薄壁镁合金铸件具有密度小、比强度及比刚度高、 阻尼性及切削加工性能好等优点，近年来广泛应用于 “3C”产品外壳及内在支架等结构件，这类零件尺寸精 度要求高、壁厚小且结构复杂，其充型问题成为此类 零件成形的关键问题。压铸作为一种快速的近净成 形工艺，具有生产效率高、尺寸精度高和压铸型和模 具寿命长等特点，特别适合于此类零件的批量生 产。 然而，采用压铸生产时，不论是模具设计还是 工艺参数的选择都有一定的难度，特别是对于薄壁铸 件，既要满足铸件充填的完整性，又要保证铸件具有 良好的性能。 由于压铸工艺具有高速高压的特点，合 金液通过薄壁铸件内浇口的速度很高，且在充型过程 中会产生强烈的、不规则的紊态流动，致使型腔中部 分气体有可能来不及排出，被卷入到合金液内部一起 充填型腔，从而形成卷气影响铸件后续加工处理和力 学性能。 这就需要探索合适的压铸工艺在满足充型完 整的基础上来尽可能的减少充型卷气现象，提高铸件 品质。 借助模拟软件，可以对压铸过程各阶段的不同 物理场进行模拟仿真。 通过模拟结果的分析以优化模 具设计和工艺参数，从而提高铸件品质。

目前，镁合金压铸成形的相关研究主要集中在各 工艺参数对镁合金熔体充型能力的影响、成形工艺 参数对铸件组织和力学性能的影响、压铸件充型 与凝固过程的模拟分析。 然而，这些研究所针对 的压铸件厚度往往在 1 mm 以上，且这些研究都仅仅 是基于实验结果的定性分析或单纯模拟优化，没有将 模拟分析与实验结果相结合进行研究镁合金薄壁件充 型过程中熔体的流动特性。 因此，结合模拟与实验来 研究不同工艺参数对薄壁镁合金充型流动特征、凝固 过程、铸件表面质量及组织性能的影响很有必要，可 为镁合金薄壁压铸件的工业化生产提供技术指导与 借鉴。

为此，本文作者运用 Procast 软件，对压铸 AZ91D 镁合金薄壁手机支架件的充型和凝固过程进行了模拟 分析；并结合模拟结果，通过实验进行验证不同工艺 参数对薄壁件表面质量、密度、组织及力学性能的影 响规律，最终确定出合理的压铸工艺参数，达到减少 铸件缺陷，提高铸件质量的目的。

1 实验

1.1 数值模拟前处理

图 1 所示为薄壁手机支架的 CAD 图形。 由图 1 可见，支架形状较为复杂，有许多细小通孔及凸台， 厚度不均(不同区域厚度见图 1)。

手机支架的体网格模型如图 2 所示。 体网格数量 为 2106874。 实验材料是 AZ91D 镁合金，其化学成分 如表 1 所示，模具材料是 H13 模具钢。 模具和铸件的 界面换热系数为 1000 W/(m2∙K)。

1.2 实验方法

将 AZ91D 镁合金锭放入预热温度为 300 ℃的熔 化炉中预热, 然后升温至 700 ℃熔化，为防止镁合金 液氧化燃烧，熔化过程中通过 RJ-2 号覆盖剂进行保 护。舀取镁合金液降温至 650~690 ℃，浇注到 DC160T 力劲冷室压铸机的压室进行压铸成形。

从铸件位置 A~E 处切割取样(见图 1)。 将试样进 行粗磨、细磨和抛光, 通过 4%硝酸酒精(体积分数)侵 蚀, 冲洗、吹干后, 采用 NEOPHOT 21 金相显微镜 (OM)和 Cambridge S−360 型扫描电镜(SEM)进行组织 观察和分析。 利用 ImageTool 图像处理软件对晶粒尺 寸进行测定。

力学拉伸试样示意图如图 3 所示。 拉伸实验在 MTS810电子万能实验机上参考 GB/T 228−2002进行， 应变速率为 1 mm/min，力学拉伸结果取 5 根拉伸试样 测试所得平均值。

硬度测试取样位置如图 1 所示(位置 A~E)，使用 DHV−1000 型小负荷维氏硬度计进行测量，试样经过 机械精抛后表面粗糙度不低于 Ra=6.3 μm，实验载荷 1 N，保压时间 10 s，每个位置的硬度测试 6 次，硬度 值取各个位置的平均值。

根据阿基米德原理，采用排水法来测试试样密度， 从铸件位置 A~E 处切取试样，经砂纸打磨表面并清洗 后，通过 METTLER AE100 型电子天平测量其质量，精度为 1 mg，试样密度取 3 次测量结果的平均值。 X 射线探伤实验使用 SRE90 CNC 型 X 射线探伤 仪进行测试。

结果与分析

2.1 充型与凝固模拟分析

图 4 所示为薄壁手机支架件在不同充型阶段的模 拟结果。 其中浇注温度为 670 ℃，快压射速度为 2.0 m/s。 由图 4 可以看出，充型过程中合金液由浇口流经 直浇道和横浇道，通过内浇口来充填整个型腔。 当充 型达到 74%时，合金液发生分流，分流会造成几股合 金液不同步填充型腔，可能会在铸件的表面产生流痕， 这就表明在充型过程中需要适当提高快压射速度，提 高合金液的流动性来避免流痕的产生，改善铸件表面 质量；整个充型过程比较平稳，没有出现合金液的飞 溅，很大程度上可避免卷气现象的发生，说明模具设 计合理。

图 5 所示为薄壁手机支架凝固过程的模拟结果。 由图 5 可以看出，凝固过程总体上是从铸件的边部向 内部进行。 铸件Ⅰ和Ⅱ位置处的凝固较快，这是由于 Ⅰ和Ⅱ位置靠近模腔边缘，传热系数大，散热快； Ⅰ 和Ⅱ位置处较薄，厚度分别仅为 0.25 和 0.20 mm。 可 以发现，位置Ⅲ处是铸件最后凝固区域，这主要是由 于位置Ⅲ处形状复杂，空间狭小且厚度较大。 对于厚 度不均匀且结构复杂的铸件，压铸生产时容易导致其 在冷却过程中产生热节。 热节的产生会使铸件凝固后 产生热应力，造成铸件变形，同时由于凝固时间不等， 铸件内部容易出现疏松、气孔等缺陷。

2.2 浇注温度的影响

图 6 所示为快压射速度为 2 m/s 时不同浇注温度 下铸件的温度场分布、实物图及 X 射线扫描图。 由图 6 可看出， 当浇注温度为 650、 670 和 690 ℃时，其充 填型腔的时间分别为 52.41、 52.29 和 52.23 ms，可见 随着浇注温度的升高，合金的充型能力增强。 从模拟 结果看出， 当浇注温度为 650 ℃时，型腔端部的充填 温度约为 640 ℃，在远离内浇口的边部发生了欠铸和 冷隔现象，如图 6(a1)、 (b1)和(c1)所示，这是由于随 着充型距离的增加，熔体温度下降导致其流动能力不 足以充满型腔； 当浇注温度为 670 ℃时，铸件最后填充部位的温度下降到 660 ℃，铸件充填完整，同时铸 件表面光洁、轮廓清晰，表面质量得到改善, 且通过 X 射线扫描观察不到欠铸、缩孔缩松等缺陷的存在(见 图 6(a2)、 (b2)和(c2))；随着浇注温度继续升高到 690 ℃，铸件最后填充部位的熔体温度为 681℃，熔体 流动能力好，充型能力强，但由于浇注温度过高，铸 件表面发生模具粘料现象，影响了铸件表面质量，通 过与模拟结果对比，发现粘料部位与充型时温度场分 布相吻合。 另外， 通过 X 射线扫描可观察到缩孔缩松 的存在(见图 6(a3)、 (b3)和(c3))。 综上所述, 得出合适 的浇注温度为 670 ℃。

图 7 所示为不同浇注温度下薄壁铸件在位置 A~C处(见图 1)的显微组织。 当浇注温度为 650 ℃时，组织 中存在较多的树枝晶(见图 7(a)~(c))， 其平均晶粒尺寸 为 9.5 μm； 而当浇注温度为 670 和 690 ℃时，树枝晶 数量明显减少，组织中存在大量细小的近球状晶粒(见 图 7(d)~(i)), 平均晶粒尺寸分别为 6.3 和 8.2 μm。 这可 以认为是由镁合金凝固潜热低，随着浇注温度的升高， 在压力作用下，高温熔体有足够的流动能力和热量熔 断树枝晶所致[16]。 但是当浇注温度过高(690 ℃)时，合 金的凝固收缩量大，容易产生缩孔缩松，同时， 凝固 时间长导致晶粒有所长大(见图 7(g)~(i))。

表 3 所列为不同浇注温度下 AZ91D 镁合金薄壁 压铸件的密度, 孔隙率和力学性能。 由表 3 可以看出， 随着浇注温度的提高，铸件的密度和硬度逐渐减小， 抗拉强度、屈服强度和伸长率先变大后变小。 浇注温 度在 670 ℃时，其抗拉强度、屈服强度和伸长率最大， 分别为 268 MPa、 184 MPa 和 4.2%。 由此可以认为， 浇注温度过低(650 ℃)，合金的流动性差，凝固快，不 利于熔体补缩和气体排出，容易产生冷隔、浇不足等 缺陷；而当浇注温度过高(690 ℃)时，晶粒易于长大， 同时镁合金液的氧化加剧，压铸件中氧化夹渣严重， 同时合金液的吸气量也会增加，铸件易于产生气孔和 缩孔缩松， 因而其力学性能下降。

图 8 所示为不同浇注温度下薄壁铸件的拉伸断口 形貌。 当浇注温度为 650 ℃时， 拉伸试样的断口形貌主要由韧窝、解理面和撕裂棱组成(见图 8(a))，其断裂 方式属于韧性断裂和准解理断裂的混合型断裂； 当浇 注温度为 670 ℃时， 拉伸试样的断口处可观察到大量 明显的撕裂棱和韧窝(见图 8(b))，可以认为其断裂方 式为韧性断裂； 随着浇注温度升高到 690 ℃， 拉伸断 口处存在明显的缩松缩孔，在缩松缩孔周围有一定数 量的撕裂棱，断口形貌没有明显的韧窝特征(见图 8(c))，认为其断裂方式为准解理断裂。

2.2 快压射速度的影响

图 9 所示为浇注温度 670 ℃时不同快压射速度下 薄壁压铸件的充型温度场和速度场的模拟以及铸件实 物图。图 10 所示为不同快压射速度下熔体的内浇口速 度和充型时间的统计。 当快压射速度为 1.2 和 1.6 m/s 时，合金液充型时内浇口速度分别为 56.1 和 73.8 m/s， 铸件产生浇不足或欠铸缺陷(见图 9(c1))，充型时间分 别为 54.40 和 53.35 ms；当快压射速度为 2.0 m/s、 充 型时内浇口速度为 91.1 m/s、 充填型腔的时间为 52.29 ms 时，铸件浇不足和欠铸现象得到改善，但铸件表面 流痕严重(见图 9(c2))；随着快压射速度继续增大到 2.3 和 2.6 m/s， 对应内浇口速度为 111.1 和 131.6 m/s，充 型时间分别为 52.04 和 51.79 ms，铸件充填完整，轮 廓清晰，表面质量良好(见图 9(c3))；但当快压射速度 达到 3.0 m/s 时，内浇口速度达到 158.4 m/s，充型时 间缩小到 51.51 ms，铸件表面出现熔合不良缺陷(见图 9(c4))， 这可能是由于内浇口速度过高，合金液呈雾状 进入型腔，粘附于型腔壁与后来的合金液不能熔合而 形成表面缺陷和氧化夹杂，同时， 过高的快压射速度 会加速压铸模的磨损，应当避免压射速度过高。

图 10 所示为不同快压射速度下熔体的内浇口速 度和充型时间的关系。由图 10 可看出， 当快压射速度 小于 2.0 m/s 时，压射速度每增大 0.4 m/s，充型时间 就相应缩短约 1.1 ms，内浇口速度增大约 17.5 m/s； 当快压射速度大于 2.0 m/s 时，压射速度每增大 0.3 m/s，充型时间就缩短约 0.25 ms，内浇口速度增大约 20.5 m/s。

表 4 所列为快压射速度对 AZ91D 镁合金薄壁件 密度、孔隙率和力学性能的影响。 由表 4 可以看出， 随着快压射速度由 1.6 m/s 增大到 2.3 m/s 时，其孔隙 率明显下降，力学性能显著提高，其中抗拉强度由 226 MPa 增大到 306 MPa，屈服强度由 161 MPa 增大到 203 MPa, 伸长率由 3.1%增大到 6.0%，硬度由 82 HV 增加 到 86 HV；随着快压射速度的继续增大，其密度和力 学性能出现大幅度下降，当快压射速度达到 3.0 m/s 时，铸件的抗拉强度、屈服强度、伸长率和硬度分别 为 220 MPa、 155 MPa、 2.8%和 82 HV，可见快压射 速度对薄壁压铸件的力学性能有着重要影响。

不同快压射速度下薄壁件力学性能的变化可通过 其显微组织来解释。图 11 所示为不同快压射速度下薄 壁件位置 D 和 E 处(见图 1)的 SEM 像。 由图 11 可以 看出，组织中存在 α-Mg 和呈网状分布的 β-Mg17Al12 相两相。 图 11(a)和(b)所示为快压射速度 1.6 m/s 时薄 壁件位置 D 和 E 处的组织， α-Mg 为细小近球状颗粒， 晶粒平均尺寸分别为 5.2 和 9.3 μm，可以发现缩松的 存在，这是由于快压射速度较低时，合金液流动较慢， 致使远离浇道部位的收缩得不到充分补偿，从而形成 较多缩松。 当快压射速度达到 2.3 m/s 时，如图 11(c) 和(d)所示， 位置 D 和 E 处晶粒的平均尺寸为 4.5 和 5.7 μm，与快压射速度 1.6 m/s 时所获铸件相比，晶粒细小且更加均匀，更为重要的是，组织中几乎不存在 缩孔缩松和气孔等缺陷，这是由于较高的压射速度对 应着较高的压射比压, 有利于消除薄壁件内部的缩松 缩孔，因而其硬度和力学性能提高。 当快压射速度提 高到 2.6 m/s 时，位置 D 和 E 处晶粒的平均尺寸为 5.3 和 7.8 μm, 晶粒有所变大且薄壁件组织中可以观察到 少量气孔和缩孔缩松，如图 11(e)和(f)所示。 随着快压 射速度继续增大到 3.0 m/s 时，如图 11(g)和(h)所示， 组织中不仅存在粗大枝晶，还存在大量缩孔缩松和气 孔缺陷，这是由于快压射速度过快增加了熔体紊乱度， 导致充型卷气, 在铸件内部形成气孔，此外压射速度 过快使得充型时间缩短，型腔内气体来不及排出，造 成熔体大量卷气[17−18]。除此之外，快压射速度为 3.0 m/s 时还可发现组织中存在较多氧化夹杂，如能谱分 析所示(见图 11(h)和(i)), 这是由于内浇口速度过高， 合金液呈雾状进入型腔， 粘附于型腔壁，与后来的合 金液不能熔合而形成的表面缺陷和氧化夹杂，因而快 压射速度为 3.0 m/s 时， 其硬度和力学性能下降。

不同快压射速度下 AZ91D 镁合金薄壁压铸件的 拉伸断口形貌如图 12 所示。 从图 12(a)~(c)中看出，快 压射速度为 1.6、 2.0 和 2.3 m/s 时，断口处均存在着韧 窝型的韧性断裂特征。 拉伸件的力学性能不仅取决于 韧窝的尺寸和深度，还与韧窝周围形成的塑性变形程 度较大的撕裂棱和铸件中的气孔和夹杂等缺陷有 关[19−21]。 由图 12(a)可以看出，在快压射速度为 1.6 m/s 时，拉伸断口虽存在韧窝，但数量少尺寸小深度浅，更为显著的特征是断口存在着较多显微缩松，大大降 低了拉伸件的力学性能。图 12(b)所示为快压射速度为 2.0 m/s 时拉伸件的断口形貌，断口处显微缩松的数量 明显减少，并可观察到少量细小韧窝和大量撕裂棱。 图 12(c)所示为快压射速度 2.3 m/s 时拉伸件的断口形 貌。由图 12(c)可发现， 大量尺寸大且深的塑性韧窝存 在其断口中，表现出明显的韧性断裂特征，另外没有 发现显微缩松，所以快压射速度在 2.3 m/s 时， 压铸件 的力学性能较高。 快压射速度为 3.0 m/s 时(见图 12(d))，断口形貌呈现出明显的大尺寸显微缩松等孔洞 且没有发现韧窝的存在，在孔洞的周围存在着较多的 结晶状颗粒，也可以发现少量的撕裂棱，这些大尺寸 孔洞加速了试样在拉伸过程中的断裂，因而当压射速 度为 3.0 m/s 时， 试样的拉伸性能差。

3 结论

1) 浇注温度对 AZ91D 镁合金薄壁压铸件的表面 质量、密度、组织及力学性能有着显著影响。 适当降 低浇注温度有利于改善薄壁铸件的表面质量，减少铸 造缺陷，细化晶粒和提高力学性能。

2) 对于薄壁手机支架件压铸，快压射速度较低时 (≤1.6 m/s)，远离浇道的部位会产生较多的缩松、冷 隔和浇不足等缺陷，铸件力学性能低；适当提高快压 射速度，有利于提高合金的充型能力，消除流痕、浇 不足等缺陷，减少铸件缩松缩孔，细化晶粒，提高力 学性能； 但当快压射速度过高时(≥3.0 m/s)，充型时 熔体呈雾状与气体混合，产生严重涡流包气，使铸件 力学性能迅速下降。

3) 对于 AZ91D 镁合金薄壁手机支架件压铸，合 适的浇注温度和快压射速度分别为 670 ℃和 2.3 m/s， 在此参数下生产的铸件表面质量良好、 晶粒细小(平均 尺寸仅为 5.1 μm)、 气孔率低(2.0%)、 力学性能优异， 其抗拉强度、屈服强度、伸长率和硬度分别为 306 MPa、 203 MPa、 6.0%和 86 HV。