1、试样制备与方法

采用冷室压铸机（伊之密DM300）制备了常规和真空条件下的LA42合金压铸件，制备过程中通有保护气体（体积分数为95%的N2+0.5%的SF6）。合金实际成分通过ICP-OES测量获得，见表1。压铸件外形及其相应的压铸工艺参数分别见图1和表2。图1中A为获取力学性能的拉伸试棒（标距尺寸直径为6.4 mm，长为60 mm，图B为长190 mm，宽40 mm, 厚2.5 mm的试片，在圆圈区域切取直径为12.7 mm的热导率测量圆片，并在该位置沿厚度方向进行微观组织观察。

图1 压铸样件

表1 使用的合金成分 Wb/%

表2 使用的压铸工艺参数

采用XCT（phoenix V|tome|x m）对每种工艺至少3个热导率样品进行X射线断层扫描，以获取常规压铸和真空压铸的孔隙率。

采用Zwick/Roell拉伸试验机，在室温下以0.5 mm/min的拉伸速率对拉伸棒进行拉伸试验。利用LFA-467激光导热仪测量样品的热扩散系数，使用密度计（Sartorius Quintix124-1CN）对样品的常温密度进行测试，通过Neumann-Kopp定律计算获得样品的比热容。试样的热导率可以由下式获得：
                                    λ=αρCp           (1)

式中，α是热扩散系数，ρ是密度，Cp是比热容。

对试样进行机械研磨、抛光和用镁合金专用蚀刻剂（4 mL硝酸和96 mL乙醇）腐蚀5 s后，采用光学显微镜（Zeiss Axioscope 5）沿压铸件厚度方向进行微观组织分析；采用搭载EDS的Hitachi SU-70扫描电镜在至少10个基体区域测量固溶度；采用Image Pro Plus测量共晶体积分数；采用智铸超云云平台获取常规压铸和真空压铸的冷却速率曲线，求得对应的平均冷却速率。

2、试验结果及分析

2.1 微观组织

图2为LA42铸件沿厚度方向的金相组织。可见常规压铸和真空压铸沿厚度方向的金相组织，均呈现典型的“三明治”结构。该“三明治”组织主要由3个区域组成，区域1是靠近模具内表面的表层区，区域2是铸件中间的心部组织区，区域3是表层区和心部之间的缺陷带。图3为常规压铸沿厚度方向3个区域的SEM高倍组织。图3a为表层组织，可见晶粒细小，呈现典型的等轴晶状态，平均晶粒尺寸约为14μm。图3b为缺陷带组织，出现发达的共晶区域，绝大部分共晶组织由α-Mg+Al3La组成，少部分由α-Mg+Mg12La组成。图3c为心部组织，含有大量粗大的预结晶组织，呈现枝晶形貌，枝晶间隙伴有缩松。对比图2a和图2b，可见真空压铸和常规压铸的组织存在显著差异，具体参数见表3。常规压铸的表层组织薄，大为约621 μm，心部伴有大量预结晶组织，占整个厚度方向组织约10.5%，平均尺寸约为39.4 μm；而真空压铸的表层组织厚，大约为807 μm，心部的预结晶组织仅占整个厚度方向组织的1.4%，平均尺寸约为28.6 μm。

(a)常规压铸

(b)真空压铸
图2 LA42压铸件沿厚度方向金相组织

(a)表层

(b)缺陷带

(c)心部

图3 LA42常规压铸件沿厚度方向表层、缺陷带、心部的金相组织

真空压铸和常规压铸的组织差异主要原因在于空气导热系数很低，仅有0.023  W/(m·K)，而模具钢H13的热导率约为31.2 W/(m·K)，空气的传热能力远低于模具表面，因此，空气类似于绝热物质，真空条件下模具界面传热系数会高于常规压铸，冷却速率更快，固溶原子浓度增加，表层组织更厚，α-Mg形核率高，晶粒更细，从而抑制了预结晶组织的进一步长大。

表3 常规压铸与真空压铸条件下相关参数对比

2.2 真空压铸对LA42合金热导率的影响

常规压铸和真空压铸的密度，比热容，热扩散系数见表4。图4为真空压铸和常规压铸热导率对比图。可以看出，真空压铸并没有导致热导率显著提升，甚至略微还有些降低。图5为典型的三维孔洞分布图，可以看出真空压铸后孔隙率显著下降，平均孔隙率由常规压铸的0.32%降低至0.08%。

表4 常规压铸与真空压铸条件下的密度，比热容，热扩散系数

图4 真空压铸与常规压铸的热导率和孔隙率对比

图5 LA42合金压铸件的三维孔洞分布

孔隙率对热导率的影响可以由复合材料导热模型表述：

式中，k为含孔隙纯Mg的热导率；Kair为空气热导率；f为孔隙率；KMg为纯Mg热导率，取158 W/(m·K)。空气相比镁合金的热导率，相差6个数量级，因此，气孔对热量在合金中传输的影响，几乎是阻断性的。图6为依据式(2)推算出纯镁热导率随孔隙率变化规律，可见每增加1%的孔隙率，热导率降低2.3 W/(m·K)。然而，相比多孔材料，在压铸件中，孔隙率往往很低，一般不超过3%。真空压铸相比常规压铸，不仅仅是孔隙率降低，溶质原子浓度也提升，晶粒更细小。孔隙率相比固溶原子，对热导率的影响相比，几乎可以忽略不计。所以，真空压铸尽管可以降低合金中的孔隙率，但综合来看，并不一定会导致热导率提升。

图6 基于复合材料导热模型的纯镁热导率随孔隙率变化规律

2.3 真空压铸对LA42合金力学性能的影响

图7为常规压铸与真空压铸的拉伸曲线和力学性能。可以看出，真空压铸相比常规压铸，屈服强度由146.2 MPa提高至154.7 MPa，提升率约5.8%，伸长率由10.5%提高至13.2%，提升率约25.7%，其强度差异可以归结到不同的强化方式上。在铸造合金中，主要强化方式包括晶界强化、固溶强化、第二相强化。

(a)拉伸曲线

(b)力学性能对比
图7 常规压铸与真空压铸条件下LA42合金的拉伸曲线和力学性能

首先，晶界强化，主要由细小的等轴晶和粗大的预结晶组织提供，因此，传统的晶界强化公式Hall-Petch可以转变为：

式中，бgs是晶界强化贡献；б0是晶格摩擦应力；k为Hall-Petch系数，为220 MPa μm1/2；f预结晶和d预结晶分别为预结晶组织的体积分数和尺寸；f共晶和d细晶分别为共晶体积分数和等轴晶尺寸。分别计算常规压铸与真空压铸晶界强化贡献，求得其差值，为7.3 MPa，见图8。

固溶强化主要由基体中的La，Al，Mn元素提供，其固溶强化贡献可表述为：

式中，бss是晶界强化贡献；M是泰勒因子，取4.2；εb为尺寸偏差；εSFE为化学偏差；Cs为溶质原子浓度；对于εb，La，Al，Mn分别取29.59，-11.50，-35.60；对于εSFE，La，Al，Mn分别取-3.26，-1.25，2.12。分别计算常规压铸与真空压铸固溶强化贡献，求得其差值，为2.6 MPa，见图8。

第二相强化主要由共晶相提供，因此也可以称为共晶相强化，共晶相的屈服强度可以通过屈服强度与硬度的线性关系求得，共晶相绝大部分由Al3La组成，其显微硬度约为70 HV，其屈服强度可近似估计为140 MPa。因此，第二相强化可以表述为：

式中，бsp是第二相强化贡献；Vsp是第二相体积分数；бeutectic是共晶相屈服强度。分别计算常规压铸与真空压铸第二相强化贡献，求得其差值，为-1.1 MPa，见图8。

从图8可以清晰地发现，真空压铸与常规压铸在强度上的差异主要由晶界强化导致。晶界强化的差异主要取决于预结晶分数和细小等轴晶分数的差异。常规压铸的预结晶分数几乎是真空压铸的10倍，而真空压铸的细小等轴晶分数远高于常规压铸。同时，两种压铸工艺的细小等轴晶尺寸相差不大。因此，主要是常规压铸的大量粗大预结晶组织显著削弱了晶界强化效果，从而造成了真空压铸和常规压铸的强度差异。

图8 常规压铸与真空压铸在不同强化机制上的差异

真空压铸与常规压铸的伸长率差异一方面归因于孔洞缺陷，孔洞缺陷对伸长率的影响已被报道。但是真空压铸相比常规压铸，伸长率提高了25.7%，可能还存在其他因素。有研究发现，同一批压铸AE44合金，相比屈服强度和抗拉强度，伸长率的波动最大。通过原位拉伸试验发现，除了孔洞缺陷处容易造成应力集中，粗大的预结晶组织也是造成应力集中的主要原因。并且，伸长率较低的样品断口表面，含有大量的预结晶组织。在常规压铸宏观断口表面，能发现大量的预结晶组织，伴随着裸露的粗大枝晶，见图9a；而在真空压铸断口表面，能观察到的裸露枝晶极少，说明存在的预结晶分数较低，见图9b。因此，常规压铸的高预结晶组织分数，是导致其伸长率比真空压铸低的一个重要原因。

(a)常规压铸

(b)真空压铸
图9 常规压铸和真空压铸的断口表面

3、结论

（1）孔洞缺陷对热导率有一定影响，每增加1%的孔隙率，热导率下降2.3 W/(m·K)，但压铸件的孔隙率往往很低，与固溶原子对热导率的影响相比，几乎可以忽略不计。所以，真空压铸对热导率的影响甚微。

（2）真空压铸冷却速率快，表层厚，抑制了预结晶长大；常规压铸的预结晶分数是真空压铸的10倍，预结晶分数降低是造成真空压铸强度显著提升的主要原因。

（3）真空压铸的低孔隙率和低预结晶分数，是伸长率显著提升的主要原因。

声明：以上所有内容源自各大平台，版权归原作者所有，我们对原创作者表示感谢，文章内容仅用来交流信息所用，仅供读者作为参考，一切解释权归镁途公司所有，如有侵犯您的原创版权请告知，经核实我们会尽快删除相关内容。鸣谢：镁途公司及所有员工诚挚感谢各位朋友对镁途网站的关注和关心，同时，也诚挚欢迎广大同仁到网站发帖