進行改良，包括減少澆口部分34，其阻礙了漿料往內澆口部分38中的快速傳輸。另一種可能是提高內澆口尺寸。
儘管這裡用認為是優選的實施方案對本發明進行了描述，應該明白，本發明並不局限在所公開的這些實施方案上。相反，本發明要覆蓋包括在所附權利要求的主旨和範圍內的各種修改和等價排布。為了覆蓋所有這些修改和等價的結構與功用，下面的權利要求的範圍要調和到最廣泛的解釋。
權利要求
1.一種注射成型方法，包括如下步驟將合金加熱，生成固體含量範圍為大約60％-75％的半固態漿料；將此漿料以足夠完全填充模具的速度注射到模具中。
2.一種注射成型方法，包括如下步驟將合金加熱，生成固體含量範圍為大約75％-85％的半固態漿料；將此漿料以足夠完全填充模具的速度注射到模具中。
3.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-100ms內填充模具。
4.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-50ms內填充模具。
5.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-30ms內填充模具。
6.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，進一步包括步驟在漿料已經注射到模具中之後，將漿料緻密化，其中在緻密化過程中，漿料是半固態的。
7.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，漿料在層流條件下注射到模具中。
8.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，漿料在湍流條件下注射到模具中。
9.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，合金是鎂合金。
10.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，對應於內澆口速度的速度範圍從50m/s-60m/s。
11.權利要求1或者權利要求2中的注射成型方法，其中，對應於內澆口速度的速度範圍從40m/s-50m/s。
12.一種注射成型方法，包括如下步驟將合金加熱，生成固體含量範圍為大約60％-85％的半固態漿料；將此漿料在層流條件下注射到模具中。
13.一種注射成型方法，包括如下步驟將合金加熱，生成固體含量範圍為大約60％-85％的半固態漿料；將此漿料在湍流條件下注射到模具中。
14.一種注射成型方法，包括如下步驟提供鎂-鋁-鋅合金片；將該片加熱到合金的固相線溫度和液相線溫度之間的溫度，生成固體含量範圍為大約75％-85％的半固態漿料；將此漿料在合適的內澆口速度下注射到模具中，使漿料在固化之前完全填充模具。
15.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-100ms內填充模具。
16.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-50ms內填充模具。
17.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，在注射步驟中，漿料在大約25-30ms內填充模具。
18.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，進一步包括步驟在漿料已經注射到模具中之後，將漿料緻密化，其中在緻密化過程中，漿料是半固態的。
19.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，在注射過程中，在漿料中產生剪力。
20.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，漿料在注射過程中表現出層流。
21.權利要求12-14任意之一中的注射成型方法，其中，漿料在注射過程中表現出湍流。
22.依據權利要求1，2以及12-14任意之一注射成型製得的製品。
23.依據權利要求1，2以及12-14任意之一注射成型製得的製品，其中，合金是鎂合金。
24.依據權利要求1，2以及12-14任意之一注射成型製得的製品，其中，製品的顯微組織主要由球形的一次固體顆粒組成，所述顆粒由固化的共晶材料互連，其中顯微組織中避免了枝晶相。
全文摘要
一種將固體含量在大約60％－85％的半固態漿料以足夠完全填充模具的速度注射到模具中的注射成型方法。漿料在層流或者湍流條件下注射，製得的成型製品具有低的內部孔隙率。
文檔編號B22D21/04GK1658988SQ03813611
公開日2005年8月24日 申請日期2003年5月5日 優先權日2002年6月13日
發明者F·澤文斯基, D·卡達克 申請人:赫斯基注射器成型系統有限公司