铸造速度对半连续铸造过共晶Al-Si合金管坯的影响

  左克生  张海涛  林兆伟  秦克  崔建忠

（东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室）

摘要  采用半连续铸造制备了尺寸为+106 mm/+60 mm的过共晶Al- Si合金管坯。结合数值模拟和铸造试验，研究了铸造速度对半连续铸造过程和组织的影响。结果表明，随着铸造速度的增加，A390合金管坯中的液穴深度逐渐增加，内壁处重熔层的高度和最高温度逐渐增加。当铸造速度达到240 mm／min以上，管坯内壁出现了明显的贫Si层，这是由于熔体的对流作用所致。当铸造速度增加至使Si原子或原子团簇在内侧凝固前沿的附着能力小于冲刷作用时，即在内壁处形成贫Si层。

关键词  过共晶Al-Si合金；初生Si;数值模拟；铸造速度；管坯

 随着汽车工业面临的日益严重的能源、环境等问题，汽车轻量化日益受到重视。轻质材料如铝合金替代钢铁材料是减轻汽车自重的有效措施。其中，发动机缸体使用铝合金替代铸铁可实现减重30%左右，然而仍然需要使用铸铁或铸钢材料作为缸体的内衬。这是由于用作缸体的亚共晶Al-Si合金不具备优异的耐磨性能，在铝合金缸体上配备铁质缸套以提高其耐磨损性能。但是，除了密度高外，铁质缸套还具有导热性能较差以及其与缸体之间的热膨胀系数不同带来的细小间隙影响导热性能。过共晶Al-Si合金具备优越的耐磨性能，且与铝合金缸体之间的热膨胀系数差值很小，导热性能优异，故而可作为铁质缸套的替代品。在20世纪70年代就进行了过共晶Al-Si合金全缸体（无缸套）的研究，然而并未取得较好的效果，这是由于过共晶Al-Si合金中初生Si通常较为粗大且分布不均匀所致。因此，就有了细化初生Si和改善其分布的一些方法，如添加细化剂和快速凝固。德国PEAK公司使用喷射沉积法制备了过共晶Al-Si合金坯料，初生Si颗粒分布均匀且尺寸不超过5弘m，其可被用于生产汽车发动机缸套。然而坯料需要后续的挤压和旋压加工以消除喷射沉积过程中形成的孔洞。有研究发现，当初生Si颗粒的平均尺寸在12～50 pm之间时可以获得理想的耐磨性能。通常喷射沉积法制备的坯料需要经过高温热处理以使初生Si颗粒粗化。因此，通过喷射沉积法制备汽车发动机缸套成本较高，目前仅限用于高档的汽车。

 本课题旨在利用半连续铸造制备近终形的过共晶AI-Si合金薄壁管，进而取消挤压工序，经过机械加工和热处理等工序后可直接作为发动机缸套。相比于喷射沉积方法具有设备简单、投资小、工序少和成本低等优势。初生Si的大小及其均匀性是制备过共晶Al-Si合金的关键。本课题在添加P细化剂的基础上，通过数值模拟和铸造试验相结合，研究了铸造速度对半连续铸造制备尺寸为+106 mm/+60 mm的A390合金管坯过程和组织的影响。

1  试验方法

图1为薄壁管坯半连铸铸造过程的示意图，所铸管坯的尺寸为+106 mm／460 mm。管坯的内外表面分别受到结晶器和铜芯的激冷作用而形成初始凝固壳，随后，管坯外表面受到二次冷却水的强烈热交换作用，然而内表面则无冷却水的作用。由于在凝固和冷却过程中，管坯发生凝固收缩和固态收缩，从而导致管坯内径将会减小，因而，铜芯应带有一定的倒锥度以协调管坯的热收缩。由于管坯内表面没有二次冷却水的激冷作用，试验采用的装置可以使得内表面的凝固收缩较慢，减少了管坯在铸造过程中“抱芯”的可能性，大大提高了管坯铸造过程的稳定性。

 使用电阻炉熔炼A390合金(Al-17Si-4.2 Cu-0.6Mg)，熔炼温度为820℃，并使用Al-P变质剂孕育20min后于780℃浇注并进行管坯半连续铸造。铸造速度分别为180、210、240和270 mm／min。外部冷却水量为60 Llmin，芯部冷却水量为15 L／min。

 将不同铸造速度下获得的管坯铣面并在扫描电镜下扫描观察管坯的组织。于管坯外壁、壁厚中心和内壁处截取试样，观察微观组织并使用图像分析法计算出初生Si相的平均直径和面积分数。

2  管坯半连续铸造过程的数值模拟

利用Fluent软件计算铸造过程中的温度场和熔体流动。由于实体模型具有对称性，故而仅对实体模型的1／2进行计算，管坯半连续铸造的几何模型及其边界条件设置见图2。为了更加清晰地显示铸造过程中的各种物理场，图2仅是整个几何模型的1/10区域。

对于半连续铸造过程的控制方程以及边界条件设置可参考文献[8]。其中，A390合金的密度为2 600kg．m-3，液相线温度为934 K．Al-Si共晶温度为839K，固相线温度为783 K。其他物性参数见表1和图3。

图4为不同铸造速度下管坯中的温度场。可以看出，当熔体处在热顶中时，由于热顶的绝热作用，熔体保持着较高的温度（高于液相线）。然而当熔体与结晶器和铜芯接触后，形成了一定厚度的凝固壳，熔体内部的温度在对流作用下也很快降低至液相线以下。当管坯的外表面与二次冷却水接触后，管坯外表面的温度急剧降低。由于管坯内表面无二次冷却水的强烈热交换作用，熔体的等温面（线）的最低位置要偏向于管坯的内半侧，且随着与铜芯上沿距离的增加而逐渐向内表面偏移。

图5为不同铸造速度下，位于薄壁管的对称面+zx上的液穴形状。当铸造速度由150 mm／min逐渐增加至300 mm／min时，与之相对应的液穴深度由25 mm逐渐增加至66 mm，内壁处的凝固壳厚度逐渐减薄，液穴底部在径向上的位置由壁厚中心偏移至距离内壁仅4 mm。从图4a～图4f可见，薄壁管的内壁出现不同程度的温度回升现象。图6为不同铸造速度下，位于薄壁管内壁处（对称面+zx）的冷却曲线。从图6中可以看出，随着铸造速度的增加，薄壁管内表面处出现的温度回升的最高值逐渐增加；同时，温度回升的最高值在铸造方向上的高度也逐渐增加。当铸造速度为150 mm/min时，其温度回升的最高值低于固相线，故而不会出现重熔现象。然而当铸造速度≥180 mm／min时，温度回升的最高值都要高于固相线，但是低于参考温度(833K，枝晶搭接温度)，故而不会发生明显的漏铝现象，仅有低熔点的Al-Si-Cu共晶组织在凝固收缩作用下渗出至薄壁管的内表面，而可自由流动的熔体不会渗出。然而，当铸造速度过高时，内壁处的凝固壳太薄会使得重熔程度严重，同时，在半连续铸造过程中的微小振动就可能导致该凝固壳的破裂，故而过高的铸造速度是不可取的。

图7为铸造速度为210 mm／min时，位于薄壁管坯对称面+zx上熔体流动的流线图。由图7可见，当熔体进入热顶中后，将会出现两个流动方向，一部分沿着结晶器壁和外侧的凝固前沿流动，最终凝固进入管坯中；另一部分沿着铜芯外壁和内侧的凝固前沿流动，最终凝固进入管坯中。需要注意的是在接近壁厚中心处形成了两个方向相反的涡流，即一个靠近外侧的顺时针方向的涡流和一个靠近内侧的逆时针方向的涡流。当铸造速度逐渐增加时，熔体的流动速度必然加快，熔体对凝固前沿的冲刷作用也会逐渐增强。

3  试验结果与分析

过共晶AI-Si合金的理想组织为细小的初生Si均匀地分布于基体中。由于在宏观上初生Si相与基体存在明显的色差，初生Si相呈现暗灰色，而基体呈现淡白色，故而肉眼即可评估初生Si的宏观分布情况。图8为不同铸造速度下进行半连续铸造获得的薄壁管坯横截面的宏观组织。从图8可以看出，在铸造速度为180mm／min和210 mm／min时，管坯中的初生Si分布较为均匀，仅在内壁处存在厚度不大于3 mm的白色贫Si区，该贫Si区就是由于内侧的凝固壳发生局部重熔，低熔点的Al-Si-Cu共晶组织渗出至内表面所致，其在后续的镗孔机加工过程中可以完全除去。而当铸造速度提高至240 mm／min时，内侧的贫Si区厚度最大可达10 mm。而当铸造速度增加至270 mm/min时，整个薄壁管的圆周方向上的贫Si区均很明显，最大厚度甚至超过壁厚的一半。这种初生Si宏观分布严重的不均匀现象在后续的加工过程中不能完全消除。

 通常认为初生Si的宏观偏析原因有两种：一种是重力偏析，即初生Si的密度小于熔体的密度。过共晶Al-Si合金中初生Si相作为领先相在熔体中形成，由于其密度小于熔体的密度，故而游离的初生Si颗粒有上浮的趋势，且在两相区内的凝固速率越低，其上浮的现象越明显。另一种是熔体的对流作用，毛卫民等的研究表明，在凝固过程中施加电磁搅拌可使坯料表面出现初生Si偏析层，认为其产生原因是由于固液界面处的温度梯度过大和存在一层流附面层。试验中，由于半连续铸造过程中的凝固速率较大，故而初生Si的上浮作用可以忽略。在铸造速度较快时出现的初生Si宏观偏聚现象可认为是熔体的对流作用引起的。对流作用可以将熔体中的Si原子或原子团簇带到凝固前沿造成溶质Si的富集，促进此处初生Si相的形成或持续长大；也可以将附着在凝固前沿的初生Si重新带入到熔体中。当对流对凝固前沿的Si相的富集作用与冲刷作用达到一个动态平衡时，将会获得均匀分布的初生Si。当这种动态平衡遭到破坏时，铸锭中将会出现初生Si的宏观偏聚现象。而铸造速度增加时，熔体的流动速度增加，故而熔体流动对凝固前沿的冲刷作用也越来越剧烈，液穴也越来越深。从模拟结果可以看出，随着铸造速度增加时，内侧的凝固壳越来越薄，液穴变深，界面前沿的温度梯度增加，凝固前沿向薄壁管坯壁厚中心推移的速度变缓，固液界面变得平滑，内外侧的凝固速率差异越来越大。当铸造速度达到一定值时，内侧凝固壳太薄，固液界面变得较为平滑，固液界面以平面长大方式向内缓慢推进，以镶嵌于a-Al枝晶间的形式而附着的初生Si由于缺少a-Al基体的持续支撑作用，在受到越来越强的对流作用下而变得更易于脱离，重新回到熔体中；同时，外侧凝固壳可以持续地向前不断推移，对流作用可以不断地将熔体中的Si原子或者原子团簇带至凝固前沿，促进此处初生Si相的形成与长大。这样，最终的凝固组织中将会出现薄壁管坯中内侧贫Si而外侧富Si的偏聚现象。

图9为铸造速度分别为210 mmlmin和240 mm/min时获得的薄壁管坯中距离外表面1／4处的微观组织。可以看出，初生Si的形貌主要为八面体状和板片状。在铸造速度为210 mm/min时，初生Si大小较为一致，而铸造速度为240 mm／min时，初生Si数量明显增多，且出现了少量的粗大的初生Si颗粒。这也证明了当铸造速度达到一定值后，外侧凝固前沿捕获了更多的Si原子或者原子团簇，使得此处初生Si不仅数量增多，尺寸也会增加。

通过试验结果可以看出，半连续铸造方法制备过共晶Al-Si合金管坯，除了要保证管坯的成形外，还需要满足管坯中初生Si均匀分布的要求。对于尺寸为d106 mm／+60 mm的薄壁管坯，过快的铸造速度不能保证管坯中初生Si颗粒的均匀分布。兼顾提高生产效率考虑，其最佳的铸造速度为210 mm／min。图10是铸造速度为210 mm／min时，薄壁管坯中不同位置处的初生Si平均尺寸及其面积分数。统计结果表明，细小的初生Si(平均尺寸22. 02～23. 75 um)均匀地（面积分数为8. 84%～9.16%）分布于管坯中。

4结论

 (1) A390铝合金管坯半连续铸造凝固过程中等温面的最低位置逐渐向内表面迁移，在管坯的内壁出现不同程度的重熔现象。随着铸造速度的增加，管坯中的液穴深度逐渐增加；内壁处的重熔层的最高温度逐渐增加，同时，重熔层的高度逐渐增加。

 (2)A390铝合金管坯半连续铸造的铸造速度对管坯中初生Si的分布具有很大的影响。当铸造速度达到240 mm／min以上后，在管坯的内壁出现明显的贫Si层，且随着铸造速度的增加而更加严重。初生Si的宏观偏聚主要是由于熔体的对流作用引起的，铸造速度增加时，管坯内侧凝固壳厚度逐渐减小。当内侧凝固壳的凝固前沿处Si原子或原子团簇的附着能力小于冲刷作用时，即形成贫Si层。与此同时，管坯中的外层则形成富Si区。

 (3)综合考虑管坯半连续铸造生产效率因素，当铸造速度为210 mm／min时，可以获得最佳的初生Si均匀分布的A390合金管坯。管坯中初生Si平均尺寸为22. 02～23. 75rlm，面积分数为8.84%～9.16%。