專利名稱：活性原料的制作方法
技術領域：
本發明涉及特別適合用于半固態金屬的射壓造型的原料。更具體地，本發明涉及更容易變成液相的原料，因此，所述原料能夠在溫度較低，熱梯度較小，堵塞程度較輕以及對半固態金屬射壓造型機械的起始區域的熱沖擊較弱的條件下轉變成液相。而這本身又能夠使供料速度更快，原料供應量更大，筒體壽命更長，停機時間更短，消耗能量更少，成型的部件更優和運行成本更低。
現有技術簡述一般而言，半固態金屬射壓造型指的是將合金原料加熱，剪切并且在高壓下注射進入模腔的方法，加熱使原料變成固相和液相共存的狀態，而同時施加剪切力又可防止半固態合金中形成樹枝狀結構，在這種狀態下，合金可以表現出觸變性能。本發明適應的正是這種合金。
原料可以以液相、半固態或粒狀固體三種形式之一送入半固態金屬射壓造型機械的筒體內。前面的兩種形式要求附加設備和特殊的處理措施以防止合金材料發生污染，并且因此使成本提高，后面的形式雖然更容易處理，但會造成循環時間更長，首先接觸的筒體部分熱梯度顯著，對該部分筒體的熱沖擊更大。因此，可以看到不會產生上述問題的固態原料是理想的。
更具體地，半固態金屬射壓造型(SSMI)包括將合金原料送入半固態金屬射壓造型機械的筒體。在該筒體中，加熱合金原料并且對其進行剪切，該剪切過程通常采用位于其中的螺旋進行。經過加熱和剪切，合金原料的溫度升至固相線溫度與液相線溫度之間。在該溫度范圍內，原料變成固相和液相共存的半熔化材料。除了有助于加熱之外，剪切還能防止合金中形成樹枝狀結構。在這種觸變狀態，通過螺旋的往復運動或者轉移到一個噴射套筒，將半固態合金材料注入模腔并凝固成所要求的部件。
授予DOW化學公司的美國專利4,694,881，4,964,882和5,040,589介紹了半固態金屬射壓造型的方法和實施上述方法的裝置，此處引入這些專利作為參考。
在顆狀原料的傳統制備過程中，最初由合金形成錠塊或棒料(billet)，冷卻，然后機械切割以獲得具有適當尺寸的顆粒。值得注意地，在最初形成錠塊或棒料之后，隨即進行慢冷。鎂合金如AE42和鋁合金如A356可以以上述形式獲得。
如上所述，在實施半固態射壓造型方法中，傳統合金原料的使用會導致原料首先觸及的筒體初始部分受到強烈的循環熱載荷作用，從而促使原料狀態的調整(當每次有新原料進入時，該部分筒體的外部仍然保持高溫受熱狀態，而同時其內部則明顯冷卻)。由于此處的熱梯度高，該部分筒體受到高熱應力的作用。
上述合金原料的共同特征是當對差示掃描量熱(DSC)曲線進行分析時，可注意到所述合金原料在初始熔化溫度下展現出強烈急劇的能量吸收。這一在窄溫度范圍對能量的強烈要求需要在小范圍內對筒體進行非正常加熱，從而產生高的溫度梯度(筒體內表面和外表面之間)和高的熱應力。由于多達約50％的熔化出現在低熔點組元的固相線溫度以上30℃的范圍內，因此，如果對材料在筒體內的推進不加以精確控制，這一對溫度微小變化的高度敏感性會導致以堵塞物在螺旋周圍形成的形式使筒體內的材料發生凝結。當出現這種凝結和形成堵塞物時，不再能夠制備出良好的部件。它需要將螺旋拉出并且進行耗時的螺旋和筒體清潔操作，從而使成本顯著增加，產量下降。即使不會出現凝結和堵塞物，將材料加熱至適當的成型溫度必需的時間會限制進料速度和機械的循環時間。
針對上述以及其它限制，本發明的一個目的是提供一種更容易形成液相，從而能夠使供料速度更快以及半固態射壓造型機械的循環時間下降的粒狀原料。另外，本發明的一個目的是提供一種能夠使筒體溫度更低，使貫穿桶壁的溫度梯度下降和筒體上的熱沖擊減輕的原料。本發明的又一個目的是提供一種能夠在機械的第一個加熱區存在少量(5-20％)合金初始液相，從而改善在隨后的筒體加熱區中合金余下部分的熱傳導的原料。本發明的另一個目的是一種其DSC曲線一般遵從筒體在長度范圍內的溫度分布，從而減小筒體中的熱梯度和熱沖擊的合金原料。因此，本發明的一個特點是能夠成型比在半固態成型在使用的傳統合金具有更高固相線溫度的合金。
發明簡述在克服現有技術原料的上述以及其它限制中，本發明提供一種在半固態金屬射壓造型機器的筒體的初始區更容易形成部分液相的活性粒狀原料。所提供的根據本發明的合金原料為顆粒狀，并且包括一種不均質結構，在主熔化反應峰高(HL)的20％處(ΔT20％)具有大于40℃的溫度范圍，其共晶反應峰高(HE)與主熔化反應峰高(HL)之比(RE/L)小于0.5。根據本發明的合金原料也可以具有大于140℃的固相線溫度與液相線溫度之間的熔化范圍(ΔTS-L)，對于Zn而言，其ΔTS-L為80℃。通過提供上述合金原料，當時入筒體的初始區時，一些低熔點組元會很快熔化，并且，結果進一步“激發”了原料的熔化。因此，本發明的名稱為“活性原料”。在激發進一步熔化中，較早存在的低熔點組元的液相提高了原料未熔化部分的熱導性，從而提高了熔化速率。
通過更快地引起在筒體初始部分的熔化，由貫穿桶壁的溫度梯度造成的筒體的熱沖擊下降，熱應力減小，由于熱傳遞得到改善，設備可以采用更快的供料速度，包括大量供料(flood feeding)。它也能夠降低筒體溫度和避免在螺旋周圍形成堵塞物。另外，典型地對半固態金屬射壓造型而言固相線溫度太高的合金現在也可以在半固態金屬射壓造型機器中進行成型。
從下面的描述和權利要求書，并結合附圖，本領域的專業人員將會更容易地理解本發明的這些以及其它目的和特點。
附圖簡述
圖1是一種可利用本發明的半固態金屬射壓造型機器的示意圖。
圖2是具有適度不均勻結構以及具有均勻結構的AZ91D合金的反映熱流與溫度關系的DSC曲線。其中，加熱速度為20°K/分，測定DSC曲線的樣品重為12-15mg。
圖3是由回收的模鑄廢料形成的非均質和均質兩種形式的AZ91D合金的DSC曲線。
圖4是由半固態射壓造型廢料形成的非均質和均質兩種形式的AZ91D合金的DSC曲線。
圖5是非均質和均質兩種形式的AM50合金的DSC曲線。
圖6是非均質和均質兩種形式的AE42合金的DSC曲線。
圖7是非均質和均質兩種形式的ZK60合金的DSC曲線。
圖8是非均質和均質兩種形式的ZAC鎂合金的DSC曲線。
圖9是非均質和均質兩種形式的鋁基A356合金的DSC曲線。
圖10是非均質和均質兩種形式的鋁基520合金的DSC曲線。
圖11是筒體各加熱區的筒體溫度變化曲線，包括相對于材料在筒體中的位置圖4和6的非均質合金的DSC曲線；以及圖12是用于說明在半固態金屬射壓造型方法中使用的根據本發明合金的優選范圍的通用相圖。
優選實施方案詳述現在參照附圖，圖1示出的是用于半固態金屬注射(SSMI)成型的裝置/機器10。機器10的構造在某些方面與塑料注塑成型機器相似。
在示出的機器10中，原料通過料斗12送入往復螺旋注射系統14的加熱筒體17內。系統14使原料保持在保護性氣氛16，例如氬或者另一種非反應性氣體中。當原料由螺旋18的旋轉運動向前送進時，其被加熱器20加熱并且在螺旋18的作用下發生攪拌和剪切。實施所述加熱和剪切為的是使原料處于固相和液相共存的狀態，以便形成觸變性漿液。然后，所述原料通過位于注射系統14的前進端的止回閥22并且進入積聚室24。當在室24中已積聚需要量的原材料時，通過向前運動帶有液壓傳動裝置(未示出)的螺旋18，使材料通過噴嘴28充滿模腔26，開始注射循環。
與其它半固態成型方法不同，上述方法具有將漿液產生與模腔填充合并為一個步驟的優點。它也將分別熔化和澆鑄反應性半固態金屬合金時產生的安全問題降至最低。顯然，并且正如將會進一步了解的那樣，本發明的合金原料可應用于除了圖示類型之外的其它機器。作為說明而不是進行限制，這種其它的機器和裝置包括與模鑄機類似的二步機器和塑料射壓造型機，在這種情況下，漿液的產生和射壓造型在裝置的相互獨立的部分進行，并且還包括非水平取向的機器。
機器10的筒體17沿其長度方向分為一系列不同的加熱區。可以使用的加熱區數目可多可少(包括在機器10的噴嘴28部分中的附加區)，此處為了說明對9個區進行討論。從筒體17的原料進入端開始，各加熱區的溫度越來越高，直至在筒體17的后半部分達到穩定值。加熱區的實際數目和它們的各自溫度與成型的特定合金，所要求部件的特性以及機器10本身的具體細節有關，圖11中描述了沿其底軸存在的八個加熱區以及各自的溫度。這些區和溫度如下一區-427℃；二區-538℃；三區-566℃；四區-594℃；五區-605℃；六區至九區-605℃。上述溫度是采用位于穿過筒體路徑約四分之三處(朝向筒體內部)的熱電偶測得的筒體溫度，筒體由合金718加工而成，其壁厚約3.7英寸。上述溫度是由粒狀原料成型AZ91和AE42合金時的典型溫度。
因此，本發明人試圖設計具有與沿筒體17的溫度分布相匹配的逐步熔化反應的原料。照這樣，能夠在對原材料進行處理的同時，對半固態物質進行有力的剪切，以避免堵塞、防止熱沖擊和筒體開裂，而且還能夠使部分固態物質精確固定在隨后成型的部件中。
如上所述，本發明人的目的之一是開發能夠使循環更快進行，同時又能降低對機器10的熱沖擊和應力的合金原料。在這種情況下，本發明人假定所獲得的合金在最初進入筒體時需要表現出緩和的熔化開始或者共晶反應在較大的溫度范圍進行。通過促使開始熔化和擴大共晶反應范圍，可降低對筒體初始部分的熱沖擊。當熔化開始并且在原料中引入液相時，熱傳遞加強，并且會促使進一步熔化。
目前用于SSMI的粒狀原料是稱作AZ91的鎂合金。通常使用的AZ91原料通過首先將合金成型為鑄錠并且然后將鑄錠機械切碎成粒狀形式的合金制備而成。
如上所述，AZ91合金的DSC曲線于圖2中示出。應注意到為了清楚起見，圖2中，以及后面各圖中的DSC曲線相互間進行了平移。
用于獲得圖2中第一條曲線31的粒狀原料通過機械切碎AZ91合金錠制備而成。由于由鑄錠原料形成，原料的顯微組織呈適度非均勻性，而且，該組織是鑄錠以約3℃/S的緩慢冷速進行冷卻的結果。由AZ91合金鑄錠形成的粒狀原料的DSC曲線在溫度達TS(433℃)之后馬上開始的共晶反應處存在急劇強烈的能量吸收，TS是第一個熔化開始點。從圖中以及TS處的初始峰值可以看出為了開始熔化，必須在短的溫度范圍，不高于約450℃，有大量的熱流進入原料內。結果，在開始供入該原料時，筒體17受到明顯的熱沖擊。
在該曲線上，HL代表主熔化峰，TL一般表示在約602℃達到合金的液相線溫度。從固相線溫度TS到液相線溫度TL的溫度變化(ΔTS-L)為169℃。
從該第一條曲線31上可以看出共晶反應峰(HE)與主熔化脈沖峰(HL)的比值(RE/L)為約0.3。通過對主熔化峰在其高度20％處的寬度進行測量，可以算出主熔化峰正負兩斜邊之間的溫度范圍(ΔT20％)。對于圖2中的第一條曲線31而言，ΔT20％為約55℃。
為了確定不同的加熱規范對原料的影響，對第一條曲線31的粒狀合金進行加熱直至其完全熔化并且隨后以約0.6℃/S的速度緩慢冷卻，以獲得近平衡態的均勻組織。由如圖2中第二條曲線33所示的其DSC曲線可以看出，在TS處開始的共晶反應比第一條曲線31更尖銳并且甚至更強烈。因此，第二條曲線33的粒狀原料在更窄的溫度范圍經歷更為強烈的能量吸收，共晶反應高度HE與主熔化反應高度(HL)之比值RE/L為0.8。其在約610℃達到液相線溫度。由此計算出熔化范圍ΔTS-L為約181℃。
由第一條曲線31可以看出其初始反應強度較低。因此，與形成第二條曲線33的近平衡態均勻AZ91合金相比，對于第一條曲線31的適度非均質AZ91合金原料而言，其首批原料在筒體17中利用更長的距離來傳遞熔化能量。結果，與第二條曲線33的材料相比，其對筒體17的初始和隨后區域的熱沖擊更小，并且，能夠維持更長的“供料區”以便在原料仍相對固態時可迫使原料機械前進。如果熔化區太短，當另外的較冷原料進入筒體17內時，緊鄰螺旋18的原料容易凝結。值得注意地，螺旋18已經比筒體17更冷，這會進一步促進凝結。再凝結的原料會導致在螺旋18周圍的筒體17內形成堵塞物，這會阻礙螺旋18將任何其它的原料向前推進。一理發生堵塞，機器10必須停止工作并進行冷卻，拆下筒體17和螺旋18并清洗，之后再組裝一起，預熱并恢復運行。在最壞的情形下，需要更換筒體或螺旋。
現在參照圖3，AZ91合金的第二個樣品具有不同的加熱規范和結構(其由較快冷卻的模鑄廢料形成，以約20℃/S的速度冷卻)，其顯微組織比圖2的第一條曲線31代表的AZ91原料更不均勻，所述第二個樣品的DSC曲線作為第一條曲線35繪制出。
第一條曲線35表明低于431℃在采用TS表示的共晶溫度之前開始的寬的反應，與此反應相關的小峰表明，該反應非常緩和，而且，溫度范圍加寬。液相線溫度TL在約609℃達到。因此，計算出該合金的熔化范圍ΔTS-L大于178℃。該第一條曲線35的共晶反應峰(HE)與主熔化反應峰(HL)之比(RE/L)為0.2。溫度范圍(ΔT20％)為約71℃。
如同第一個實例一樣確定不同加熱規范對圖3中的第一條曲線35代表的粒狀原料的影響，將AZ91合金(模鑄廢料)加熱至完全熔化，慢冷至形成近平衡態的均勻組織，并且繪制出其DSC曲線。正如在圖3中的第二條曲線37上所看到的那樣，在TS處開始的尖銳峰表明發生了更為強烈的共晶反應。可以看出TS為約430℃，TL在612℃達到。因此，TS-L為182℃。可以看出第二條曲線37的ΔT20％為約66℃，RE/L為約0.5。
具有另一種加熱規范的AZ91合金的第三個樣的DSC曲線如圖4所示，該粒原料由SSMI成型部件的薄廢料形成。因此，由于這種廢料的冷卻速度高，約40℃/S，該第三實例的粒狀原料的顯微結構為由AZ91合金制成的最不均勻的樣品。因此，可計算出由固相線溫度TS(低于439℃)到液相線溫度TL(601℃)的熔化范圍(ΔTS-L)大于約162℃。
由圖4中的第一條曲線38可以看出，在TS處開始的小峰之前開始的這種粒狀原料的共晶反應較寬泛(不明顯)。共晶反應峰(HE)與主熔化反應峰(HL)之比值(RE/L)為約0.01，溫度范圍(ΔT20％)為66℃。
同前面的兩個實例一樣，將用來獲得圖4中的第一條曲線38的這種粒狀原料加熱至完全熔化并且慢冷至形成近平衡態的均勻組織。該合金重熔后的DSC曲線作為第二條曲線40在圖4中繪出。與第一條曲線38相比，一達到固相線溫度TS后，材料即開始其共晶反應，出現非常顯著且強烈的能量吸收。在約425℃的TS處開始的尖銳峰表明該反應的溫度范圍相當窄(僅約13℃)。液相線溫度TL在607℃達到。因此，可以計算出熔化溫度范圍(ΔTS-L)為182℃。由該曲線40得到共晶反應峰(HE)與主熔化反應峰(HL)之比值(RE/L)為約0.8，溫度范圍(ΔT20％)為約66℃。
曲線35和38表明共晶反應不明顯(寬化)，而且反應開始溫度低于TS。其原因在于這些原料的冷卻速度快和所獲得的組織不均勻。快速冷卻所引起的開始熔化溫度的降低為表1中關于AZ91D的下述數據所證實。
表1
快速冷卻，例如以噴射形式，不允許組織均勻化，結果形成合金元素含量高的偏析物。偏析部分在凝固前過冷至共晶溫度以下。同樣在加熱時該部分趨于在平衡共晶溫度以下熔化。
先偏析可以在噴射之前將熔體保持在圖12的α+β兩相區來產生。液相中的合金元素進一步增加，這又使過冷效果進一步加大，這進一步降低了這種特定形式的球粒(shot)的最終凝固溫度和初始熔化時間。
主熔化峰HL的溫度范圍(ΔT20％)也很有意義。這由在其高度HL20％處的峰寬來測定。此溫度范圍太窄，會加劇前述的熱沖擊和堵塞問題。溫度范圍窄則要求筒體17開始區域處的筒體外部溫度更高，導致對這些區域更大的熱沖擊。溫度范圍較寬時，DSC曲線更接近貫穿各區域的筒體17本身的溫度曲線。
采用利用將AM50合金鑄錠機械切碎獲得的粒狀原料的另一種鎂樣品對此進行說明。由鑄錠切碎后的AM50合金的顯微組織僅僅呈適度不均勻性。從圖5中的第一條曲線42可看出，該粉末原料的DSC曲線上固相線溫度約520℃，初始共晶反應平緩展開，無確定的峰出現，可看出AM50合金粒狀原料的液相線溫度約631℃，因此，熔化范圍(ΔTS-L)僅約111℃。
由于在第一條曲線42上無確定的初始峰，因此，共晶反應峰(HE)與主熔化反應峰(HL)之比可忽略不計或者為0。可以看出ΔT20％約34℃。由于ΔT20％較小。因此該合金比圖4中的AZ91D難于成型。
將第一條曲線的AM50合金加熱完全熔化并且隨后慢冷形成近平衡態的均勻組織，該重熔后的AM50合金的DSC曲線作為第二條曲線44也在圖5中示出。該均質原料的固相線溫度(TS)約507℃，液相線溫度(TL)約632℃，固相線至液相線的范圍(ΔTS-L)約125℃。可以看出ΔT20％約32℃，比值RE/L為約0.05。
由適度冷卻的鑄錠切碎形成并且因此具有適度不均勻組織的AE42合金粒狀原料的DSC曲線在圖6中作為第一條曲線46示出。該第五個樣品的第一條曲線46的某些特征與AM50合金的第一條曲線42相似，即在約500℃的TS處開始的初始反應很平緩，沒有確定的峰出現。雖然初始反應平緩，無脈沖峰出現，但是該曲線的主熔化峰HL很窄，液相線溫度TL之后很快在633℃達到。因此，可得到從固相線到液相線的加熱范圍(ΔTS-L)為約133℃。由于初始反應無明顯的峰出現，因此RE/L可忽略或者為0。由于主熔化峰很尖銳，可看出ΔT20％處的溫度范圍很窄，為20℃。
將所述AE42合金加熱至完全熔化并且然后使其慢冷形成近平衡態的均勻組織，之后，測定該材料的DSC曲線并且作為第二條曲線48在圖6中示出，與第一條曲線46相比，TS移向約508℃的更高溫度并且明顯存在更為尖銳的初始或共晶反應峰。液相線溫度(TL)小幅移至約638℃。結果，與第一條曲線46相比，由固相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)實際降至130℃。
圖7示出了由鑄錠料機械切碎而成的第六個樣品ZK60合金的DSC曲線。由鑄錠切碎獲得的ZK60合金的顯微組織僅僅呈現適度的均勻性或者輕微的不均勻性。由圖7中的第一條曲線50可看出，在主熔化峰HL出現之前沒有顯示初始峰。可以看出液相線溫度(TL)約648℃，因此，估計固相線至液相線間的溫度范圍(ΔTS-L)為約或者大于163℃(基于下面將進一步討論的ZK60合金重熔后的第二條曲線52)。由于沒有證據顯示存在初始反應峰，因此，共晶反應峰與主熔化反應峰之比可以忽略或者為0。從主熔化峰可以看出溫度范圍(ΔT20％)為49℃。
圖7中示出的第二條曲線52代表的是經完全加熱并隨后慢冷得到的近平衡態均勻組織。在圖7的第二條曲線52中，TS約475℃。隨后出現一個比較尖銳的共晶反應，峰位在約485℃處。從該第二條曲線52可以看出液相線溫度在約638℃達到。因相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)約163℃。將共晶反應峰與主熔化峰進行比較，可看出這些峰比值為約0.21。溫度范圍(ΔT20％)約40℃。
現在參見圖8，第一條曲線54是由鑄錠料形成的ZAC合金的DSC曲線。初始熔化開始的固相線溫度約337℃，液相線溫度TL約601℃。由此計算出固相線至液相線間的溫度范圍(ΔTS-L)為264℃。共晶反應峰與主熔化反應峰的比值(RE/L)約0.14，溫度范圍(ΔT20％)約59℃。圖8中的第二條曲線56代表的是將初始合金完全熔化并慢冷后獲得的具有近平衡態均勻組織的ZAC合金，在此第二條曲線56上，TS在約340℃出現，ΔTL為約603℃，ΔTS-L約263℃。可以看出RE/L為約0.13，ΔT20％約63℃。
雖然前面討論的是鎂合金，但同樣也對兩種鋁合金進行研究，這兩種鋁合金包括A356合金和520合金。
圖9中的第一條曲線58是A356合金的DSC曲線，其中，該合金的粒狀原料是由慢冷鑄錠形成的碎片。因此，其顯微組織呈適度不均勻性。從曲線58上可以看出固相線溫度TS約570℃，其后即出現一個非常尖銳的大共晶反應，其峰稱為HE。二次熔化峰在共晶反應之后馬上出現，可以看出液相線溫度約630℃。由此可知固相線至液相線間的溫度范圍(ΔTS-L)約60℃，而且，共晶反應比隨后的反應需明顯更多的能量。由于共晶反應峰是主熔化峰，因此，共晶反應峰(HE)與二次熔化反應峰(HL)之比RE/L為4.2。可以看出溫度范圍(ΔT20％)僅約19℃。
圖9中的第二條曲線60代表經完全熔化并慢冷形成近平衡態均勻組織的A356合金。曲線60的基本結構與曲線58相同，但是，固相線溫度(TS)移向較低溫度，約560℃。液相線溫度(TL)仍保持約630℃，因此，由固相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)約70℃。
與前面的曲線58一樣，其共晶反應大于隨后的反應，共晶反應峰(HE)與二次熔化反應峰(HL)之比(RE/L)為3.4。可以看出溫度范圍(ΔT20％)僅為17℃。
下面的鋁樣品涉及其粒狀原料是經二次研磨處理的快冷球粒的520合金，合金的組織呈不均勻性。該粒狀原料的DSC曲線在圖10中作為曲線62示出。在第一條曲線62上看不到明顯的峰，因此不能由曲線62獲得固相線溫度(TS)。然而，基于第二條曲線64和其約447℃的在固相線溫度之后開始的共晶反應峰(HE)，假定初始曲線62的合金固相線溫度低于此范圍。由第一條曲線62可看出液相線溫度約625℃，據此計算出固相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)大于約178℃。由于缺少確定的共晶反應峰，因此共晶反應峰與主熔化反應峰之比可以忽略不計或者約為0。溫度范圍(ΔT20％)約68℃。
將初始的520合金加熱至完全熔化并隨后慢冷形成近平衡態的均勻組織，然后測定該材料的DSC曲線，結果見圖10中的第二條曲線64。如前述，在約450℃出現一個尖銳的共晶峰，固相線溫度約447℃。液相線溫度約625℃。因此，固相線至液相線間的溫度范圍(ΔTS-L)為178℃。由該曲線64得出共晶反應峰與主熔化反應峰之比約0.23。溫度范圍(ΔT20％)為67℃。
上述每個說明性實例的數據均在下面的表2中列出。附帶地，表中也列出了本發明人對每種合金的可控制性的分類。
表2
根據上述表和SSMI的控制性結果，可以看出為了減輕原料進入時對筒體17的熱沖擊并且進一步最大程度地減輕筒體17隨后區域的熱沖擊和疲勞，理想的是提供具有較大而不是較窄小的固相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)的原料。另外，出于同樣原因以及為防止發生堵塞，要求溫度范圍(ΔT20％)較大。所述說明性的各實例中，AM50合金，AE42合金和A356合金具有的固相線至液相線的溫度范圍(ΔTS-L)均低于140℃，ΔT20％溫度范圍小于40℃，而且它們的SSMI可控制性比其它樣品低。據此，可以看出理想的鎂和鋁原料應具有下述特性ΔTS-L大于140℃，更優選大于160℃；RE/L小于0.5，更優選小于0.3；溫度范圍ΔT20％大于40℃，更優選大于55℃。這樣的原料能夠降低對筒體17的熱沖擊，同時又能夠在筒體的多個區域進行熔化，而且還能夠降低堵塞的可能性。另外，已發現組織結構更不均勻的原料(如快冷獲得)一般具有較高的ΔTS-L，校低RE/L較高的ΔT20％，所有這些相配合便能夠獲得SSMI成型時的良好控制性。
圖11說明的是使合金的DSC曲線遵從筒體本身的加熱曲線這一本發明的概念。通過這樣做，筒體17受到較輕的熱沖擊(筒體外部溫度相對筒體內部溫度)和堵塞。所要求的筒體外部溫度與獲得的原料溫度之差越大，對機器的熱沖擊越嚴重。圖11中，給出了對于兩種不同原料，對應于筒體17各區域的筒體要求溫度(從筒體外部測定)和筒體內部溫度。示例說明的合金是AE42(表示為74)和AZ91(SSMI廢料)(表示為76)。圖中也示出了對應于各加熱區的AE42合金和AZ91(SSMI廢料)的DSC曲線。由圖中可以看出AZ91(SSMI廢料)的DSC曲線與筒體要求溫度更接近，因此要求的筒體溫度較低，引起的熱沖擊較小。由該圖可以看出當共晶反應因被擴展開而變得緩合時，要求的能量較低，這可以看作是非均質性的結果。將AZ91合金的曲線標記為66(筒體外部溫度)和68(筒體內控制溫度)，而將合金AE42的曲線標記為70(筒體外部溫度)和72(筒體內控制溫度)。可以看出與AZ91D相比，需要較高的AE42的筒體外部/控制溫度。
在圖11中未示出的樣品中，非均勻性形式的合金比均勻性更高的合金的ΔT20％和RE/L的貢獻更大。溫度范圍(ΔT20％)越大，對筒體17各加熱區的熱沖擊越小，對最終成型部件中部分固相的控制程度越大。溫度范圍ΔT20％越小，半固態漿液的溫度的任何變化取決于最終成型部件中固相百分比的程度越大。所有的說明性實例中，僅僅不均勻的AZ91D合金，ZAC合金和A520的20％熔化能時的溫度范圍(ΔT20％)大于55℃，RE/L小于0.3。通過將該反應擴展開來，當送入附加的原料時，可以使已熔化的合金組元在螺旋周圍的筒體內發生凝固以及因此阻擋和堵塞機器10的可能性下降。在所有的說明性實例中，材料的近平衡態均勻組織的形式表現出更尖銳更強烈的共晶反應。粒狀原料合金的一個優選特性是其具有平緩(加寬的)的共晶反應，這又能夠使筒體初始部分的熱梯度下降。
可以看出這些特性是可適用于鎂和鋁，并且因此適用于鋅、銅以及其它合金為基的材料的一般性質。對于Zn合金，超過100℃的ΔTS-L是可接受的。
所述說明性合金的名義組成如表3所示。
表3合金名義組成(未包括微量元素)
除了上述合金之外，具有比A356更優的成型性以及改善的ΔT20％，HE/L和ΔTS-L的Al合金具有以下范圍Al基，2.6-5.0Si，1.5-3.0Cu，2-4Mg，0.5-3Zn。
具有比Zamac3更優的成型性和具有改善的上述特性的Zn合金具有以下范圍Zn基，Al25-50，Cu0.5-6.0。具有改善的上述特性的可成型Cu合金的范圍如下Cu基，Zn25-30，Ni0-6，P3-7。
具有改善特性的鎂基合金的范圍如下Mg基，Al4-6，Si1-2.5。
而且，與切碎鑄錠得到的AZ91D相比，更優選作為球粒，特別是觸變性球粒形式的AZ91D，以及經過再切碎的AZ91D SSIM廢料。這樣的處理也有利于合金520，ZAC，ZK60，以及，在較小程度上，也有利于AM50和AE42。
如上所述，采用具有非平衡或者非均勻性結構的粒狀原料可以獲得各種好處。該結構可以是顯微組織，如上所述，或者是原料的宏觀結構(macrostructure)并導致共晶反應的擴展。
為了在原料的顯微組織中形成不均勻結構，將合金快速冷卻并且隨后將其加工成原料可以使合金元素在粒子中偏聚，從而加大了共晶熔化范圍，降低了開始溫度。初始熔體的快速冷卻可以采用幾種方法進行。較慢冷卻并隨后機械切碎的鑄錠以及粒狀原料均具有適度的非均勻結構。結果，它們在共晶反應期間能夠展現出較大的峰。這在將由薄截面模鑄廢料制備的其它AZ91合金與來自鑄錠的半固態射壓造型廢料的AZ91合金比較的最容易觀察到。在前面兩種情形中，冷卻非常快，導致顯微組織呈非均勻性。與鑄錠原料時的3℃/S冷速相比，這時的冷卻速度一般為20-40℃/S。類似地，碎片也可由模鑄薄板加工而成。
另一種可以形成具有非均勻顯微組織的快冷顆狀原料的方法是借助已知球粒制備方法。這些方法包括水噴濺、空氣或保護性氣氛中噴濺以及將熔體流滴落在旋轉的板、鼓或輪上。在這三種方法中，熔體的液滴快速冷卻，能夠獲得具有所要求的非均勻性顯微組織的粒狀原料。在圖12中的α+β相區能夠強化顯微非均勻性，然后再對快冷的丸粒進行噴射或擠壓。
粒狀原料的非均勻性也可以表現在宏觀結構上。在這種原料中，低熔點組元的顆粒與高熔點組元的合金化顆粒混合。含所述熔點高組元的合金顆粒最初形成，以使它們的低熔點組元貧化。結果，低熔點組元的顆粒首先熔化，從而使向合金化顆粒的熱傳遞增加并加強其熔化。當熔點較高的顆粒開始熔化時，它們和已熔化的低熔點組元混合，結合并將總合金組成調整至所要求的名義組成。例如，共晶溫度為381℃的ZAMAC8(Zn-8Al)合金可以添加至共晶溫度為515℃且鋅含量低的鋁合金384(名義組成Al，11.2Si，3Zn，3.8Cu)，以便與該名義合金相比，使ΔT20％和ΔTS-L增大，RE/L減小，獲得上述結果的其它組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；產生2-5Zn的AE42和ZAMAC3(Zn-3Al)；產生1-5Zn的AS41和Zamac3；產生2-5Zn的AM50和ZAMAC3，以及Cu25-30Zn與Cu8.3P的混合物。可以看到獲得的上述混合物能夠擴展其初始熔化反應。
根據上述描述，可以看到本發明的發明人已設計出一種特別適合用于半固態射壓造型工藝的新型粒狀原料。滿足該準則的粒狀原料具有下述一般特征不均勻結構，固相線至液相線的溫度范圍ΔTS-L至少140℃(對于Zn基合金為80℃)，RE/L小于0.3，ΔT20％大于55℃。要求所述原料具有的另一個特性是共晶反應利用的能量不超過熔化所需能量的10％。上述原料能夠降低熱梯度和熱沖擊，能夠對最終部件中的固相部分以及每次注射循環結束時在噴嘴中形成的堵塞進行更精確地控制，而且，還能夠降低操作溫度、操作能耗以及螺旋發生堵塞的可能性。
應該理解的是本發明并不局限于前面展示和描述的具體構想，只要不偏離附后的權利要求書中定義的本發明的精神和范圍，可以對本發明進行各種改變和修正。
權利要求
1.用于半固態金屬射壓造型的合金原料，所述原料包括一種顆粒形式的合金材料，所述合金材料具有不均勻結構，其在20％的主熔化反應峰高處的溫度范圍大于40℃，共晶反應峰高與主熔化反應峰高之比小于0.5。
2.根據權利要求1的合金原料，其還包括由固相線至液相線的熔化范圍大于140℃。
3.根據權利要求1的合金原料，其中，所述不均勻結構是所述原料的宏觀結構。
4.根據權利要求1的合金原料，其中，所述不均勻結構是所述原料的顯微結構。
5.根據權利要求1的合金原料，其中，所述原料是球粒。
6.根據權利要求5的合金原料，其中，所述球粒是快冷球粒。
7.根據權利要求6的合金原料，其中，所述快冷球粒是從兩相區冷卻的。
8.根據權利要求1的合金原料，其中，所述材料是鋁合金。
9.根據權利要求1的合金原料，其中，所述材料是鎂合金。
10.根據權利要求1的合金原料，其中，所述材料是鋅合金。
11.根據權利要求1的合金原料，其中，所述材料是銅合金。
12.根據權利要求1的合金原料，其中，所述材料包括混合顆粒，所述混合顆粒具有至少兩種不同的固相線溫度。
13.根據權利要求12的合金原料，其中，所述混合顆粒按照在半固態金屬射壓造型之后能夠結合形成具有預定組元的合金材料的比例提供。
全文摘要
用于半固態金屬射壓造型的合金原料。所述合金原料是一種顆粒形式的合金材料,并且具有不均勻的結構,其在20%的主熔化反應峰高處的溫度范圍大于40℃,共晶反應峰高與主熔化反應峰高之比小于0.5。
文檔編號C22C21/02GK1358235SQ00809529
公開日2002年7月10日 申請日期2000年1月21日 優先權日1999年7月6日
發明者S·E·萊比奧, D·M·瓦魯卡斯, R·F·戴克爾 申請人:西克索馬特公司