CN1122723C - 合金原料 - Google Patents

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Abstract

用于半固态金属射压造型的合金原料。所述合金原料是一种颗粒形式的合金材料，并且具有不均匀的结构，其在20%的主熔化反应峰高处的温度范围大于40℃，共晶反应峰高与主熔化反应峰高之比小于0.5。

Description

合金原料
发明领域
本发明涉及特别适合用于半固态金属的射压造型的原料。更具体地，本发明涉及更容易变成液相的原料，因此，所述原料能够在温度较低，热梯度较小，堵塞程度较轻以及对半固态金属射压造型机械的起始区域的热冲击较弱的条件下转变成液相。而这本身又能够使供料速度更快，原料供应量更大，筒体寿命更长，停机时间更短，消耗能量更少，成型的部件更优和运行成本更低。
现有技术简述
一般而言，半固态金属射压造型指的是将合金原料加热，剪切并且在高压下注射进入模腔的方法，加热使原料变成固相和液相共存的状态，而同时施加剪切力又可防止半固态合金中形成树枝状结构，在这种状态下，合金可以表现出触变性能。本发明适应的正是这种合金。
原料可以以液相、半固态或粒状固体三种形式之一送入半固态金属射压造型机械的筒体内。前面的两种形式要求附加设备和特殊的处理措施以防止合金材料发生污染，并且因此使成本提高，后面的形式虽然更容易处理，但会造成循环时间更长，首先接触的筒体部分热梯度显著，对该部分筒体的热冲击更大。因此，可以看到不会产生上述问题的固态原料是理想的。
更具体地，半固态金属射压造型(SSMI)包括将合金原料送入半固态金属射压造型机械的筒体。在该筒体中，加热合金原料并且对其进行剪切，该剪切过程通常采用位于其中的螺旋进行。经过加热和剪切，合金原料的温度升至固相线温度与液相线温度之间。在该温度范围内，原料变成固相和液相共存的半熔化材料。除了有助于加热之外，剪切还能防止合金中形成树枝状结构。在这种触变状态，通过螺旋的往复运动或者转移到一个喷射套筒，将半固态合金材料注入模腔并凝固成所要求的部件。
授予DOW化学公司的美国专利4,694,881，4,964,882和5,040,589介绍了半固态金属射压造型的方法和实施上述方法的装置，此处引入这些专利作为参考。
在颗状原料的传统制备过程中，最初由合金形成锭块或棒料(billet)，冷却，然后机械切割以获得具有适当尺寸的颗粒。值得注意地，在最初形成锭块或棒料之后，随即进行慢冷。镁合金如AE42和铝合金如A356可以以上述形式获得。
如上所述，在实施半固态射压造型方法中，传统合金原料的使用会导致原料首先触及的筒体初始部分受到强烈的循环热载荷作用，从而促使原料状态的调整(当每次有新原料进入时，该部分筒体的外部仍然保持高温受热状态，而同时其内部则明显冷却)。由于此处的热梯度高，该部分筒体受到高热应力的作用。
上述合金原料的共同特征是：当对差示扫描量热(DSC)曲线进行分析时，可注意到所述合金原料在初始熔化温度下展现出强烈急剧的能量吸收。这一在窄温度范围对能量的强烈要求需要在小范围内对筒体进行非正常加热，从而产生高的温度梯度(筒体内表面和外表面之间)和高的热应力。由于多达约50％的熔化出现在低熔点组元的固相线温度以上30℃的范围内，因此，如果对材料在筒体内的推进不加以精确控制，这一对温度微小变化的高度敏感性会导致以堵塞物在螺旋周围形成的形式使筒体内的材料发生凝结。当出现这种凝结和形成堵塞物时，不再能够制备出良好的部件。它需要将螺旋拉出并且进行耗时的螺旋和筒体清洁操作，从而使成本显著增加，产量下降。即使不会出现凝结和堵塞物，将材料加热至适当的温度必需的时间限制了进料速度和机械的循环时间。
针对上述以及其它限制，本发明的一个目的是提供一种更容易形成液相，从而能够使供料速度更快以及半固态射压造型机械的循环时间下降的粒状原料。另外，本发明的一个目的是提供一种能够使筒体温度更低，使贯穿桶壁的温度梯度下降和筒体上的热冲击减轻的原料。本发明的又一个目的是提供一种能够在机械的第一个加热区存在少量(5-20％)合金初始液相，从而改善在随后的筒体加热区中合金余下部分的热传导的原料。本发明的另一个目的是一种其DSC曲线一般遵从筒体在长度范围内的温度分布，从而减小筒体中的热梯度和热冲击的合金原料。因此，本发明的一个特点是能够成型比在半固态成型在使用的传统合金具有更高固相线温度的合金。
发明简述
在克服现有技术原料的上述以及其它限制中，本发明提供一种在半固态金属射压造型机器的筒体的初始区更容易形成部分液相的活性粒状原料。所提供的根据本发明的合金原料为颗粒状，并且包括一种不均质结构，在主熔化反应峰高(HL)的20％处(ΔT20％)具有大于40℃的温度范围，其共晶反应峰高(HE)与主熔化反应峰高(HL)之比(RE/L)小于0.5。根据本发明的合金原料也可以具有大于140℃的固相线温度与液相线温度之间的熔化范围(ΔTS-L)，对于Zn而言，其ΔTS-L为80℃。通过提供上述合金原料，当时入筒体的初始区时，一些低熔点组元会很快熔化，并且，结果进一步“激发”了原料的熔化。因此，本发明的名称为“活性原料”。在激发进一步熔化中，较早存在的低熔点组元的液相提高了原料未熔化部分的热导性，从而提高了熔化速率。
通过更快地引起在筒体初始部分的熔化，由贯穿桶壁的温度梯度造成的筒体的热冲击下降，热应力减小，由于热传递得到改善，设备可以采用更快的供料速度，包括大量供料(flood feeding)。它也能够降低筒体温度和避免在螺旋周围形成堵塞物。另外，典型地对半固态金属射压造型而言固相线温度太高的合金现在也可以在半固态金属射压造型机器中进行成型。
从下面的描述和权利要求书，并结合附图，本领域的专业人员将会更容易地理解本发明的这些以及其它目的和特点。
附图简述
图1是一种可利用本发明的半固态金属射压造型机器的示意图。
图2是具有适度不均匀结构以及具有均匀结构的AZ91D合金的反映热流与温度关系的DSC曲线。其中，加热速度为20°K/分，测定DSC曲线的样品重为12-15mg。
图3是由回收的模铸废料形成的非均质和均质两种形式的AZ91D合金的DSC曲线。
图4是由半固态射压造型废料形成的非均质和均质两种形式的AZ91D合金的DSC曲线。
图5是非均质和均质两种形式的AM50合金的DSC曲线。
图6是非均质和均质两种形式的AE42合金的DSC曲线。
图7是非均质和均质两种形式的ZK60合金的DSC曲线。
图8是非均质和均质两种形式的ZAC镁合金的DSC曲线。
图9是非均质和均质两种形式的铝基A356合金的DSC曲线。
图10是非均质和均质两种形式的铝基520合金的DSC曲线。
图11是筒体各加热区的筒体温度变化曲线，包括相对于材料在筒体中的位置图4和6的非均质合金的DSC曲线；以及
图12是用于说明在半固态金属射压造型方法中使用的根据本发明合金的优选范围的通用相图。
优选实施方案详述
现在参照附图，图1示出的是用于半固态金属注射(SSMI)成型的装置/机器10。机器10的构造在某些方面与塑料注塑成型机器相似。
在示出的机器10中，原料通过料斗12送入往复螺旋注射系统14的加热筒体17内。系统14使原料保持在保护性气氛16，例如氩或者另一种非反应性气体中。当原料由螺旋18的旋转运动向前送进时，其被加热器20加热并且在螺旋18的作用下发生搅拌和剪切。实施所述加热和剪切为的是使原料处于固相和液相共存的状态，以便形成触变性浆液。然后，所述原料通过位于注射系统14的前进端的止回阀22并且进入积聚室24。当在室24中已积聚需要量的原材料时，通过向前运动带有液压传动装置(未示出)的螺旋18，使材料通过喷嘴28充满模腔26，开始注射循环。
与其它半固态成型方法不同，上述方法具有将浆液产生与模腔填充合并为一个步骤的优点。它也将分别熔化和浇铸反应性半固态金属合金时产生的安全问题降至最低。显然，并且正如将会进一步了解的那样，本发明的合金原料可应用于除了图示类型之外的其它机器。作为说明而不是进行限制，这种其它的机器和装置包括与模铸机类似的二步机器和塑料射压造型机，在这种情况下，浆液的产生和射压造型在装置的相互独立的部分进行，并且还包括非水平取向的机器。
机器10的筒体17沿其长度方向分为一系列不同的加热区。可以使用的加热区数目可多可少(包括在机器10的喷嘴28部分中的附加区)，此处为了说明对9个区进行讨论。从筒体17的原料进入端开始，各加热区的温度越来越高，直至在筒体17的后半部分达到稳定值。加热区的实际数目和它们的各自温度与成型的特定合金，所要求部件的特性以及机器10本身的具体细节有关，图11中描述了沿其底轴存在的八个加热区以及各自的温度。这些区和温度如下：一区-427℃；二区-538℃；三区-566℃；四区-594℃；五区-605℃；六区至九区-605℃。上述温度是采用位于穿过筒体路径约四分之三处(朝向筒体内部)的热电偶测得的筒体温度，筒体由合金718加工而成，其壁厚约3.7英寸。上述温度是由粒状原料成型AZ91和AE42合金时的典型温度。
因此，本发明人试图设计具有与沿简体17的温度分布相匹配的逐步熔化反应的原料。照这样，能够在对原材料进行处理的同时，对半固态物质进行有力的剪切，以避免堵塞、防止热冲击和筒体开裂，而且还能够使部分固态物质精确固定在随后成型的部件中。
如上所述，本发明人的目的之一是开发能够使循环更快进行，同时又能降低对机器10的热冲击和应力的合金原料。在这种情况下，本发明人假定所获得的合金在最初进入筒体时需要表现出缓和的熔化开始或者共晶反应在较大的温度范围进行。通过促使开始熔化和扩大共晶反应范围，可降低对筒体初始部分的热冲击。当熔化开始并且在原料中引入液相时，热传递加强，并且会促使进一步熔化。
目前用于SSMI的粒状原料是称作AZ91的镁合金。通常使用的AZ91原料通过首先将合金成型为铸锭并且然后将铸锭机械切碎成粒状形式的合金制备而成。
如上所述，AZ91合金的DSC曲线于图2中示出。应注意到：为了清楚起见，图2中，以及后面各图中的DSC曲线相互间进行了平移。
用于获得图2中第一条曲线31的粒状原料通过机械切碎AZ91合金锭制备而成。由于由铸锭原料形成，原料的显微组织呈适度非均匀性，而且，该组织是铸锭以约3℃/S的缓慢冷速进行冷却的结果。由AZ91合金铸锭形成的粒状原料的DSC曲线在温度达TS(433℃)之后马上开始的共晶反应处存在急剧强烈的能量吸收，TS是第一个熔化开始点。从图中以及TS处的初始峰值可以看出：为了开始熔化，必须在短的温度范围，不高于约450℃，有大量的热流进入原料内。结果，在开始供入该原料时，筒体17受到明显的热冲击。
在该曲线上，HL代表主熔化峰，TL一般表示在约602℃达到合金的液相线温度。从固相线温度TS到液相线温度TL的温度变化(ΔTS-L)为169℃。
从该第一条曲线31上可以看出：共晶反应峰(HE)与主熔化脉冲峰(HL)的比值(RE/L)为约0.3。通过对主熔化峰在其高度20％处的宽度进行测量，可以算出主熔化峰正负两斜边之间的温度范围(ΔT20％)。对于图2中的第一条曲线31而言，ΔT20％为约55℃。
为了确定不同的加热规范对原料的影响，对第一条曲线31的粒状合金进行加热直至其完全熔化并且随后以约0.6℃/S的速度缓慢冷却，以获得近平衡态的均匀组织。由如图2中第二条曲线33所示的其DSC曲线可以看出，在TS处开始的共晶反应比第一条曲线31更尖锐并且甚至更强烈。因此，第二条曲线33的粒状原料在更窄的温度范围经历更为强烈的能量吸收，共晶反应高度HE与主熔化反应高度(HL)之比值RE/L为0.8。其在约610℃达到液相线温度。由此计算出熔化范围ΔTS-L为约181℃。
由第一条曲线31可以看出其初始反应强度较低。因此，与形成第二条曲线33的近平衡态均匀AZ91合金相比，对于第一条曲线31的适度非均质AZ91合金原料而言，其首批原料在筒体17中利用更长的距离来传递熔化能量。结果，与第二条曲线33的材料相比，其对筒体17的初始和随后区域的热冲击更小，并且，能够维持更长的“供料区”以便在原料仍相对固态时可迫使原料机械前进。如果熔化区太短，当另外的较冷原料进入筒体17内时，紧邻螺旋18的原料容易凝结。值得注意地，螺旋18已经比筒体17更冷，这会进一步促进凝结。再凝结的原料会导致在螺旋18周围的筒体17内形成堵塞物，这会阻碍螺旋18将任何其它的原料向前推进。一理发生堵塞，机器10必须停止工作并进行冷却，拆下筒体17和螺旋18并清洗，之后再组装一起，预热并恢复运行。在最坏的情形下，需要更换筒体或螺旋。
现在参照图3，AZ91合金的第二个样品具有不同的加热规范和结构(其由较快冷却的模铸废料形成，以约20℃/S的速度冷却)，其显微组织比图2的第一条曲线31代表的AZ91原料更不均匀，所述第二个样品的DSC曲线作为第一条曲线35绘制出。
第一条曲线35表明低于431℃在采用TS表示的共晶温度之前开始的宽的反应，与此反应相关的小峰表明，该反应非常缓和，而且，温度范围加宽。液相线温度TL在约609℃达到。因此，计算出该合金的熔化范围ΔTS-L大于178℃。该第一条曲线35的共晶反应峰(HE)与主熔化反应峰(HL)之比(RE/L)为0.2。温度范围(ΔT20％)为约71℃。
如同第一个实例一样确定不同加热规范对图3中的第一条曲线35代表的粒状原料的影响，将AZ91合金(模铸废料)加热至完全熔化，慢冷至形成近平衡态的均匀组织，并且绘制出其DSC曲线。正如在图3中的第二条曲线37上所看到的那样，在TS处开始的尖锐峰表明发生了更为强烈的共晶反应。可以看出TS为约430℃，TL在612℃达到。因此，TS-L为182℃。可以看出第二条曲线37的ΔT20％为约66℃，RE/L为约0.5。
具有另一种加热规范的AZ91合金的第三个样的DSC曲线如图4所示，该粒原料由SSMI成型部件的薄废料形成。因此，由于这种废料的冷却速度高，约40℃/S，该第三实例的粒状原料的显微结构为由AZ91合金制成的最不均匀的样品。因此，可计算出由固相线温度TS(低于439℃)到液相线温度TL(601℃)的熔化范围(ΔTS-L)大于约162℃。
由图4中的第一条曲线38可以看出，在TS处开始的小峰之前开始的这种粒状原料的共晶反应较宽泛(不明显)。共晶反应峰(HE)与主熔化反应峰(HL)之比值(RE/L)为约0.01，温度范围(ΔT20％)为66℃。
同前面的两个实例一样，将用来获得图4中的第一条曲线38的这种粒状原料加热至完全熔化并且慢冷至形成近平衡态的均匀组织。该合金重熔后的DSC曲线作为第二条曲线40在图4中绘出。与第一条曲线38相比，一达到固相线温度TS后，材料即开始其共晶反应，出现非常显著且强烈的能量吸收。在约425℃的TS处开始的尖锐峰表明该反应的温度范围相当窄(仅约13℃)。液相线温度TL在607℃达到。因此，可以计算出熔化温度范围(ΔTS-L)为182℃。由该曲线40得到共晶反应峰(HE)与主熔化反应峰(HL)之比值(RE/L)为约0.8，温度范围(ΔT20％)为约66℃。
曲线35和38表明共晶反应不明显(宽化)，而且反应开始温度低于TS。其原因在于这些原料的冷却速度快和所获得的组织不均匀。快速冷却所引起的开始熔化温度的降低为表1中关于AZ91D的下述数据所证实。
表1
冷却速度，℃/S 0.03  0.06  0.04 21 41
固相线温度，℃ 435  435  430 ＜328 ＜328
快速冷却，例如以喷射形式，不允许组织均匀化，结果形成合金元素含量高的偏析物。偏析部分在凝固前过冷至共晶温度以下。同样在加热时该部分趋于在平衡共晶温度以下熔化。
先偏析可以在喷射之前将熔体保持在图12的α+β两相区来产生。液相中的合金元素进一步增加，这又使过冷效果进一步加大，这进一步降低了这种特定形式的球粒(shot)的最终凝固温度和初始熔化时间。
主熔化峰HL的温度范围(ΔT20％)也很有意义。这由在其高度HL20％处的峰宽来测定。此温度范围太窄，会加剧前述的热冲击和堵塞问题。温度范围窄则要求筒体17开始区域处的筒体外部温度更高，导致对这些区域更大的热冲击。温度范围较宽时，DSC曲线更接近贯穿各区域的筒体17本身的温度曲线。
采用利用将AM50合金铸锭机械切碎获得的粒状原料的另一种镁样品对此进行说明。由铸锭切碎后的AM50合金的显微组织仅仅呈适度不均匀性。从图5中的第一条曲线42可看出，该粉末原料的DSC曲线上固相线温度约520℃，初始共晶反应平缓展开，无确定的峰出现，可看出AM50合金粒状原料的液相线温度约631℃，因此，熔化范围(ΔTS-L)仅约111℃。
由于在第一条曲线42上无确定的初始峰，因此，共晶反应峰(HE)与主熔化反应峰(HL)之比可忽略不计或者为0。可以看出ΔT20％约34℃。由于ΔT20％较小。因此该合金比图4中的AZ91D难于成型。
将第一条曲线的AM50合金加热完全熔化并且随后慢冷形成近平衡态的均匀组织，该重熔后的AM50合金的DSC曲线作为第二条曲线44也在图5中示出。该均质原料的固相线温度(TS)约507℃，液相线温度(TL)约632℃，固相线至液相线的范围(ΔTS-L)约125℃。可以看出ΔT20％约32℃，比值RE/L为约0.05。
由适度冷却的铸锭切碎形成并且因此具有适度不均匀组织的AE42合金粒状原料的DSC曲线在图6中作为第一条曲线46示出。该第五个样品的第一条曲线46的某些特征与AM50合金的第一条曲线42相似，即：在约500℃的TS处开始的初始反应很平缓，没有确定的峰出现。虽然初始反应平缓，无脉冲峰出现，但是该曲线的主熔化峰HL很窄，液相线温度TL之后很快在633℃达到。因此，可得到从固相线到液相线的加热范围(ΔTS-L)为约133℃。由于初始反应无明显的峰出现，因此RE/L可忽略或者为0。由于主熔化峰很尖锐，可看出ΔT20％处的温度范围很窄，为20℃。
将所述AE42合金加热至完全熔化并且然后使其慢冷形成近平衡态的均匀组织，之后，测定该材料的DSC曲线并且作为第二条曲线48在图6中示出，与第一条曲线46相比，TS移向约508℃的更高温度并且明显存在更为尖锐的初始或共晶反应峰。液相线温度(TL)小幅移至约638℃。结果，与第一条曲线46相比，由固相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)实际降至130℃。
图7示出了由铸锭料机械切碎而成的第六个样品ZK60合金的DSC曲线。由铸锭切碎获得的ZK60合金的显微组织仅仅呈现适度的均匀性或者轻微的不均匀性。由图7中的第一条曲线50可看出，在主熔化峰HL出现之前没有显示初始峰。可以看出：液相线温度(TL)约648℃，因此，估计固相线至液相线间的温度范围(ΔTS-L)为约或者大于163℃(基于下面将进一步讨论的ZK60合金重熔后的第二条曲线52)。由于没有证据显示存在初始反应峰，因此，共晶反应峰与主熔化反应峰之比可以忽略或者为0。从主熔化峰可以看出温度范围(ΔT20％)为49℃。
图7中示出的第二条曲线52代表的是经完全加热并随后慢冷得到的近平衡态均匀组织。在图7的第二条曲线52中，TS约475℃。随后出现一个比较尖锐的共晶反应，峰位在约485℃处。从该第二条曲线52可以看出：液相线温度在约638℃达到。因相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)约163℃。将共晶反应峰与主熔化峰进行比较，可看出这些峰比值为约0.21。温度范围(ΔT20％)约40℃。
现在参见图8，第一条曲线54是由铸锭料形成的ZAC合金的DSC曲线。初始熔化开始的固相线温度约337℃，液相线温度TL约601℃。由此计算出固相线至液相线间的温度范围(ΔTS-L)为264℃。共晶反应峰与主熔化反应峰的比值(RE/L)约0.14，温度范围(ΔT20％)约59℃。图8中的第二条曲线56代表的是将初始合金完全熔化并慢冷后获得的具有近平衡态均匀组织的ZAC合金，在此第二条曲线56上，TS在约340℃出现，ΔTL为约603℃，ΔTS-L约263℃。可以看出RE/L为约0.13，ΔT20％约63℃。
虽然前面讨论的是镁合金，但同样也对两种铝合金进行研究，这两种铝合金包括A356合金和520合金。
图9中的第一条曲线58是A356合金的DSC曲线，其中，该合金的粒状原料是由慢冷铸锭形成的碎片。因此，其显微组织呈适度不均匀性。从曲线58上可以看出固相线温度TS约570℃，其后即出现一个非常尖锐的大共晶反应，其峰称为HE。二次熔化峰在共晶反应之后马上出现，可以看出液相线温度约630℃。由此可知：固相线至液相线间的温度范围(ΔTS-L)约60℃，而且，共晶反应比随后的反应需明显更多的能量。由于共晶反应峰是主熔化峰，因此，共晶反应峰(HE)与二次熔化反应峰(HL)之比RE/L为4.2。可以看出温度范围(ΔT20％)仅约19℃。
图9中的第二条曲线60代表经完全熔化并慢冷形成近平衡态均匀组织的A356合金。曲线60的基本结构与曲线58相同，但是，固相线温度(TS)移向较低温度，约560℃。液相线温度(TL)仍保持约630℃，因此，由固相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)约70℃。
与前面的曲线58一样，其共晶反应大于随后的反应，共晶反应峰(HE)与二次熔化反应峰(HL)之比(RE/L)为3.4。可以看出温度范围(ΔT20％)仅为17℃。
下面的铝样品涉及其粒状原料是经二次研磨处理的快冷球粒的520合金，合金的组织呈不均匀性。该粒状原料的DSC曲线在图10中作为曲线62示出。在第一条曲线62上看不到明显的峰，因此不能由曲线62获得固相线温度(TS)。然而，基于第二条曲线64和其约447℃的在固相线温度之后开始的共晶反应峰(HE)，假定初始曲线62的合金固相线温度低于此范围。由第一条曲线62可看出液相线温度约625℃，据此计算出固相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)大于约178℃。由于缺少确定的共晶反应峰，因此共晶反应峰与主熔化反应峰之比可以忽略不计或者约为0。温度范围(ΔT20％)约68℃。
将初始的520合金加热至完全熔化并随后慢冷形成近平衡态的均匀组织，然后测定该材料的DSC曲线，结果见图10中的第二条曲线64。如前述，在约450℃出现一个尖锐的共晶峰，固相线温度约447℃。液相线温度约625℃。因此，固相线至液相线间的温度范围(ΔTS-L)为178℃。由该曲线64得出共晶反应峰与主熔化反应峰之比约0.23。温度范围(ΔT20％)为67℃。
上述每个说明性实例的数据均在下面的表2中列出。附带地，表中也列出了本发明人对每种合金的可控制性的分类。表2
合金   形式 TS(℃)  TL(℃) ΔTS-L(℃) ΔT20％(℃)  RE/L  SSIM控制性
AZ91D   切碎的铸锭 433   602  169   55  0.3   良好
  重熔体 429   610  181   66  0.8
AZ91D   切碎的模铸废料 ＜431   609  ＞178   71  0.2   良好
  重熔体 430   612  182   66  0.5
AZ91D   切碎的SSIM废料 ＜439   601  ＞162   66  0.01   很好
  重熔体 425   607  182   66  0.8
AM50   切碎的铸锭 520   631  111   34  0   中等
  重熔体 507   632  125   32  0.05
AE42 切碎的铸锭 500 633 133 20 0 差
  重熔体 508   638  130   25  0.07
ZK60   切碎的铸锭 ＜475   640  ＞163   49  0   中等/良好
  重熔体 475   640  163   40  0.2
ZAC   切碎的铸锭 337   601  264   59  0.14   中等/良好
  重熔体 340   603  263   63  0.13
A356   切碎的铸锭 570   630  60   19  4.2   极差
  重熔体 560   630  70   17  3.4
520   磨碎的球粒 ＜447   625  ＞178   68  0   很好
  重熔体 447   625  178   67  0.23
根据上述表和SSMI的控制性结果，可以看出：为了减轻原料进入时对筒体17的热冲击并且进一步最大程度地减轻筒体17随后区域的热冲击和疲劳，理想的是提供具有较大而不是较窄小的固相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)的原料。另外，出于同样原因以及为防止发生堵塞，要求温度范围(ΔT20％)较大。所述说明性的各实例中，AM50合金，AE42合金和A356合金具有的固相线至液相线的温度范围(ΔTS-L)均低于140℃，ΔT20％温度范围小于40℃，而且它们的SSMI可控制性比其它样品低。据此，可以看出理想的镁和铝原料应具有下述特性：ΔTS-L大于140℃，更优选大于160℃；RE/L小于0.5，更优选小于0.3；温度范围ΔT20％大于40℃，更优选大于55℃。这样的原料能够降低对筒体17的热冲击，同时又能够在筒体的多个区域进行熔化，而且还能够降低堵塞的可能性。另外，已发现：组织结构更不均匀的原料(如快冷获得)一般具有较高的ΔTS-L，校低RE/L，较高的ΔT20％，所有这些相配合便能够获得SSMI成型时的良好控制性。
图11说明的是使合金的DSC曲线遵从筒体本身的加热曲线这一本发明的概念。通过这样做，筒体17受到较轻的热冲击(筒体外部温度相对筒体内部温度)和堵塞。所要求的筒体外部温度与获得的原料温度之差越大，对机器的热冲击越严重。图11中，给出了对于两种不同原料，对应于筒体17各区域的筒体要求温度(从筒体外部测定)和筒体内部温度。示例说明的合金是AE42(表示为74)和AZ91(SSMI废料)(表示为76)。图中也示出了对应于各加热区的AE42合金和AZ91(SSMI废料)的DSC曲线。由图中可以看出AZ91(SSMI废料)的DSC曲线与筒体要求温度更接近，因此要求的筒体温度较低，引起的热冲击较小。由该图可以看出：当共晶反应因被扩展开而变得缓合时，要求的能量较低，这可以看作是非均质性的结果。将AZ91合金的曲线标记为66(筒体外部温度)和68(筒体内控制温度)，而将合金AE42的曲线标记为70(筒体外部温度)和72(筒体内控制温度)。可以看出：与AZ91D相比，需要较高的AE42的筒体外部/控制温度。
在图11中未示出的样品中，非均匀性形式的合金比均匀性更高的合金的ΔT20％和RE/L的贡献更大。温度范围(ΔT20％)越大，对筒体17各加热区的热冲击越小，对最终成型部件中部分固相的控制程度越大。温度范围ΔT20％越小，半固态浆液的温度的任何变化取决于最终成型部件中固相百分比的程度越大。所有的说明性实例中，仅仅不均匀的AZ91D合金，ZAC合金和A520的20％熔化能时的温度范围(ΔT20％)大于55℃，RE/L小于0.3。通过将该反应扩展开来，当送入附加的原料时，可以使已熔化的合金组元在螺旋周围的筒体内发生凝固以及因此阻挡和堵塞机器10的可能性下降。在所有的说明性实例中，材料的近平衡态均匀组织的形式表现出更尖锐更强烈的共晶反应。粒状原料合金的一个优选特性是其具有平缓(加宽的)的共晶反应，这又能够使筒体初始部分的热梯度下降。
可以看出这些特性是可适用于镁和铝，并且因此适用于锌、铜以及其它合金为基的材料的一般性质。对于Zn合金，超过100℃的ΔTS-L是可接受的。
所述说明性合金的名义组成如表3所示。
表3
               合金名义组成(未包括微量元素)
          Mg基(Mg余量)                      其它
  合金     Al     Zn   稀土     Ca     Zr     Si
  AZ91D     9     0.7   -     -     -     -
  AM50     5     -   -     -     -     -
  AE42     4     -   2-3     -     -     -
  ZAC     5     8   -     0.6     -     -
  ZK60     -     6   -     -     0.6     -
  AS41     4     -     -     -     1
除了上述合金之外，具有比A356更优的成型性以及改善的ΔT20％，HE/L和ΔTS-L的Al合金具有以下范围：Al基，2.6-5.0Si，1.5-3.0Cu，2-4Mg，0.5-3Zn。
具有比Zamac3更优的成型性和具有改善的上述特性的Zn合金具有以下范围：Zn基，Al：25-50，Cu：0.5-6.0。具有改善的上述特性的可成型Cu合金的范围如下：Cu基，Zn：25-30，Ni：0-6，P：3-7。
具有改善特性的镁基合金的范围如下：Mg基，Al：4-6，Si：1-2.5。
而且，与切碎铸锭得到的AZ91D相比，更优选作为球粒，特别是触变性球粒形式的AZ91D，以及经过再切碎的AZ91D SSIM废料。这样的处理也有利于合金520，ZAC，ZK60，以及，在较小程度上，也有利于AM50和AE42。
如上所述，采用具有非平衡或者非均匀性结构的粒状原料可以获得各种好处。该结构可以是显微组织，如上所述，或者是原料的宏观结构(macrostructure)并导致共晶反应的扩展。
为了在原料的显微组织中形成不均匀结构，将合金快速冷却并且随后将其加工成原料可以使合金元素在粒子中偏聚，从而加大了共晶熔化范围，降低了开始温度。初始熔体的快速冷却可以采用几种方法进行。较慢冷却并随后机械切碎的铸锭以及粒状原料均具有适度的非均匀结构。结果，它们在共晶反应期间能够展现出较大的峰。这在将由薄截面模铸废料制备的其它AZ91合金与来自铸锭的半固态射压造型废料的AZ91合金比较的最容易观察到。在前面两种情形中，冷却非常快，导致显微组织呈非均匀性。与铸锭原料时的3℃/S冷速相比，这时的冷却速度一般为20-40℃/S。类似地，碎片也可由模铸薄板加工而成。
另一种可以形成具有非均匀显微组织的快冷颗状原料的方法是借助已知球粒制备方法。这些方法包括水喷溅、空气或保护性气氛中喷溅以及将熔体流滴落在旋转的板、鼓或轮上。在这三种方法中，熔体的液滴快速冷却，能够获得具有所要求的非均匀性显微组织的粒状原料。在图12中的α+β相区能够强化显微非均匀性，然后再对快冷的丸粒进行喷射或挤压。
粒状原料的非均匀性也可以表现在宏观结构上。在这种原料中，低熔点组元的颗粒与高熔点组元的合金化颗粒混合。含所述熔点高组元的合金颗粒最初形成，以使它们的低熔点组元贫化。结果，低熔点组元的颗粒首先熔化，从而使向合金化颗粒的热传递增加并加强其熔化。当熔点较高的颗粒开始熔化时，它们和已熔化的低熔点组元混合，结合并将总合金组成调整至所要求的名义组成。例如，共晶温度为381℃的ZAMAC8(Zn-8Al)合金可以添加至共晶温度为515℃且锌含量低的铝合金384(名义组成：Al，11.2Si，3Zn，3.8Cu)，以便与该名义合金相比，使ΔT20％和ΔTS-L增大，RE/L减小，获得上述结果的其它组成的混合物包括：含有2.6-5.0Si，1.5-3.0Cu，2-4Mg和0.5-3Zn并且其中混合有520合金的Al基合金；产生2-5Zn的AE42和ZAMAC3(Zn-3Al)；产生1-5Zn的AS41和Zamac3；产生2-5Zn的AM50和ZAMAC3，以及Cu25-30Zn与Cu8.3P的混合物。可以看到获得的上述混合物能够扩展其初始熔化反应。
根据上述描述，可以看到本发明的发明人已设计出一种特别适合用于半固态射压造型工艺的新型粒状原料。满足该准则的粒状原料具有下述一般特征：不均匀结构，固相线至液相线的温度范围ΔTS-L至少140℃(对于Zn基合金为80℃)，RE/L小于0.3，ΔT20％大于55℃。要求所述原料具有的另一个特性是共晶反应利用的能量不超过熔化所需能量的10％。上述原料能够降低热梯度和热冲击，能够对最终部件中的固相部分以及每次注射循环结束时在喷嘴中形成的堵塞进行更精确地控制，而且，还能够降低操作温度、操作能耗以及螺旋发生堵塞的可能性。

Claims (13)

1.用于半固态金属射压造型的合金原料，所述原料包括：
一种颗粒形式的合金材料，所述合金材料具有不均匀结构，其在20％的主熔化反应峰高处的温度范围大于40℃，共晶反应峰高与主熔化反应峰高之比小于0.5，该合金材料为铝合金、镁合金、铜合金或锌合金。
2.根据权利要求1的合金原料，其还包括：由固相线至液相线的熔化范围大于140℃。
3.根据权利要求1的合金原料，其中，所述不均匀结构是所述原料的宏观结构。
4.根据权利要求1的合金原料，其中，所述不均匀结构是所述原料的显微结构。
5.根据权利要求1的合金原料，其中，所述原料是球粒。
6.根据权利要求5的合金原料，其中，所述球粒是快冷球粒。
7.根据权利要求6的合金原料，其中，所述快冷球粒是从两相区冷却的。
8.根据权利要求1的合金原料，其中，所述材料是铝合金。
9.根据权利要求1的合金原料，其中，所述材料是镁合金。
10.根据权利要求1的合金原料，其中，所述材料是锌合金。
11.根据权利要求1的合金原料，其中，所述材料是铜合金。
12.根据权利要求1的合金原料，其中，所述材料包括混合颗粒，所述混合颗粒具有至少两种不同的固相线温度。
13.根据权利要求12的合金原料，其中，所述混合颗粒按照在半固态金属射压造型之后能够结合形成具有预定组元的合金材料的比例提供。
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