国金松|李荣|黄辉|郑新源|吴伟|高坤源|文胜平|吴晓兰|刘晓福|马晨曦|陈炯森|聂佐仁
中国北京工业大学材料低碳回收国家重点实验室，北京100124
**摘要**
本研究开发了一种创新的逆流集成铸造-锻造（BFICF）工艺，以解决铝铜合金在挤压铸造过程中出现的严重热裂纹问题。该工艺通过提高材料的可变形性和逆流空间来缓解应力，促进更有效的填充，并且更重要的是破碎初级晶粒使其流动，从而形成大量异质晶核。此外，强大的锻造力显著抑制了未凝固区域的溶质扩散和过冷现象，从而细化晶粒尺寸并改变晶粒生长方向。与挤压铸造相比，晶粒尺寸和次级枝晶臂间距从102±7.5 μm和21±7 μm分别降低到42±2.5 μm和0，形态从粗枝晶转变为细球形晶粒结构。同时，次级相的面积分数从4.22%增加到7.36%，形成了更广泛的连续网络结构，有效补偿了凝固末期的收缩应力和裂纹起始区，从而消除了严重的热裂纹。由于挤压铸造过程中的严重缺陷，其抗拉强度（UTS）仅为11±3.6 MPa。而在BFICF工艺下，抗拉强度和屈服强度分别达到402±12 MPa和354±8 MPa，相比A356.0合金的254.3±10.1 MPa和210.3±5.8 MPa有了显著提高（BFICF下的A356.0合金也采用了电熔技术）。
**1. 引言**
随着全球对节能、减排和环境可持续性的需求不断增加，高效制造技术变得尤为迫切，尤其是在高性能铝合金的应用方面，这些铝合金能够显著减轻重量并节省能源[1]。例如，挤压铸造和半固态铸造已成功生产出各种铝硅合金部件[2][3]。然而，铝铜合金由于其易产生不可接受的热裂纹缺陷[4][5]，其应用受到了限制，这些裂纹在服役期间可能会扩展并导致断裂，造成严重后果；所有质量标准都将热裂纹视为绝对不可接受的缺陷[6]。这一问题的根本原因在于无法有效补偿凝固过程中的收缩应力[7][8]。关键影响因素包括合金材料性能、制造工艺、模具类型和设计以及铸造结构和尺寸。
从材料本身的特性来看，铝铜合金的固相线/液相线温度范围比铝硅合金更宽（例如，美国标准合金系列201.0与A356.0的温差为115°C/80°C = 1.44倍）。当从铝硅合金改为铝铜合金时，许多铸件会出现严重的热裂纹缺陷，尤其是在使用变形能力较差的永久模具时。因此，关于使用高效永久金属模具制造铝铜合金铸件的报道很少。相比之下，使用砂型模具可以降低冷却速率并提高变形能力，从而便于生产大型（Ф2000×750 mm）和复杂结构的铝铜合金[9]。然而，这种方法效率极低，表面质量粗糙，尺寸精度不高，无法满足当前高效制造技术的需求。因此，为了使用高效高精度的永久金属模具生产铝铜合金铸件，研究人员进行了大量研究。在降低合金材料的热裂纹倾向方面，Yue[10]和Kamga[11]优化了Cu/Mg和Fe/Si的比例；Li[12]研究了Ti和B的细化作用；Shenghua Wu[13]、Xiaola Wu[14]、Ma[15]、Li[16]、Wang[17][18]、Yue[19][20]和Tao[21]等人研究了Er、Zr、Sc、Ce、Y和Pr等稀土元素。他们发现这些元素会在晶界处形成纳米级异质晶核，并倾向于聚集形成复杂化合物，从而改变原有的低熔点晶间相，改善铝铜合金的热裂纹倾向。然而，上述大多数研究基于实验室热裂纹测试方法（如CRC），尚未应用于实际铸件。
在制造工艺领域，Zhang[22]对铝铜合金环状试样（Ф30×7 mm）进行了直接挤压铸造，取得了改善的机械性能；然而，在铸件角部区域观察到了宏观裂纹。Zhao[23]在Ф65×70 mm铝铜合金圆柱形零件的直接挤压铸造过程中引入了超声波振动，进一步细化了晶粒尺寸，但这两项研究都是针对简单形状的铸件。近年来，为克服挤压铸造过程中压力传递不足和复杂铸件热点问题（这些问题常常导致收缩孔隙和热裂纹），开发并成功应用了局部挤压铸造[24]和集成铸造-锻造工艺[25][26][27][28]等技术，用于铝硅合金部件。Zhan[29]应用集成铸造-锻造方法制造了铝锌合金汽车控制臂，证明了其在结构部件中的可行性。然而，目前尚未有研究报道将这种技术应用于铝铜合金。
目前，关于铝铜合金铸件热裂纹缺陷的研究大多仍局限于实验室阶段或仅限于简单几何形状的部件。基于这些研究，本研究开发了一种新型的BFICF设备和模具。一方面，逆流系统有助于释放凝固收缩和热应力；另一方面，通过利用逆流空间，锻造力能够更有效地传递到铸件中，促进填充效率和晶粒细化，从而消除了在挤压铸造条件下生产的大尺寸、薄壁和复杂结构铝铜合金三角臂铸件中的贯穿厚度热裂纹。这种方法为使用高效永久金属模具制造高性能铝铜合金部件提供了创新解决方案和见解，以满足当前的迫切需求。
**2. 材料与方法**
**2.1. 三角臂铸件及模具示意图**
图1(a)展示了三角臂的3D示意图，这是一种不规则且复杂的铸件，轮廓尺寸为472×77×58.4 mm。中央薄壁区域的名义厚度为8 mm，而外围加厚区域的壁厚为20 mm，宽度为10 mm。图中的红色标注区域表示厚薄截面之间的过渡区——这些区域特别容易发生热裂纹。如图1(b)的截面图所示，A-A截面呈现出典型的“狗骨”型结构，与热裂纹倾向相关，其中红色标记的界面特别容易发生裂纹。本研究选择该区域作为详细比较分析的代表区。
**2.2. 三角臂模具与BFICF设备的组装**
图2展示了BFICF模具与设备的组装示意图（400 T垂直型）。图2(a1)中，锻造系统、逆流系统和注射系统从模具中取出，并连接到设备侧相应的功能单元（如图2(a2)所示）。通过控制图2(a1)中阀门P1、P2和F1的开关状态，可以实现表1中列出的两种铸造工艺配置。通过分析挤压铸造和BFICF工艺生产的三角臂铸件，研究了热裂纹的形成机制。
**2.3. 材料与现场测试**
表2列出了AM5-Er的化学成分，该合金基于俄罗斯标准合金系列AM4和AM5，并添加了Er和Zr进行微合金化；美国标准合金系列201.0的成分也类似。AM5-Er合金原料锭从铝材料工厂订购后重新熔化。原料锭在图2(b1)所示的电阻炉坩埚中熔化。控制熔体温度在680±10°C，使用干燥氮气以30 L/min的流量、400 r/min的速度进行旋转脱气，持续时间为20分钟，保温时间为15分钟。图2(b2-b4)显示了实验步骤。模具预热并保持在200±20°C的温度。涂层完成后，如图2(b2)所示，关闭模具（图2(b3)），然后进行浇注、注射和锻造（图2(b4)），包括图3中所示的逆流和锻造步骤。最后，打开模具并取出铸件（图2(b5)。
**2.4. 微观结构与机械性能测试方法**
样品采用线切割电火花加工（WEDM）从铸件中切割出来，依次用800 #、1000 #、1200 #和2000 #砂纸打磨，再用2.5 μm金刚石悬浮液抛光至镜面效果。极化腐蚀剂由950 ml蒸馏水+11 g H3BO3+30 ml HF组成，通过光学显微镜（OM）进行分析。铸件样品的微观结构采用扫描电子显微镜（SEM）进行观察，加速电压为15 kV。然后使用ImageJ软件基于至少三张代表性图像测量晶粒尺寸，以确保统计可靠性。进一步通过电子背散射衍射（EBSD）研究微观结构。在EBSD分析之前，样品用10vol% HClO4在乙醇（C2H5OH）溶液中电抛光15秒，以最小化表面变形。EBSD扫描的步长范围为1.2至2.5 μm，以确保足够的空间分辨率和数据代表性。拉伸试样和尺寸如图15所示，根据GB 228-2010标准进行拉伸测试，使用WDW-3100拉伸试验机，拉伸速率为2 mm/min。对在挤压铸造和BFICF条件下制造的三角臂铸件进行了至少三个重复样本的机械性能测试。平均值及其相应的标准差是使用Origin软件计算得出的。下载：下载高分辨率图片（663KB）下载：下载全尺寸图片
图15. 不同铸造工艺下的机械应力-应变曲线和扫描电子显微镜（SEM）照片：(a) AM5-Er合金的挤压铸造；(b) AM5-Er合金的BFICF
3. 结果与讨论
3.1. 热裂纹的宏观形态分析
挤压铸造和BFICF是使用表2中规定的AM5-Er合金进行的。实验在受控的工艺参数下进行：浇注温度为680±10°C，注射速度为0.13 m/s，模具预热温度为200±10°C。图4展示了三角形臂铸件代表性区域（图1(b)）表面和横截面视图上热裂纹的宏观形态比较分析。在挤压铸造条件下，观察到了严重的热裂纹，裂纹贯穿整个铸件宽度，长度约为80毫米，深度为5毫米（两侧均如此），如图4(a1)所示。相比之下，BFICF工艺完全抑制了热裂纹的形成。如图4(b2)所示，BFICF样品表现出明显的“溢出”特征，而挤压铸造样品中则没有这种特征，这可能在减轻热应力和防止裂纹产生方面起着关键作用。为了研究其背后的机制，在图4(b2)中标记的三个代表性区域A、B和C系统地进行了包括扫描电子显微镜（SEM）、能量分散X射线光谱（EDS）、偏振光显微镜和电子背散射衍射（EBSD）在内的微观结构表征。详细结果将在后续部分中给出。此外，图4(a)中的X射线照片显示，在挤压铸造条件下存在严重的内部缺陷。
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图4. 两种铸造工艺下的X射线检测照片和宏观照片：(a,a1,a2) 挤压铸造；(b,b1,b2) BFICF
3.2. 热裂纹的断裂形态分析
图5展示了从位置C获得的两种铸造工艺下的SEM显微照片的比较分析。图5(a)显示了挤压铸造条件下热裂纹的断裂表面形态，其特征是明显的孤立树枝状结构，属于晶间断裂。如图5(a2)中的EDS点和面积映射结果所示，在树枝状晶臂上观察到一些AlFe金属间相——这些相是在凝固最后阶段固化的低熔点成分，AlFe金属间相在低熔点次级相中具有较高的熔点，因此是首先沉淀的[30]。Fe是铝合金铸造中常见的杂质元素，主要来源于原材料和铁基熔炼工具。在高压铸造[31]和挤压铸造[24]条件下，微量的Fe会降低铸件与模具的粘附性。相比之下，图5(b)显示了在BFICF条件下生产的试样同一位置的断裂表面，该位置没有出现热裂纹。机械断裂后，表面呈现出典型的河流状解理形态，这是韧性断裂行为的特征。
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图5. 区域C处断裂表面的SEM和EDS分析：(a,a1,a2) 挤压铸造；(b,b1,b2) BFICF
图6展示了图4(b2)中位置C对应横截面的SEM比较分析。虽然两种铸造方法的次级相化学成分没有显著差异，但形态发生了明显变化——从挤压铸造条件下的粗糙、不连续且孤立的网络结构转变为BFICF工艺下的更细密、更连续且相互连接的网络结构。区域A、B和C的次级相的定量统计分析分别显示在图7和图8(d)中。次级相的面积分数从挤压铸造下的5.37%、4.22%和6.03%增加到BFICF工艺下的6.72%、7.36%和8.34%，分别增加了25.1%、74.4%和38.3%。
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图6. 两种铸造方法下三角形臂区域C横截面的SEM和EDS扫描：(a) 挤压铸造；(b) BFICF
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图7. 两种铸造方法下区域A、B和C的SEM图像：(A1-C1) 挤压铸造；(A2-C2) BFICF
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图8. Thermo-Calc模拟的次级相体积分数与实验横截面面积分数的比较：(a) 0.1 MPa；(b) 20 MPa；(c) 80 MPa；(d) 两种铸造温度下区域A、B和C的次级相面积分数的统计分析
图8(a-c)展示了Thermo-Calc模拟的AM5-Er合金中压力变化对次级相体积分数的影响。在0.1 MPa时，体积分数为12.70%，在20 MPa和80 MPa时分别增加到12.89%和13.14%，相对于大气压条件分别增加了1.49%和3.46%。这些计算结果与图8(d)中的实验测量值存在差异。这种偏差可能归因于几个因素：Thermo-Calc是在理想平衡凝固条件下计算体积分数的，而实验数据是从微观结构横截面获得的平面面积分数得出的。此外，模拟中施加的压力是理论上的且均匀分布的，而在实际的BFICF过程中，有效压力可能会受到早期凝固相的阻碍、尺寸不匹配或模具填充不完全的影响。另外，实际铸件经历的是非平衡凝固，这与模型中的热力学平衡假设不同。尽管存在这些差异，总体趋势仍然一致——压力增加会导致次级相的体积/面积分数增加，从而提高晶间流动性并改善凝固过程中的收缩补偿。
根据Kou[32]的方程(1)，凝固结束时次级相比例的增加与热裂纹倾向的降低相关。详见补充材料S1。
(1) 如图8(d)所示，在BFICF条件下，次级相的面积分数显著增加，而挤压铸造条件下的面积分数则较低。同时，根据图7和图S1(d)，次级相的较宽通道也有利于晶间物质的输送。因此，采用BFICF可以提高铸件在凝固最后阶段的抗热裂纹能力并消除热裂纹缺陷。
3.3. 微观结构分析
如图9所示，使用偏振光显微镜对区域A和B的微观结构进行了表征。在挤压铸造条件下观察到了收缩腔，而在应用BFICF工艺后这些收缩腔完全消失。图9(C)中的定量分析显示，区域A和B的平均晶粒尺寸从挤压铸造下的102±7.5 μm和84±3 μm分别减少到BFICF下的42±2.5 μm和57±2.5 μm，分别减少了58.1%和32.1%。值得注意的是，在挤压铸造条件下，中心热点区域A的晶粒尺寸大于区域B，这与传统的定向凝固行为一致。相比之下，在BFICF条件下，区域A的晶粒尺寸明显小于区域B——这是典型的由外向内凝固顺序的反转。这种反转构成了BFICF工艺的一个显著优势。此外，尽管A和B区域的晶粒长宽比在BFICF处理后略有减小，但变化幅度很小，表明在初始凝固过程中施加的挤压压力已经促进了细胞状结构的生长，而非树枝状结构。如图9(D)所示，区域B的次级树枝状晶臂长度（SDAS）和间距从28±15 μm和25±6 μm分别减少到18±4 μm和22±5 μm，分别减少了35.7%和32.1%。如图9(A2)所示，区域A的SDAS和间距完全降至零，形成了细小的球形晶粒。
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图9. 两种铸造方法下区域A和B的偏振光显微照片及定量比较分析：(A1,B1) 挤压铸造；(A2,B2) BFICF；(C) 晶粒尺寸和长宽比；(D) 次级树枝状晶臂长度和间距
使用AnyCasting®软件在挤压铸造条件下对三角形臂铸件进行了数值模拟。由于AnyCasting®材料数据库中没有AM5-Er合金的热物理性质数据，因此采用了201.0铝合金（来自AA合金数据库）作为替代材料。201.0和AM5-Er之间的成分差异仅限于微量元素（例如Er、Zr），这些元素对凝固行为和传热性能的影响可以忽略不计，从而确保了模拟的准确性。模具材料指定为SKD61工具钢（JIS G4404标准）。根据AnyCasting®的建议值，确定了铸件与模具之间的界面传热系数（HTCs）：535°C以下为1000 W·m-2·K-1；535-650°C范围内为1000至2700 W·m-2·K-1的线性梯度；650°C以上为2700 W·m-2·K-1。工艺参数包括浇注温度680°C，模具预热温度200°C，填充速度0.13 m·s-1。凝固顺序图显示在图10(c-e)中。
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图10. 两种铸造方法下三角形臂横截面的凝固过程和微观结构演变示意图：(a1,a2,a3,a4) 挤压铸造；(b1,b2,b3,b4) BFICF；(c) 填充顺序的计算机模拟云图；(d) 凝固顺序的计算机模拟云图；(e) 凝固最后阶段的计算机模拟云图
图10展示了两种铸造条件下的凝固过程：在图10(a1, b1)中注射完成时，两者都处于注射压力P0下，如图10(c)所示，在模具接触表面形成一层冷层（图10(a1)）；随后，冲头施加远大于P0的压力P1，如图10(a2, b2)所示，在此期间模具型腔内的液相分数较高，P1压力可以作用于铸件的整个部分，如图10(d)所示，导致凝固和结晶过程中的晶粒尺寸减小，容易形成细胞状结构；随着凝固时间的增加，特别是在凝固的最后阶段，如图10(e)所示，由于凝固成固相或固相比例较高，液相通道被阻塞或中断，因此压力迅速减弱，冲头压力P1不再能有效作用于剩余的孤立液相区域。在凝固的最后阶段，会产生显著的凝固收缩应力，可能导致裂纹的产生，如图10(a3)所示。在这种情况下，如果没有外部力的作用，挤压铸造条件下的压力会迅速减小，无法推动液相填充已经出现的裂纹，最终导致图10(a4)所示的热裂纹缺陷。相比之下，BFICF直接在铸件表面垂直施加锻造力P2，如图10(b3)所示，对孤立液相区域施加力以强烈推动剩余液相填充裂纹起始处，避免裂纹的产生。同时，在锻造过程中，较早凝固的树枝状晶粒断裂并脱落，如图11(C2)所示，在表面形成了约600 μm厚且致密的细晶粒区域，这是由于锻造力作用下表面凝固的初级晶粒断裂所致。压力引起的液流将大量断裂的晶粒碎片带入剩余的液相中，作为异质核，实现了晶粒细化效果。
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图11. 两种不同铸造工艺下位置C的微观结构偏振光显微照片及微观结构演变机制：(C1) 挤压铸造；(C2) BFICF；(a1-a3) 微观结构演变机制的示意图
如Pan等人[33]、Brosh [34]和Zhao [35]所建立的，并通过基于Clausius–Clapeyron方程的热力学分析进一步支持，施加锻造压力可以增强凝固过冷度。这种过冷度的增加降低了异质核化的临界半径，并促进了核化密度的指数级上升[36]。同时，压缩应力阻碍了枝晶间熔体的溶质扩散，从而抑制了次级枝晶臂的生长[33]。这些效应共同作用，形成了主要由球形晶粒组成的细密、等轴的微观结构。详见补充材料S2。图11展示了区域C的偏振光金相显微结构。在挤压铸造条件下，表面细晶层较薄且不够致密。相比之下，BFICF工艺产生了大约600微米厚的明显细晶区，该区域更厚且更致密。图11(a1-a3)示意性地说明了微观结构的演变机制。如图11(a1)所示，在初始压力P0和随后的冲头压力P1作用下，熔融的Al-Cu合金填充模具型腔，并在接触模具时迅速发生界面固化，形成一层薄的冷硬层。随后在持续的压力P1下继续固化。由于Al-Cu合金的宽固化范围，形成了高固相分数的半固态区域——如图11(a2)所示——这与四种已建立的半固态流变模型中的液态包含固体颗粒（FLS）变形机制一致[29]，[37]。保留的液相提供了热软化和机械软化作用，显著降低了材料的流动应力，促进了塑性变形。施加锻造力P2会在这一半固态区域引起严重的塑性应变，产生大量位错并促进晶粒破碎——这两者都作为有效的成核核，显著提高了异质成核密度。同时，P2增强了模具与铸件的界面接触，从而加速了热量提取并加剧了局部温度梯度。这些耦合的热机械效应共同作用，形成了如图11(a3)所观察到的增厚、超细的等轴晶粒区。如图12的逆极图（IPF）所示，挤压铸造条件下区域C的MUD值为7.73，远高于BFICF工艺的2.06。这表明，在挤压铸造条件下，区域C的晶粒表现出更强的优先取向性，倾向于沿特定方向生长。相比之下，区域A的MUD值分别为2.20和2.34。由于中心区域温度较高，晶粒生长表现出较低的方向选择性，导致纹理发育不那么明显。
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图12. 不同铸造工艺下区域A和C的EBSD分析得到的MUD值比较；(C1, A1) 挤压铸造；(C2, A2) BFICF。
图13的IPF图和KAM比较显示，在挤压铸造条件下，区域C的小角度晶界（≤15°）的比例为84%，高于BFICF工艺的41.7%；区域A的小角度晶界比例分别为36.4%和42.1%，差异不大。挤压铸造条件下区域C的位错密度为0.703×10^14 /m^2，高于BFICF工艺的0.278×10^14 /m^2；区域A的位错密度分别为0.339×10^14 /m^2和0.325×10^14 /m^2。
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图13. 不同铸造工艺下区域A和C的EBSD分析得到的IPF和KAM图比较：(C1, A1) 挤压铸造；(C2, A2) BFICF。
根据上述结果，图14(a1)提取了从C到A的代表性区域。如图15(a1,b1)所示，在注射压力P0的作用下，快速模具冷却沿着从C到A的温度梯度引发固化。图14(a2)中，初始施加的冲头压力P1抑制了晶粒生长；然而，随着固化的进行，P1逐渐减弱，对晶粒取向发展的约束也随之减小。相比之下，在BFICF工艺中，如图14(b2)所示，直接对铸件表面施加锻造力P2。这种锻造力不仅强烈抑制了后续晶粒的方向性生长，还破碎了早期固化的枝晶，从而破坏了原有的晶体结构。因此，BFICF工艺下区域C的MUD值显著较低（2.20），而挤压铸造为7.73。此外，如图14(a2,b2)所示，枝晶破碎导致小角度晶界的比例减少，晶内位错密度也随之降低。
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图14. 不同铸造条件对三角形臂铸件固化行为的影响：(a1-a3) 挤压铸造；(b1-b3) BFICF；(c) MUD比较曲线；(d) 位错密度比较曲线；(e) 小角度晶界比例比较曲线。
在中心区域A，挤压铸造条件下（图14(a3)），压力减弱使固化过程接近于无压力状态，导致晶粒生长方向性较弱。因此，MUD值为2.20，位错密度和小角度晶界比例也随之降低。相比之下，在BFICF工艺中，固化在持续的高锻造压力P2下进行（图14(b3)）。如上所述，广泛的枝晶破碎、增强的异质成核以及压力辅助结晶促进了等轴或球形晶粒的形成。这种微观结构演变导致最小的优先取向性，以及较低的位错密度和小角度晶界比例。
3.4. 机械性能分析及与传统工艺的比较
图15和表3展示了从三角形臂铸件本体切割样品获得的机械性能测试结果。在挤压铸造条件下，AM5-Er合金三角形臂铸件的抗拉强度极低，仅为11±3.6 MPa。对机械测试试样断口的SEM分析显示了与热裂纹相关的结构，如图15(a1)所示，表明失效始于铸件内部已存在的热裂纹缺陷。即使是在未开裂的断口区域，也显示出脆性断裂特征，如图15(a3)所示。相比之下，在BFICF工艺中，AM5-Er合金试样的断裂形态表现出明显的韧性断裂特征。抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到了402±12 MPa、354±8 MPa和4.5±1%。与在相同条件下处理的A356.0合金（分别为254.3±10.1 MPa、210.3±5.8 MPa和5.6±0.7%）相比，AM5-Er合金的抗拉强度提高了58.1%，屈服强度提高了68.3%，同时保持了相当的伸长率。
表3. 三角形臂铸件本体样品的机械性能测试结果。
| 材料 | UTS (MPa) | YL (MPa) | EL (%) |
|------|--------|--------|
| 过程 | |--------|--------|
| 1 | AM5-Er | 10 | -- |
| 挤压铸造 | 28 | -- | 315 |
| | 44 | 153 | 625.5 |
| BFICF | 539 | 135 | 640 |
| | 346 | 457 |
| A356.0 | 175 | -- | 818 |
| 挤压铸造 | 818 | -- | 912 |
| | 248 | 208 | 55.5 |
| BFICF | 112 | 492 | 206 |
| | 122 | 662 | 176.5 |
此外，如表4所示，与HPDC和挤压铸造不同，BFICF工艺可以使用Al-Cu系列合金材料。与重力铸造和LPDC相比，它具有周期时间短、效率高和材料使用经济等优点。
表4. BFICF与传统工艺的比较
| 过程 | 材料适用范围 | 过程设计 | 周期时间 |
|-------------|-----------|---------|---------|
| 重力铸造 | 可以使用Al-Cu系列合金 | 复杂且需要大型冒口和浇口，材料使用不经济 | 5-10分钟/模具 |
| LPDC | 5-15分钟/模具 | |
| HPDC | 不能使用Al-Cu系列合金 | 浇口系统简单，不需要冒口，材料使用经济 | 1-2分钟/模具 |
| 挤压铸造 | 1-3分钟/模具 | |
4. 结论
通过实施BFICF工艺，消除了在挤压铸造条件下细长、薄壁AM5-Er合金三角形臂铸件中普遍存在的严重热裂纹缺陷。这一突破克服了通过永久模具铸造制造Al-Cu合金组件的长期挑战，为高性能Al-Cu合金的高效生产提供了一种新策略。其背后的机制如下：
1. 可变形性和回缩空间缓解了应力，促进了更有效的进料，使初级晶粒破碎和流动，形成了大量异质成核核，结合锻造力显著抑制了溶质扩散和过冷，从而细化了晶粒尺寸并改变了晶粒生长方向，特别是SDAS减少到零，形成了细密的等轴球形晶粒结构，这极大地有助于消除热裂纹等缺陷并改善机械性能。
2. BFICF工艺增加了次级相的面积比例，使次级相的形态从狭窄且不连续的结构转变为更广泛、相互连接的网络，这有助于在固化最后阶段促进进料流动，从而极大地有助于消除热裂纹等缺陷。
3. 在挤压铸造条件下，缺陷的存在导致脆性断裂，抗拉强度仅为11±3.6 MPa，这验证了铸造缺陷对机械性能的严重影响。相比之下，在BFICF条件下，抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到了402±12 MPa、354±8 MPa和4.5±1%，分别比A356.0合金提高了58.1%和68.3%。
