大约90%的镁合金部件通过压铸工艺生产。优良的成型性是新型压铸镁合金成功应用的关键，低孔隙率是高品质铸件的一个重要指标。然而，孔洞在压铸过程中不可避免。气孔会导致铸件无法热处理和焊接，缩松容易造成应力集中降低力学性能。上海交通大学此前针对5G通讯结构件的需求，开发了一种高导热压铸镁合金EA42 (Mg-4Ce-2Al-0.5Mn, wt.%)，压铸状态下，其热导率可达110~120 W/(m·K)，且能兼顾140~150 MPa的屈服强度和8~12%的延伸率。然而在实际复杂、薄壁压铸结构件应用中，孔洞等缺陷显著影响其导热和力学性能，一定程度上限制了合金的大批量应用。因此，系统研究压铸EA42合金孔洞形成机制及分布规律，对优化合金压铸工艺参数，降低孔隙率，推动合金应用，具有重要工程价值。

近期，上海交通大学曾小勤教授课题组李德江副研究员等人通过X射线计算机体层摄影技术（XCT）对比研究了EA42及AZ91D合金压铸件内部孔洞的分布规律，分析了其形成机制，探索出预测力学性能的更有效方法。研究结果表明，EA42合金近内浇口处孔隙率高，而AZ91D空间分布相对均匀，这主要是由于两种合金凝固特性不同：EA42合金凝固区间窄，增压奏效时间短，且液相线温度高，易提前凝固产生更发达的预结晶组织（ESCs）。沿垂直模具表面方向，AZ91D孔洞分布宽度约为1.8 mm，而EA42（~0.5 mm）更窄，缺陷带处孔隙率几乎为0，原因在于EA42合金缺陷带处含有发达的α-Mg+Al₁₁Ce₃共晶，相比AZ91D合金含有的Mg₁₇Al₁₂相，Al₁₁Ce₃相析出过程中释放大量潜热改善缺陷带处残余熔体的补缩能力，导致EA42合金缺陷带处孔洞较少。同时还发现，仅用断口表面的孔洞面积分数作为构建孔洞与力学性能关系的直接因素存在不合理性，忽略了裂纹扩展的空间特性，主裂纹扩展路径范围内的孔洞，都会直接影响力学性能。为此，探索出将沿主裂纹扩展路径范围所有X射线切片内孔洞总的面积分数作为构建孔洞与力学性能关系的直接因素，能有效预测压铸合金的力学性能。

本文对比研究了EA42合金与传统AZ91D合金压铸件内部孔洞分布规律与形成机制，结果如图1所示。AZ91D合金整个铸件孔洞分布比较均匀，而EA42合金近内浇口端孔隙率高，远端孔隙率接近于0。这归因于：（1）相比AZ91D，EA42凝固区间较窄，如图2所示，在相同的增压条件下内浇口提前凝固，导致增压失灵或者增压奏效时间较短，因此对于EA42合金，在压射过程中适当提前开启增压；（2）相比AZ91D，EA42液相线温度高（~635 ℃），如图2所示，在相同的压铸工艺下，金属液会在料筒内提前凝固，形成更粗大发达的预结晶组织，造成铸件内部大量缩松，因此对于EA42合金，在浇铸过程中，应适当提高浇铸温度。

图1 EA42与AZ91D孔洞分布规律：(a) 压铸件取样位置示意图 (b-c) 近内浇口端（A）至远浇口端（C）孔隙率与孔洞三维分布

图2 基于Scheil模型计算的EA42与AZ91D合金凝固路径

进一步研究发现，沿垂直模具表面方向，两种合金的孔洞分布也不一致，AZ91D合金孔洞分布较宽，约为1.8 mm，而EA42合金孔洞分布较窄，约为0.5 mm，如图3所示。AZ91D合金在距离试样表层320 μm的缺陷带区域孔隙率提高，而EA42合金孔隙率从试样心部向试样表层逐渐降低，缺陷带区域孔隙率几乎为0，如图4所示的缺陷带组织。这归因于AZ91D的主要析出相为Mg₁₇Al₁₂，其混合焓为-3 KJ/mol，而EA42的主要析出相为Al₁₁Ce₃，其混合焓为-32.6 KJ/mol，混合焓越低，两种元素结合的过程中就要释放更多的结晶潜热，改善了缺陷带区域局部凝固的补缩能力，因此，EA42合金缺陷带区域孔隙率几乎为0。

图3 EA42与AZ91D沿垂直模具表面方向孔洞分布规律：(a) 孔洞三维分布，(b)试样心部到试样表面的孔隙率变化

图4 EA42与AZ91D缺陷带区域微观组织

本工作还探索了基于临界局部应变模型的镁合金力学性能预测，如图5所示。结果表明，将沿着主裂纹扩展路径范围所有X射线切片内孔洞面积分数的和，作为构建孔洞与力学性能关系的直接因素，能有效预测力学性能，这为预测含孔洞等缺陷的镁合金力学性能提供了一种新方法。

图5 基于临界局部应变模型含孔洞镁合金的拉伸性能预测：(a-c) 断面孔隙率估计方法，(d-e) 拉伸性能预测结果与实验结果匹配良好

综上所述，本文利用XCT技术重点研究了相同压铸工艺条件下制备的AZ91D和EA42合金中缺陷分布与演变规律，结果显示，采用与AZ91D合金相同的压铸工艺制备的EA42合金铸件孔洞分布存在不均匀性，需根据合金的凝固特点进一步优化调整压铸参数，这为压铸行业新型合金的应用提供理论和实践参考。

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