CN101522341B - 集料模制成型铸件的凝固微结构 - Google Patents

Abstract

一种在集料模型中产生的成型金属铸件包含这样的精细凝固微结构，其比从常规模制法中产生的类似金属铸件的凝固微结构更精细。所述的凝固微结构可以比常规制备的铸件的凝固微结构更精细至多达5倍。在优选的实施方案中，作为定向凝固的结果，所述的精细凝固微结构从该铸件的远端到该铸件近端是基本上连续的，并显示出大大增强的坚固性。因为控制了该铸件凝固的均匀度，故该铸件的性能是基本上均匀的。

Description

集料模制成型铸件的凝固微结构

技术领域

本发明涉及金属铸件。更具体地，本发明涉及具有精细凝固微结构的集料成型金属铸件。

背景技术

在常规铸造法中，熔融金属被浇注至模型内并且因对该模型失热而凝固或凝结。当足够的热量已经从金属丢失，从而金属已经凝结时，所得的产物即铸件可以支撑自身重量。随后将该铸件从模型中脱除。

现有技术不同类型的模型具有某些优势。例如，湿砂模由集料，型砂组成，其中所述的集料以粘合剂(如粘土和水的混合物)固定在一起。该类模型可以在自动化模型制造工厂中迅速地，例如对简单模型而言在十(10)秒内制造。另外，型砂还可以相对容易地回收以进一步使用。

其它砂模通常使用具有高尺寸精度及高硬度的树脂基化学粘合剂。该类经树脂粘合的砂模比湿砂模花费略微较长的时间来制造，其原因是粘合剂的固化反应必须发生以起效并促使模型形成。如在粘土粘合的模型中那样，型砂往往可以进行回收，尽管需要一些处理以除去树脂。

除了制造相对快速及经济外，砂模也具有高生产率。在已经浇注熔融金属后，可以将砂模搁置在一旁以便使所述金属冷却和凝固，从而允许浇注其它模型。

在砂模制中用作集料的型砂最常见是二氧化硅。然而，已经使用其它矿物以避免α-石英在约570摄氏度(℃)或1058华氏度(°F)不期望地转变成β-石英，其中所述的矿物包括橄榄石、铬铁矿和锆石。这些型砂中的某些种类在导热性上显示与普通二氧化硅型砂的细小差别，并且有时作为模型或核心部分(core section)与二氧化硅砂混合或相互混合以便尝试和帮助实现定向凝固。这些矿物具有某些缺点，如橄榄石在其化学组成上经常可变，这导致用化学粘合剂的均匀性控制问题。铬铁矿一般被粉碎，这形成在铸件上产生低劣表面光洁度并且迅速磨损工具的角形颗粒。锆石是沉重的，这增加了用来形成及处理模型的设备需要并且引起工具迅速磨损。混合作为单个模型中不同组分的这些型砂也使回收型砂的工作繁琐。

此外，由于二氧化硅及替代性矿物的特性所引起的劣势，含有粘土和化学粘合剂的砂模因它们相对较低的导热性而通常不允许熔融金属快速冷却。熔融金属的快速冷却往往是期望的，因为在现有技术中已知这种冷却改善铸件的机械性能。另外，快速冷却允许在溶液中保留更多合金元素，从而有可能取消后续固熔处理，这节省时间和费用。取消固熔处理则不再需要一般随之而来的淬火，从而解决铸件中因淬火造成的变形和残余应力问题。就机械性能而言，铸件微结构的细度与冷却及凝固的速率相关。一般，随冷却和凝固的速率增加，铸件的凝固微结构变得更精细。

作为砂模的替代物，有时使用金属制成的模型或半永久性模型或冷模型。这些金属模型是特别有利的，原因是他们相对高的导热性允许铸造的熔融金属迅速冷却和凝固，从而在铸件中产生有利的机械性能。例如，一种称作压力铸造法(pressure die casting)的特殊铸造法利用金属模型、并且已知该铸造法具有快速凝固速率。这种快速凝固速率由铸件中细微枝晶臂间距(DAS)的存在指示。如现有技术中已知，凝固速率越快，则DAS越小。然而，因为填充模型期间极端表面扰动在熔融金属中发生，故压力铸造往往在铸造部件中导致缺陷形成。细微枝晶臂间距的存在也可以通过局部冷却或翅片冷却铸件而实现。此类技术包括固体冷却材料(如金属团块冷却物或者可模压的冷却集料等)的局部应用，其中所述的冷却材料在待冷却的铸件部分附近并入模型中。然而，这些方法仅在施加冷却物的区域内提供局部作用。这种局部作用与本申请所讨论的本发明益处形成反差，其中若正确地实施本发明，则所述精细微结构的益处可以广泛地适用整个铸件。这是本申请的重要方面，因为最终益处是铸件表现这样的性能，其不但通常更高，而且还在整个产品内是基本上均匀的，并且因此对该产品的设计人极有益处。所述产品现在基本上具有通常与锻件相关的均匀性。

已知永久性模制法的一个变体包括某些类型的半固体铸造法，在所述的永久性模制法中在结构内的残留液相可以经历快速冷却。在这种方法中，金属浆料在模型外形成并且由在残留液体中混悬液内的枝晶片段组成。将这种混合物转移至金属模中则导致剩余液体迅速凝固，从而形成一种精细结构，不过这种精细结构由往往处于退化枝晶、菊花状共晶(rosette)或球结形式的相对粗糙且分散的枝晶包围。

然而，由金属制成的全部模型具有重大的经济劣势。因为从模型中取出之前，铸件必须凝结，故必须使用多个金属模型来实现高生产率。永久模铸法中需要多个金属模型则增加工具加工成本(costs for tooling)并且一般产生比那些与砂模有关的成本多至少5倍的成本。

在铸造工业中熟知并充分理解的常规成型铸件内部结构的另一个共同特点是：几何模量较大的那些区域(即具有较大的体积/冷却面积比的区域)通常具有较粗糙的结构。此类的铸件区域通常具有明显较低的机械性能。此外，这类区域通常显示有缩孔或孔隙，原因是它们在凝固后期更容易与原料金属分离。例如，常常在相对纤薄的板材上由孤立突座(boss)所形成的热点或在位于两个相似部分之间T型连接处发现的热点中见到此类区域。在复杂铸件中往往遍布此类特征，这有碍实现任何程度的性能均匀性。该问题使产品设计人的工作十分繁琐。例如，增厚某个部分旨在增加其强度则降低性能，并且在最糟糕的情况下甚至可以产生缺陷，并且因此往往在某个不定程度上适得其反。

在凝固缓慢的铸件区域中，不仅(i)结构粗糙，以粗糙DAS为典型，还(ii)存在孔，并且(iii)对于通常遭受铁污染(commonly suffer iron as an impurity)的铝合金而言，富铁相的巨大片样晶体可以形成。全部这些因素极大有损于合金的延展性。

极精细铸造微结构已经在各种科学研究中作为实验室新事物制成(例如，G.S.Reddy和J.A.Sekhar在Acta Metallurgica，1989，第37卷，第5期，第1509-1519页中的研究论文，以及L.Snugovsky，J.F.Major，D.D.Perovic和J.W.Rutter的研究论文：“Silicon segregation inaluminium castingalloy”Materials Science and Technology 2000 16 125-128.)。

然而，与这类实验室研究相反，本申请中所述的发明提供其中通过一种生产方法而常规地产生本文中所述凝固微结构的独特条件，其生产方法可以产生一次性或大量生产的三维成型铸件。

通常较少了解的是铸件的内部可以因成型铸件中的几何效应而经历加速凝固。接近铸件表皮的早期凝固基本上单向地发生，并且一般地速率随时间呈抛物线下降变化；即当固化层的厚度增加时，凝固速率降低。相反，在铸件中心仍保持液态的体积将随时间而缩小，并从额外方向上散热，从而凝固速度可以大大提高。这种效应由本发明人之一充分地描述。参见英国牛津Butterworth Heinemann出版的John Campbell的《Castings》，第125-126页(第二版，2003))，该文献的全部内容通过引用的方式并入本文中。这种特性解释了铁铸件中的所谓反白口效应，其中所述铸件的中心有时似乎不能解释地显示明显冷却的白色结构，与仍然保持灰色、显示缓慢冷却速率的铸件外侧区域形成反差。

因此，希望开发这样的铸造法和相关装置，其具有金属模具的快速凝固优点，同时还具有与砂模有关的低成本、高产出率和高再生能力。

也希望提供这样的集料模制成型铸件，其在铸件的大量区域内显示有精细凝固微结构区域，从而明显地增进与锻件的那些性能相似的均匀性能。(因为性能对于在本申请中所用的高冷却速率上的冷却速率变化相对不敏感，故稍后(例如在图4中)讨论的变化没有明显地影响性能，从而赋予铸造产品中性能的基本均匀性)。尤其，希望提供这样的集料模制成型金属铸件，其具有比常规集料铸造法所产生的结构更精细、甚至可能比永久性模型所产生的结构更精细的精细凝固微结构。

还希望提供这样的集料模制成型铸件，其具有从铸件的远端点至进料器或冒口的基本上连续的精细凝固微结构区域。

发明内容

本公开在各类实施方案中提供通过烧蚀铸造法在集料模型中形成的成型金属铸件，该铸件包含这样的精细凝固微结构，其比通过常规集料铸造法产生的具有相似重量或截面厚度的相似金属的铸件的微结构更精细，其中所述的精细凝固微结构包括一种或多种晶粒、枝晶、共晶相或其组合。

本公开在各类实施方案中提供显示有铸造微结构的金属铸件，所述的微结构包含位于此金属铸件表面附近的第一区域，所述第一区域包含粗糙凝固微结构；和位于所述第一区域内部的第二区域，所述第二区域包含精细凝固微结构。

在另一方面，本公开在各类实施方案中提供从含共晶的合金中形成的金属铸件，所述的铸件包含二元凝固微结构区域，其中所述的二元凝固微结构区域包括(i)含有粗糙枝晶的一个或多个区域，以及(ii)含有精细枝晶的一个或多个区域。

另外，本公开提供了在至少部分地是集料模型的模型中形成的成型金属铸件，该铸件包含二元凝固微结构区域，其中所述的二元凝固微结构区域包含至少一个这样的粗糙凝固微结构部分：其具有在常规集料模型或金属模型中通常所期望范围内的晶粒大小和/或枝晶臂间距和/或共晶间距，和至少一个这样的精细凝固微结构部分，其具有比铸件该部分的常规间距的三分之一更小的晶粒大小和/或枝晶臂间距和/或共晶间距。

在又一方面，本公开提供在集料模型中产生的成型金属铸件，所述铸件包含二元凝固微结构区域，其中所述二元凝固微结构区域包含：具有约50-约200微米枝晶臂间距的至少一个粗糙凝固微结构部分；和具有小于约15微米枝晶臂间距的至少一个精细凝固微结构部分。

在另一方面，本公开提供通过烧蚀铸造法在集料模型中形成的成型金属铸件，该铸件包含具有如此枝晶臂间距的精细凝固微结构，其中所述的枝晶臂间距比由常规集料模型和永久模铸造法产生的具有相似重量或截面厚度的相似金属的铸件的枝晶臂间距更细小。

另外，本公开提供这样的成型金属铸件，其具有巨大的坚固性和高度及基本上均匀的性能，所述性能在一定程度上类似于通常与锻件相关的那些特点。

参考附图、具体实施方式、实施例和权利要求书进一步理解本公开的铸件的其它特点和优势。

附图说明

图1是经历枝晶凝固的固熔体合金的冷却曲线；

图1A是显示枝晶臂间距与凝结速率或凝固速率之间关系的曲线图；

图2是显示由常规铸造法铸造的固熔体合金的微结构的显微照片(×200倍)；

图3是包含由烧蚀作用产生的精细凝固微结构区域(二元DAS结构)的固熔体合金的显微照片；

图4A-4E是包含精细凝固微结构区域的金属铸件的示意图；

图5是混合的枝晶及共晶合金的冷却曲线；

图6是A356合金的微结构的显微照片(×200倍)，该照片显示通过常规方法铸造的粗糙共晶硅粒子；

图7是烧蚀-凝固的A356合金的显微照片(×200倍)，其中所述的A356合金具备粗糙枝晶及精细枝晶材料区域(二元DAS的结构)和精细共晶材料的区域；

图8是烧蚀-凝固的A356合金的部分的显微照片(×200倍)，该照片显示均匀的粗糙DAS和均匀的精细共晶相；

图9是烧蚀-凝固的A356合金的显微照片(×200倍)，其中所述的A356合金具有精细共晶区域，但是在固溶热处理后某种程度地被糙化；

图10是烧蚀-凝固的A356合金的显微照片(×200倍)，其中所述的A356合金显示有粗糙枝晶微结构和大部分精细的共晶微结构，不过还含有微量粗糙共晶相；

图11是在较高放大率(×1000倍)上的图10的显微照片细节；

图12描述根据示例性实施方案所形成的枝晶合金的不同部分的凝固速率；

图13是描述示例性实施方案铸件的不同部分的冷却速率的曲线图；

图14是显示不同示例性实施方案铸件的机械性能的表；

图15是比较由各种铸造法所形成的金属铸件的机械性能的柱状图和表；

图16是显示铝合金的枝晶胞尺寸与凝固速率之间关系的图；

图17a是直径2.75″的铝合金棒的常规铸造永久性模型微结构的显微照片(×100倍)；

图17b是同一种合金用所述烧蚀法产生的微结构在烧蚀部分开始(第一部分)的显微照片(×100倍)；

图17c是烧蚀结束部分的显微照片(×100倍)；

图18是显示烧蚀凝固的B206合金自动控制臂的照片，该照片显示热处理后从其中加工出拉伸试验棒的位置(加框部分)；

图19是显示在具体示例性实施方案B206铝合金铸件中从一个极厚截面中获得的机械性能的表；

图20是显示源自文献通过多种铸造法独立铸造的A206拉伸试验棒的数据；

图21是从铸态(F-回火)B206铸件中拍摄的显微照片，其中所述的铸件从图18中所述的厚截面的中央获得并且具有粗糙枝晶及精细枝晶材料(二元DAS结构)。

这些图的目的仅是说明根据本公开的开发的各种不同实施方案，并且不意图限制各实施方案的开发。

具体实施方式

本公开涉及包含至少精细凝固微结构区域的集料模制成型铸件。本公开的集料模制成型金属铸件包括比通过常规集料模制法获得的凝固微结构更精细的凝固微结构区域。在一些实施方案中，本公开的集料模制成型金属铸件具备基本上不含缩孔的凝固微结构。

所述凝固微结构的类型或性质将变化并且取决于经历凝固的金属和/或金属合金。各种类型的微结构包括枝晶、共晶相、晶粒等。例如在一个实施方案中，所述的成型铸件可以仅包含单一类型的微结构。此外，合金可以显现包含一种或多种不同微结构的凝固微结构。例如，在一个实施方案中，成型铸件可以显现包含枝晶和晶粒组合的微结构。在另一个实施方案中，成型铸件可以显现枝晶和共晶相的组合。在又一个实施方案中，成型铸件可以显现枝晶、共晶相和晶粒的组合。这些实施方案不是限制性实施方案。因为其它组合和/或其它微结构是可能的，

如本文所用，共晶合金包括形成共晶相的任意合金，所述合金包括亚共晶、近共晶或过共晶合金。

本公开的集料模制成型金属铸件可以通过如在2003年7月7日提交的美国申请系列号10/614,601中描述的方法形成，并且该文献的完整公布内容通过引用的方式并入本文。一般地，申请系列号10/614,601披露了用于快速冷却和凝固集料模制成型铸件的方法。该方法还提供脱模。在申请系列号10/614,601中描述的方法在本文称作“烧蚀”。

在烧蚀过程期间凝固时，金属铸件显示出这样的精细凝固微结构，其比通过常规集料模型铸造法产生的相似金属的铸件的显微结构更精细，其中所述的铸件具有相似的重量或截面厚度。微结构的细度可以依据由特定类型微结构所显示的大小或间距进行定义。例如，晶粒显示晶粒大小，枝晶显示枝晶臂间距并且共晶相显示共晶间距。

参照图1，显示了固熔体合金的冷却曲线或凝固曲线。固熔体型合金在凝固期间仅形成晶粒和/或枝晶。冷却曲线显示固熔体合金随时间从浇注温度(T_p)经液相线温度(T_L)至固相线温度(T_S)的冷却过程，固相线温度是凝固完成的温度点。

常规集料模型中固熔体型合金的冷却由时间-温度模式曲线“abcdef”代表。使用常规方法冷却的总时间处于分钟至小时范围内，并且当然尤其取决于铸件厚度以及热量传输至该模型内的速率。由于在枝晶形成期间形成的潜热，冷却速率在液相线温度上(T_L)缓慢。凝固在固相线温度(T_S)完成，并且一旦潜热发展消退，则温度下降的速率增加。

在图1中的“e”点处，由于应用任意快速冷却法太晚，也不能对凝固微结构产生任何影响。因此，例如，冷却曲线“el”将不对凝固微结构产生任何影响并且它不是本专利申请的部分。然而，冷却曲线如“el”通常用在铸件从金属模型取出并直接在水中淬火的铸造工业中。

固熔体合金的凝固结构一般几乎完全由枝晶组成，其中所述的枝晶由厚度可忽略的枝晶间残留材料限定。二次枝晶臂间距(在本申请中往往更简单地称为枝晶臂间距或DAS)取决于凝结时间(freezing time)，即凝固时间，其中所述的凝结时间是铸件中固定部位在所述合金的液相线温度T_L与固相线温度T_s之间的温度上存在的时间。在图1a中就此时间段而言，将它视为t_s＝t_e-t_c。

图1显示在众多常见铝合金中局部DAS与局部t_s之间的近似对数关系。本图说明为降低DAS达10倍，需要降低t_s达几乎1000倍。(不幸地是未对晶粒和共晶间距研究这种关系，从而不能轻易地清晰定量描述改进某些合金的凝固结构的这类其它特征。因此，对通过在本申请中所述的烧蚀作用改进结构的定量性预测集中在DAS。然而，应当理解相似但非定量的改进在晶粒尺寸和共晶间距方面平行进行)。因此，需要极大提高冷却速率以根本影响凝固微结构的细度。

虽然就枝晶和枝晶臂间距方面描述了图1中例举的定量关系，但是在包含晶粒和/或共晶相的合金中期望在晶粒尺寸和/或共晶间距方面相似的平行改进。

就常规集料铸造法而言，对于几磅或几公斤重的铝合金小铸件，局部凝固时间一般在约1000秒的级别。这些常规集料铸造法产生具有约100微米、有时约50微米-约200微米DAS的铸件。如本文所用，具有大于50微米DAS的凝固微结构称作“粗糙”微结构。图2是描述通过常规方法铸造的固熔体铸造合金A206(标称Al-4.5wt％Cu合金)的粗糙微结构的显微照片。

本公开的铸件包含在该铸件的至少一部分中存在精细凝固微结构。也就是说，铸件可以包含大于0％-至多到100％的精细凝固微结构。在一个实施方案中，该铸件基本上不含任何粗糙凝固微结构并且包含在整个该铸件内连续存在的至多到100％的精细凝固微结构。在另一个实施方案中，该铸件包含邻近该铸件表面的包含至多到100％粗糙凝固微结构的第一区域以及在所述第一区域内部的第二区域，其中所述的第二区域包含至多到100％的精细凝固微结构。在又一个实施方案中，本公开的铸件包括从该铸件远端至其近端(即邻近进料器或冒口的末端)延伸的连续或至少基本上连续的精细凝固微结构区域。

在其它实施方案中，铸件包含在粗糙凝固微结构区域与精细凝固微结构区域之间的二元凝固微结构区域。如本文所用，二元微结构区域是包括粗糙微结构区的区域，其中所述的粗糙微结构区在其内部穿插有一个或多个精细微结构区。在又另一个实施方案中，铸件中的所述二元凝固微结构从铸件远端至进料器整体基本上连续的。

枝晶臂间距通常取决于凝固发生持续的时间。如图1A中所示，枝晶臂间距与凝结时间的log/log关系是线性的，并且例如对于铝合金而言，具有大约1/3的斜率。该图显示对每100倍的凝结时间，存在大约5倍的间距减少。因此，在常规模型中的特定铸件剖面可以在1000秒中经历凝固，产生相应的100微米DAS。在美国专利申请系列号10/614,601内描述的烧蚀铸造技术中，相同的铸件剖面将产生仅约10秒的局部凝固时间，产生约20微米枝晶臂间距。对全部的实验时间，间距与凝结时间之间的相互关系均保持恒定。图3是显示精细微结构区域和粗糙微结构区域两者的显微照片。

参照图4A-4E，显示了包含精细凝固微结构区域的集料模制成型金属铸件的多种示例性实施方案。

参照图4A，显示了其中铸件包含小百分比的精细凝固微结构的实施方案。图4A中的铸件代表这样的情况，其中在铸造过程后期应用快速冷却法，如烧蚀。在图4A中的铸件中，一些固化已经在快速冷却(例如烧蚀)之前发生，并且该铸件的部分(如具有小几何模量(体积与冷却面积比)的那些部分)常规地凝固。二元凝固显微结构区域在某些部分在烧蚀前已经凝固，但是其它部分在烧蚀开始的时间上保持液状的区域出现。甚至在这样一个实施例(如图4a)中，其中铸件的一部分已经在快速冷却法之前凝固并且因此构成决非最佳的本发明应用，然而，即便存在少量的精细凝固微结构也是有利的。具体而言，在常规方法中，金属合金中仍留下的小百分比例残留液体若不造成缺陷如缩孔则特别难以凝固。然而，采用快速冷却技术(如烧蚀)将这些区域从缺陷带转化成精细结构带。与常规凝固的铸件的那些缺陷带相比，微小精细结构带的存在提供良好的机械性能。虽然图4a中所示残留液体的截留区域预期显示一些缩孔，不过对该区域的烧蚀凝固将降低收缩的程度并将该区域替换为相应的强、坚固材料区域。当快速冷却步骤相当晚地、更接近于但在图1曲线的点“e”之前应用时，可预期图4a的凝固微结构曲线。

在另一个实施方案中，集料模制成型铸件包含精细凝固微结构区域和二元凝固微结构区域，其中所述的二元凝固微结构区域从铸件远端到铸件近端是基本上连续的。图4B的实施方案是含有基本上连续的二元凝固微结构区域的铸件实施方案的实例。图4B的凝固微结构曲线是从图1下列冷却曲线“abcdjk”中预测到的曲线。在图4B中，凝固点抵达至并通过这样的温度点，在所述温度点上收缩截面的自然凝固抵达该截面的中心。该铸件通过快速冷却法(如烧蚀)而从该铸件的更远部分直至中心点处凝固。如果由快速凝固产生的精细结构区域在达到模量收缩时被终止(如其在图4B的实施方案那样)，则铸件将完全凝固到此点。尽管二元凝固微结构在图4B的实施方案中局部收缩区域内不存在，但是快速局部凝固时间在铸件的整个其余部分范围内产生基本上连续的精细和无缺陷的合金带，不含收缩缺陷。因此，通过定向地驱动从远端区域至靠近进料器的那些区域凝固，铸件的更远部分显示出通过常规方法无法实现的精细凝固微结构和机械坚固性。

在图4C内的实施方案中，所述铸件包括更高百分比的精细凝固微结构，并且二元凝固微结构区域在整个铸件收缩区域是连续的。这种期望的凝固微结构可以通过在比图4B的时间更早的时间上应用快速冷却法(如烧蚀)而实现。

在另一个实施方案，如图4D的实施方案中，金属铸件包括从铸件远端至进料器处基本上连续的期望的精细凝固微结构区域。这种凝固微结构可以通过在冷却曲线早期应用快速冷却法实现。在这个实施方案中，所述铸件可以还包括二元凝固微结构区域和粗糙凝固微结构区域。可通过应用快速冷却预期图4C及4D的凝固微结构曲线，从而该铸件的最窄部分将遵循起始于图1中的冷却曲线上c与d之间的一个点开始的路径。

在又一个实施方案，如图4E的实施方案中，完整的凝固微结构包含精细凝固微结构。这种期望的结构可以在图1的冷却曲线中点“b”处应用快速冷却法并且沿曲线“abghi”而获得。如果凝固不因模型热量损失而发生，并且这种凝固完全单向且高速率地发生，则会出现这种期望的结构。然而，这种结构不容易获得，并且仅由本发明人实验地获得。获得这种凝固微结构的困难源于液体致冷剂对仍呈液态的铸件表面的直接的冲击。可以在某些条件下获得包含100％精细凝固微结构的铸件，如使用高度绝热的模型并且采用高度定向性凝固方法。

集料模制成型金属铸件可以包含约1-约100％的精细凝固微结构。希望有甚至少量的凝固微结构以提高铸件的机械性能。这在以下情况中尤其如此，在该情况，少量的精细凝固微结构的产生(如本发明中所述，定向凝固作用)和由此的优化进料，防止缺陷(如缩孔)在铸件中出现。

本公开包含精细凝固微结构区域的铸件可以从以枝晶方式固化的任何固溶体合金中形成。这些固溶体合金包括铁材料和非铁材料。粗糙和精细凝固微结构区域的枝晶臂间距将根据所用金属而变化。对铝合金而言，粗糙凝固微结构区域通常具有大于约50微米的枝晶臂间距。在一些实施方案中，粗糙凝固微结构具有约50-约200微米的枝晶臂间距。同样在铝合金中，精细凝固微结构具有小于约15微米的枝晶臂间距，并且在一些实施方案中，枝晶臂间距是约5-约15微米。

这样的合金也可以显示有精细枝晶微结构和/或精细共晶微结构，在所述合金中凝固部分通过枝晶凝固和部分通过共晶凝固发生，这是众多Al-Si合金(例如Al-7Si-0.4Mg(A356)合金)的特征。混合枝晶/共晶合金的常规冷却曲线在图5中描述为曲线“a-h”。在点“a”处的浇注温度(T_p)开始，液态合金冷却到点“c”处的液相线温度(T_L)，其中点“c”是枝晶开始形成的点。枝晶的生长在点“e”处结束，其中点“e”点是共晶温度(T_E)。温度的下降停滞，从而形成平直部分直至在点“g”处共晶凝固的完成。在点“g”处，铸件完全凝固并且沿“gh”继续冷却至室温。从本发明的应用中大大受益的共晶Al-Si合金的第二合金实例是广泛使用的A319合金。这种合金还包含一些铜。该合金某种程度上与A356合金的差异在于具有非等温的共晶形成区“eg”，即图5的水平平直部分“eg”区替换为稳定下行的斜线。然而，相同原理完全适用。

这种在例如二氧化硅砂模中的缓慢常规冷却产生了具有200微米低至50微米DAS的枝晶结构。所述枝晶由共晶包围，其中所述的共晶以20微米低至2微米间距为特征。为描述目的，这表示为常规或“粗糙”共晶微结构(图6)。

若有可能通过烧蚀作用使合金经历完整冷却，则冷却曲线将沿“bijkl”路径进行，从而完整的凝固微结构将由精细枝晶和极细共晶组成。然而，如上文所讨论，虽然这种结构不容易获得，并且还不得不由本发明人进行测试，然而它在特殊条件下是可获得的。这些条件可能包括其中模型具有高度绝热性并且凝固具有高度定向性的条件。然而，在不借助这些特殊条件的情况下，具有优良机械性能的铸件是可获得的。

一般地，更实用的冷却曲线由冷却曲线“abcdmno”说明。在这种情况下，来自“cd”的预冷产生粗糙枝晶以在施加冷却剂之前强化处于灼热、部分凝固并且因而薄弱状态下的铸件。后续的枝晶和共晶随后均经受快速冷却，从而精细凝固微结构包含精细枝晶(30微米低至5微米区域的DAS)和精细共晶(在1000×倍放大率上不可分辨，因其间距仅为约1微米)。

在显微镜下观察时，所得二元凝固微结构的两种区域形成眼观明显不同的区域。图7显示一种结构，在所述的结构中及时应用烧蚀以凝固某些枝晶材料，随后快速凝固全部共晶。该共晶如此精细，以致于它在本图中不可分辨，而显示为均匀的浅灰色相(在这种情况下，没有加入化学改良剂如Na或Sr进行该合金的细化作用)。此外，因为全部共晶沿路径“mn”凝固，故在图7中见到粗糙枝晶与精细枝晶之间的完整共晶相是均匀精细的。

均匀且极精细的共晶是烧蚀的凝固微结构的共同特征并且是烧蚀冷却的合金特有的，其中所述烧蚀冷却的合金没有从作为辅助的以细化微结构的Na或Sr的化学改良处理中获益。在图8中，其中也可以在该结构中观察到一些细微分布的浮渣和连接孔隙。铸件的机械性能似乎对绝大多数的这种变化和尺寸缺陷是相当不敏感的。图9显示固熔热处理后相似的精细共晶。在图9中，该共晶已经某种程度地粗化以降低其界面能，这对于经受高温处理的双相结构是常见的。

原则上，虽然通常不是期望的，然而有可能使全部枝晶以粗糙结构凝固，从而仅晚期(例如图5中的“f”点处)应用烧蚀冷却。在这种情况下，所述共晶中的某些将以粗糙共晶结构凝固。在图10中显示这样的结构。该共晶中借助烧蚀冷却益处而凝固的最终区域采用极精细的结构并且一般不含孔并且仅显示精细的富铁相，所述富铁相通常太小以致于在图10中看不到。在较高放大率上，可以看到少许富铁相，如图11中所示。

对于混合枝晶/共晶合金，图10和图11中所见的那些结构获得了烧蚀作用的绝大多数益处，原因在于残留液体的逐步凝固仍对铸件定向进料发生效力。例如，图10的合金已经进行热处理以便因此某种程度地糙化共晶相中的全部硅粒子。

然而在实践中，希望并且容易实现的是在应用烧蚀前(始于图5中点“d”)形成一些粗糙枝晶结构。因此，通常所得的枝晶微结构就上文所述意义而言是二元的并且包括相对均匀精细的共晶。

如前所述，若冷却剂施加极晚，例如沿着图5中的路径“gq”，则烧蚀的作用不能影响铸件的凝固微结构，因为铸件在施加任何冷却剂之前当然已经完全凝固。铸件的这种冷却不构成本专利申请的部分，而属于本领域技术人员所熟知的铸件生产方案。

对于常规冷却的铸件(采用结束于“h”或“q”的冷却路径的那些铸件)，待凝固的铸件最后区域经常含有孔。此外，当用常见铝合金如A356合金产生时，该类铸件经常含有还有损性能的β-铁冷凝物纤薄片状体(thin plateletsof beta-iron precipitate)。

包含精细凝固微结构的烧蚀冷却的铸件(包括枝晶铸件和枝晶/共晶铸件)通常不含在通过常规铸造法形成的铸件中经常发现的缺陷。在一个实施方案中，包含精细凝固微结构部分的铸件基本上不含孔。通过烧蚀产生的快速冷却和定向进料减少了孔和缩孔。在另一个实施方案中，包含精细凝固微结构部分的铸件基本不含大体积损害性富铁片状体。在其它实施方案中，铸件基本上不含孔和富铁片状体。不受任何具体理论约束，富铁片状体的尺寸缩小可以是液态合金更迅速冷却的结果。孔的减少也得益于这种速度。此外，它明显得益于烧蚀过程的天然逐步作用，在烧蚀过程中水(或其它流体)的冷却作用沿铸件长度方向高度定向地向供料金属源稳定移动，以推动凝固作用。另外，通过施加高的温度梯度维持相对狭窄的糊状带，这样极有效地协助铸件的进料。

大量减少或消除缩孔具有重要意义，并且可以重申如下。通常期望缩孔存在于铸件的如未进料热点(unfed hot spot)区域。然而，原则上，如果定向地实施凝固过程，则这些区域可以进料。施加水或其它冷却流体以烧灼并冷却该模型，并且在铸造进程中有序地引起凝固，从而产生极强烈的定向温度梯度。因此，当正确应用本发明的益处时，常规铸件中原本与进料液体已经分离的那些区域容易且自动地被进料，进而坚固或坚固大大增加。

出于此原因，通常因热脆性问题而不能铸造为成型铸件的合金(如可锻合金6061和7075等)或者具有长凝固范围的合金(如合金7075和852)可以容易且有益地通过烧蚀技术铸造为成型形状。此外，烧蚀铸件的特征是成型铸件中独特的直接可鉴定的凝固微结构。

参考如下实施例进一步描述包含精细凝固微结构区域的集料模制成型金属铸件。所述实施例的目的仅为说明具有精细凝固微结构区域的成型金属铸件的可能实施方案，并且不意图限制其实施方案。

实施例

在本申请中描述的技术应用的一个实施例中，模制了直径20毫米和长度200毫米的单根试验棒，该试验棒在一端配备被填充以充当进料器的锥形小浇口杯。模型材料是用如共同待决申请号10/614,601中描述的水溶性无机粘合剂粘合的二氧化硅型砂。

将热电偶插入所述进料器基部的模腔内，在所述模腔基部。将两个额外的热电偶延轴线以相等间隔放置。这四个热电偶标记为TC1(冒口)，TC2(预部中段)，TC3(底部中段)和TC4(底部)。

将温度730℃(1350°F)的6061铝合金浇注到模腔中，其中所述模腔与其轴线垂直放置。接着在大约10秒范围内，从指向所述模型基部的喷嘴中施加20℃(68°F)的水，从而从所述基部向上开始模型的烧蚀。烧蚀前沿的上行速度是大约25mm/秒。

如图12中所见那样记录所述四个热电偶的冷却曲线。观察到热电偶TC4迅速冷却，用信号报告在仅约2秒内凝固并冷却至水沸点以下。与此同时，紧邻其上的热电偶TC3仍记录到所述金属还是熔融的，并且冷却仅仅才开始。这种模式在所述模型上不断地重复。(TC2的温度跃升记录了本实验中冷却水的意外短暂损失)。热曲线证实通过应用烧蚀而引起的温度梯度足以在比热电偶间间距更小的距离(50mm)内凝固熔融体并且冷却至近乎环境温度。此外，对于平均的普通汽车铸件长度而言，该效应是可容易且精确维持的。

在第二实施例中，一种汽车钩爪铸件用合金A356制成。多种钩爪铸件以难铸造著称，原因在于其复杂性，钩爪铸件具有远离进料点的沉重部分。该铸件也不例外。在倾斜的浇注操作台上用750℃(1385°F)的金属充填该铸件，充填用时8秒，产生良好的表面光洁度。进料器(冒口)位于远离浇口杯和直浇口的铸件远端。在图13中显示直浇口和进料器中的热电偶。观察到在首先被烧蚀的浇口内大约20秒内发生凝固。随后，造成凝固过程进展遍及整个铸件，稍后约90秒后抵达所述进料器，在该位置点上引起所述进料器在仅约20秒的相似时间中凝固。

为了对该铸件实现烧蚀，采用三组水喷嘴，水压是大约0.7Bar(大约10psi)并且温度大约40℃(大约100°F)。

发现所述铸件是完全坚固的并且具有超过规范要求的性能。

在第三实施例中，用如对实施例1所详述的模造材料模制一种控制臂铸件(汽车的转向/悬架组件)。模型用大约700℃(大约1400°F)的组成大致为Al-7Si-0.35Mg-0.2Fe的A356合金浇注。烧蚀冷却该模型产生这样的铸件，其中所述的铸件随后受到切割和机械加工以产生经受T6热处理的拉伸试验棒。固熔处理是538℃(1000°F)持续0.5小时、在26℃(78°F)上的水淬和在182℃(360°F)老化2.5小时。自编号45、46和47的三种铸件的每种铸件切割四根试验棒。所述试验棒进行拉伸试验，并且在图14中列出结果及平均值。(低延伸值9％，因为包含了大量氧化物，已知对熔体质量的控制在这种情况下是次优的)。在图15中比较所述结果与来自竞争性铸造法的结果。该铸件的性能显然是有吸引力的，其优于全部当前最有竞争性的方法的性能。

应当理解使用烧蚀铸造法时，某些潜在工艺条件可能产生烧蚀的模型中的常规微结构。作为实例，已知852铝合金(Al-6Sn-2Cu-1Ni-0.75Mg合金)为宽范围凝固合金，其中共晶大约在锡的熔点(232℃，61°F)上凝固。使用烧蚀铸造法烧蚀这种合金。所述模型是对称性的，从而允许相同半模从单面模型板中产生并且随后加以组装。在700℃(1275°F)上或接近该温度浇注金属。铸件截面厚度在径向上是大约75毫米(3英寸)。在10秒内实现模型的重力浇注。然后，搁置该模型等候近180秒时间以实现大部分固化的α相。在模制集料(此时是二氧化硅型砂)控制正常凝固速率的这段时间后，烧蚀该模型。

烧蚀条件如下。用于烧蚀的水压是大约1bar(15psi)。喷雾体积受喷嘴限制。然而，因所述压力控制水对铸态表面的冲击，故水体积几乎是不重要的。该方法获得常规但均匀的冷却速率，所述冷却速率产生的性能与由金属模型(即永久性模型，见图16)产生的性能相似。在这方面，图16显示一系列多种铸造法的型谱和铝合金的枝晶胞尺寸与凝固速率间的关系。在图17A中描述常规永久性模模型微结构。图17B和图17C显示相同的合金，不过此时该合金使用烧蚀法产生。在全部三幅图17a-c中，使用相同的放大率100×。最终共晶结构与通过永久性模型生成的共晶结构极相似。虽然这种常规微结构可以在该烧蚀法中获得，然而在某些条件下，也可以观察到为烧蚀作用独有的那些微结构，这可能包括枝晶的极精细相，不过最经常包括极精细共晶的极精细相。

为使用烧蚀法来获得常规微结构(如永久性模型产生的常规微结构)，几种变量具有重大潜能。一个重要参数是集料模型本身。此外，在脱模中使用而同时引起金属凝固的介质的体积、压力和温度当然也是重要的。在沿铸件长度方向前进时，冷却喷雾在铸件上的停留时间可以有益地加以调整以实现局部表面/体积比(几何模量)。可以降低模型粘合剂的溶解速率来延减缓模型的烧蚀速率，并且从而降低散热(thermal extraction)速率。这可限制散热速率，以至产生常规微结构。另外，水压可变的。首先，较高压强可以用来除去模型的集料。随后，可以降低该压强以产生与常规金属模制法的冷却速率相似的冷却速率。

尽管常规微结构可以按照这种方式实现，然而烧蚀法提供了明显的额外益处，其中所述的明显额外使烧蚀法尤其令人合意。首先，改善铸件中残余应力的控制，其原因是在最终凝固前沿(final solidification front)之前有足量液体能够彻底调节热应变的情况下发生最终凝固。其次，铸件中的孔明显减少(实际上在大多数情况下至零)，原因在于优异的定向凝固。这种情况因烧蚀作用独特实现的高的使用温度梯度所致。

在第四实施例中，用如对实施例1所详述的材料模制汽车悬架控制臂铸件。模型用组成大致为Al-4.8Cu-0.4Mn-0.28Mg-0.07Fe的B206合金在大约1265°F±15°F下浇注。烧蚀冷却该模型产生铸件，铸件随后经受T4和T7热处理。所讨论部件的照片出现在带一个方框的图18中，其中所述的方框显示随后从其中加工出拉伸样品的位置。从该部件中获得的拉伸性能在图19中显示，并且在图20中与来自此类型合金的公开文献中独立铸造的试验棒的数据的表值进行了比较。从热处理前所述部件之一的厚截面的中心处拍摄的显微照片在图21中显示。所述性能也极有吸引力，其几乎等同于从独立铸造的永久性模型试验棒中产生的那些性能，并且超过在全部其它铸造学媒体中列出的性能。考虑到这些值从超过2英寸截面厚度的区域中获得，因此它们特别有吸引力。在常规砂模法和永久性模制法中，本领域技术人员将期望从该大的截段中加工的棒材实现比图20中所列的独立铸造的试验棒的数值低得多的延展性值，在图20中具有铸态表面的直径1/2英寸规格的棒材是标准材料。应当指出这些比较还未考虑这样的事实，即利用永久性模型，以任何A2XX系列合金制造具有图18中所示部件的尺寸和几何形状的部件将是一项严峻工程挑战，其原因是该铸造法/合金的组合中固有的热拉裂倾向性升高。事实上，不采用使所得部件过度昂贵的措施，上述情况实际上可能无法实现。

图21中的显微照片显示在烧蚀凝固的部件中所见的前述二元凝固微结构。具有高至85μm的间距的平均43μm的粗糙DAS包含具有平均在22μm级别DAS的精细得多的小块。图17中报告的机械性能是将从更精细的DAS中预期到的那些机械性能内更有代表性的。图19中可见的金属间化合物主要是在固熔热处理期间溶解的铜-铝化物，其中所用的固熔热处理为后续T4和T7回火的一部分。就热处理的经济性而言，生产200系列铝铸件的本领域技术人员将认识到精细结构的优势。可以先进行溶解前述厚砂模的铜-铝化物所需的三阶段固熔操作，这有利于在薄和/或快速凝固铸件情况下最常使用的二阶段处理法。

具备时间凝固微结构的集料模制或成型铸件已经参照本公开和各种示例性实施方案加以描述。应当理解变化和修改可以处在本领域技术人员的能力范围内并且本申请和权利要求书意图包括此类修改。所希望的是此项开发应当视作包括全部此类修改和变化，只要它们处于以下权利要求书及其等效物的范围内即可。

Claims (8)

1.一种通过快速冷却法在包含集料的模型中由包括铝的合金形成并显示铸件微结构的金属铸件，所述的微结构包含：位于此金属铸件表面附近的第一区域，所述第一区域包含粗糙凝固微结构，其中所述粗糙凝固微结构包含具有20-200微米枝晶臂间距的枝晶；和形成金属铸件的中心部分的第二区域，所述第二区域位于所述第一区域内部，所述第二区域包含精细凝固微结构，其中所述精细凝固微结构包含具有20微米或更小枝晶臂间距的枝晶。 

2.根据权利要求1的金属铸件，其中所述第二区域从所述铸件的远端至其近端是基本上连续的。 

3.权利要求1的金属铸件，其中所述第二区域的枝晶的枝晶臂间距为5-15微米。 

4.权利要求1的金属铸件，其中所述的铸件基本上不含以下项至少之一：(i)缩孔和(ii)损害性富铁片状体。 

5.权利要求1的金属铸件，其中所述的第一区域包含100％粗糙凝固微结构，并且所述的第二区域包含100％精细凝固微结构。 

6.权利要求5的金属铸件，还包含位于所述第一区域与第二区域之间的第三区域，其中所述的第三区域包含这样的二元凝固微结构，其包含(i)一个或多个粗糙凝固微结构部分，以及(ii)一个或多个精细凝固微结构部分。 

7.权利要求6的金属铸件，其中所述二元凝固微结构区域的一个或多个粗糙凝固微结构部分包含具有20-200微米枝晶臂间距的枝晶，并且所述二元凝固微结构区域的一个或多个精细凝固微结构部分包含具有15微米或更小枝晶臂间距的枝晶。 

8.权利要求6的金属铸件，其中所述的第三区域在所述金属铸件的全部形状范围内是基本上连续的。