CN103406514A

CN103406514A - 一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法

Info

Publication number: CN103406514A
Application number: CN2013103892665A
Authority: CN
Inventors: 翟彦博; 马秀腾; 刘军; 陈红兵; 代荣
Original assignee: Southwest University
Current assignee: Southwest University
Priority date: 2013-08-30
Filing date: 2013-08-30
Publication date: 2013-11-27
Anticipated expiration: 2033-08-30
Also published as: CN103406514B

Abstract

本发明公开了一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，包括制备熔浆，铸型预热，浇注充型，离心成型，减速停机和脱模冷却步骤，所述离心成型步骤在磁场下进行，所述磁场方向与离心铸型轴线方向垂直或者平行，所述磁场的强度为0.02T～1T，所述离心成型步骤中离心转速为1000～4000r/min。本发明离心铸造在磁场下进行，增强颗粒受到的离心浮力向内层运动，未凝固熔浆受到电磁力，该电磁力可以避免在单一离心浮力作用下增强颗粒在径向的粘连聚集的问题，使颗粒在内层分布更均匀，从而提高颗粒与基体的结合强度，增强内层力学性能。

Description

一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法

技术领域

本发明涉及一种铸造方法，特别涉及一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法。

背景技术

气缸套、活塞、活塞环和气缸盖共同构成内燃机的燃烧室。燃料混合气在燃烧室内经进气、压缩、燃烧和膨胀过程将热能转换为机械能。工作时，气缸套直接与高温气体接触，是内燃机中工作环境最为恶劣的零部件之一。

目前，乘用车内燃机多采用铸铁材料的气缸套，制备成型后再镶铸在铝合金缸体内。虽然制备铸铁气缸套的工艺较为成熟，但是铸铁的热传导性、韧性与铝合金气缸体匹配性差，使用过程中，缸体和缸套结合强度容易降低，造成两者结合不紧密，引起发动机缸体漏油、漏气、渗水、能效降低、排放超标等问题。针对这些问题，开发新型铝复合材料气缸套就成为一种迫切需要。

图1是现有技术制造铝复合材料气缸套的原理图。加工时，将含有增强颗粒3的铝熔浆2浇注到铸型1中，在铸型1的高速旋转（离心转速为ω）作用下，密度小于铝熔浆的增强颗粒3在铝溶体的离心浮力F1作用下沿铸型1的径向向内运动，并最终停留在筒状气缸套零件的内层，形成内层具有高体积分数增强颗粒的气缸套。这种气缸套内层表现出增强颗粒的特点，即高硬度、高耐磨、高热稳定性；而外层具有基体铝的特点，即易加工、与铝合金缸体匹配性好。

但是，这种方法制造的气缸套也存在内层增强颗粒团聚、与基体接触强度低、易脱落等缺点。下面结合附图对此作进一步说明，如图1所示，增强颗粒a、b、c处于不同离心半径、同一径向方向上。离心铸型高速旋转时，增强颗粒a、b、c受到指向轴心的离心浮力F1，设a、b、c受到的离心浮力F1分别为Fa、Fb、Fc；由于半径不同，离心浮力Fa>Fb>Fc，由于颗粒a、b、c不受其他力的作用，增强颗粒a、b、c的径向运动速度Va>Vb>Vc，增强颗粒a最终将赶上b和c，三者最终在径向方向粘结团聚。图2为该方法铸造产品的横截面示意图，图中增强颗粒3大量聚集在气缸套内层7，气缸套外层6中增强颗粒的含量极少，但是增强颗粒在气缸套内层7并非均匀分布，而是沿着内层径向方向粘结团聚。由于这种粘结团聚的存在，导致增强颗粒与基体材料接触面积减少、接触强度降低、易脱落等问题，影响该汽缸套性能的稳定性。

发明内容

有鉴于此，本发明提供一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，该方法铸造的气缸套的增强颗粒不团聚，与基体结合良好，性能稳定。

本发明离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，包括制备熔浆，铸型预热，浇注充型，离心成型，减速停机和脱模冷却步骤，所述自生颗粒增强气缸套为初晶Si颗粒增强铝基气缸套、初晶Mg₂Si颗粒增强铝基气缸套或者初晶Si与初晶Mg₂Si颗粒混合增强铝基气缸套，所述离心成型步骤在磁场下进行，该磁场的方向与离心铸型轴线方向垂直或者平行。

进一步，所述铸型预热步骤中铸型为不导磁材料。

进一步，所述磁场的强度为0.02～1T。

进一步，所述制备熔浆步骤中，熔浆中初晶Si颗粒体积分数为5-15%，初晶Mg₂Si颗粒体积分数为8-20%。

进一步，所述离心成型步骤中离心转速为600～3000r/min。

本发明的有益效果在于：本发明的离心铸造方法，增强颗粒密度小于铝熔浆，受到指向轴心的离心浮力，不断向内层运动，形成内层具有高体积分数增强颗粒的梯度复合气缸套。另外，本发明离心成型步骤在外加磁场中进行，熔浆在旋转的过程中受到与铸型旋转方向相反的电磁力，这种电磁力使凝固前沿处熔浆与已凝固部分产生转速差，从而产生相对运动。这种相对运动一方面可以打碎从凝固前沿析出的初晶颗粒（即增强颗粒），从而细化初晶颗粒，避免增强颗粒的团聚与粘连，提高颗粒与基体的结合强度；另一方面，这种相对运动还可以可以细化基体中的共晶组织，避免板条状和团簇状的共晶组织出现，进一步提高气缸套的综合力学与热学性能。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明作进一步描述；

图1为现有技术离心铸造方法原理图；

图2为现有技术离心铸造产品横截面示意图；

图3为本发明离心铸造方法原理图；

图4为本发明离心铸造产品横截面示意图；

图5为本发明离心铸造设备的一种结构示意图；

图6为本发明离心铸造设备的另一种结构示意图；

图7为本发明实施例1中离心转速和磁场强度与时间的关系图；图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系；

图8为本发明实施例2中离心转速和磁场强度与时间的关系图；图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系；

图9为本发明实施例3中离心转速和磁场强度与时间的关系图，图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系；

图10为本发明实施例4中离心转速和磁场强度与时间的关系图，图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系；

图11为本发明实施例5和7中离心转速和磁场强度与时间的关系图，图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系；

图12为本发明实施例6中离心转速和磁场强度与时间的关系图，图中实现代表转速与时间关系，虚线代表强度与时间关系。

其中：1为铸型，2为熔浆，3为增强颗粒，4为已凝固部分，5为凝固前沿，6为气缸套外层，7为气缸套内层，8为磁极，9为推板，10为挡板、11为电磁线圈，ω为离心转速，B为磁力线方向，F1为离心浮力，F2为电磁力。

具体实施方式

以下将参照附图，对本发明的优选实施例进行详细的描述。

图3是本发明离心铸造方法的原理图，本发明的离心铸型1由不导磁的材料（如铜合金、不锈钢、石墨等）制成，与图1相比，本发明的离心铸型1外还设置有垂直于离心铸型1轴线的外磁场。本发明的离心铸造方法，增强颗粒3受到指向轴心的离心浮力F1，不断向内层运动，形成内层具有高体积分数增强颗粒3的复合气缸套。另外，本发明离心成型步骤在外加磁场中进行，熔浆2在旋转的过程中受到与铸型1旋转方向相反的电磁力F2，该电磁力F2使凝固前沿5处熔浆2与已凝固部分4产生转速差，从而产生相对运动。这种相对运动一方面可以打碎从凝固前沿5析出的初晶颗粒（即增强颗粒3），从而细化初晶颗粒，避免增强颗粒3的团聚与粘连，提高颗粒与基体的结合强度；另一方面，这种相对运动还可以可以细化基体中的共晶组织，避免板条状和团簇状的共晶组织出现，进一步提高气缸套的综合力学与热学性能。图3a为凝固成型前期示意图，这一时期同一径向的增强颗粒a、b、c主要在离心浮力F1作用作向心运动。图3b为凝固成型后期示意图，这是内层聚集了大量增强颗粒3，部分颗粒相互团聚（图中a、b、c颗粒），当凝固前沿5运动到a颗粒所在的位置后，团聚在一起的增强颗粒a、b和c，在熔浆2与已凝固部分4的相对运动的作用下，相互分离，从而保证了增强颗粒3在气缸套内层7均匀分布。

图4为本发明制造的气缸套的横截面示意图，图中增强颗粒3主要聚集在气缸套内层7，在气缸套外层6含量极低，并且增强颗粒3在气缸套内层7相互分离，无团聚粘结现象。

图5为本发明离心铸造设备的结构，包括铸型1、挡板10、推板9，所述铸型1外还设置有至少一对磁极8，所述磁极8的磁力线方向垂直于铸型1轴线，所述磁极8所产生的磁场能够有效覆盖离心铸型1。

图6为本发明另一种离心铸造设备的结构，它与图5离心铸型1的区别仅在于其磁场由环绕在铸型1外的电磁线圈11产生，电磁线圈产生的磁力线方向B与铸型1轴线平行。需要说明的是，上述两种离心铸型磁力线的方向虽然不同，但是增强颗粒3在两种磁场中所受电磁力F2方向与大小变化规律是等效的，可以根据需要选择合适的类型。

以下实施例中均选用图5所示磁场垂直于离心铸型轴线的装置：实施例1-4为初晶Si颗粒增强铝基气缸套的制备实施例，实施例5、6为初晶Mg₂Si颗粒增强铝基气缸套的制备实施例，实施例7为初晶Si与Mg₂Si混合颗粒增强铝基气缸套的制备实施例。

实施例1：

本实施例离心铸造颗粒增强气缸套的方法，包括以下步骤：1、制备熔浆：以工业纯铝和Si为原料，配制初晶颗粒Si体积分数为10%的Al-Si复合材料熔浆，控制熔浆浇注时的温度为720℃；2、预热铸型：浇注前对铸型进行预热，本实施例中铸型预热温度为300℃；3、浇注充型：将步骤1制备的复合材料熔浆均匀的浇注到步骤2预热的铸型中，本实施例浇注时间为5s，浇注时离心转速逐渐增加，浇注完毕时达到2000r/min；4、离心成型：浇注充型结束后熔浆在离心力及磁场额作用下凝固成型，本实施例离心成型时间为255s，离心速度恒为2000r/min，磁场为强度0.3T的磁场；5、减速停机：待离心成型结束后，停止施加磁场，同时按设定程序关闭离心机，此阶段的时间越10s；6、脱模冷却：取出步骤5所得产品空冷冷却。

本实施例中离心转速、外加磁场与时间的关系如图7所示，采用该成型工艺，在整个离心成型过程中均有磁场的存在，从凝固开始，电磁力就阻碍熔浆的旋转，降低了熔浆的旋转速度，从而导致颗粒的离心浮力降低，向心运动变慢，内层增强层颗粒体积分数相对较低。但是，这种成型工艺对基体中的共晶Si与共晶Mg₂Si组织有显著的细化效果，和单一离心成型相比，该成型工艺制备的产品的内层初晶Si颗粒的尖锐棱角变钝，粘连与团聚现象基本消失；基体中（包括外层和内层）原长条状的共晶Si转变成短棒状；内、外层材料的力学性能均有所提高。

实施例2：

本实施例离心转速、外加磁场与时间的关系如图8所示。本实施例与实施例1的区别在于，本实施例步骤3浇注充型结束时离心速度达到3000r/min；步骤4离心成型时离心速度恒为3000r/min，磁场为强度1T的磁场，且外加磁场在离心成型的最后阶段开启。本实施例在离心成型的最后阶段施加磁场，这时绝大部分初晶Si颗粒偏聚到内层，磁场仅对内层组织产生影响，对外层组织没有影响。本实施例制备的颗粒增强气缸套内层初晶Si颗粒的体积分数达到30%，粒径为20～30μm；初晶Si颗粒的棱角完全消失，且分布均匀，无粘连和团聚现象，而内层基体中的共晶Si完全转化成点球状，与实施例1相比，其内层力学性能大大提高，而外层组织形成过程中，由于没有磁场的介入，其组织形貌与力学性能与单一离心成型相比，无明显变化。

实施例3：

本实施例离心转速、外加磁场与时间的关系如图9所示。本实施例与实施例1的区别在于，本实施例步骤3浇注充型结束时离心速度达到2000r/min；步骤4离心成型时离心速度恒为2000r/min，磁场为强度1T的磁场，且外加磁场强度由小到大增加。成型的前期，主要是增强颗粒向内层运动的过程，这时较小的磁场强度可以确保熔浆有足够的旋转速度和颗粒有足够的向心运动速度；成型后期，大部分颗粒已运动之到内层，此时增大磁场强度，可以确保内层产生足够的搅拌效果。本实施例所制备的颗粒增强气缸套内层初晶Si颗粒的体积分数达到约25%，粒径为30～40μm；内层初晶Si颗粒的棱角消失，且无粘连、团聚现象，基体中的共晶Si组织转变成点球状；和实施例2相比，其内层力学性能有所降低，但外层力学性能增强。

实施例4：

本实施例离心转速、外加磁场与时间的关系如图10所示。本实施例与实施例1的区别在于，本实施例步骤3浇注充型和步骤4离心成型中离心速度逐渐增加，离心成型结束达到最大值3000r/min；步骤4离心成型时磁场强度恒为0.5T。本实施例磁场强度为定值，在前期，离心转速较低，电磁力较小；后期，离心半径减小，增大离心转速，增大电磁力，可以确保内层的搅拌效果。本实施例所得产品内层初晶Si颗粒的体积分数达到约23%，粒径为30～40μm；内、外层微观组织与与性能与实施例3接近。

实施例5：

本实施例离心铸造颗粒增强气缸套的方法，包括以下步骤：1、制备熔浆：首先以工业纯镁和工业纯硅为原材料制备Mg₂Si初晶颗粒，然后以Mg₂Si初晶颗粒和工业纯铝为原材料配置Mg₂Si初晶颗粒体积分数为15%的复合材料熔浆，控制熔浆浇注时的温度为700℃；2、预热铸型：浇注前对铸型进行预热，本实施例中铸型预热温度为300℃；3、浇注充型：将步骤1制备的熔浆均匀的浇注到步骤2预热的铸型中，本实施例浇注时间为5s，浇注时离心转速逐渐增加，浇注完毕时达到3000r/min；4、离心成型：浇注充型结束后熔浆在离心力及磁场额作用下凝固成型，本实施例离心成型时间为255s，离心速度恒为3000r/min，磁场强度在离心成型过程中逐步增加，最终达到0.5T（如图11所示）；5、减速停机：待离心成型结束后，停止施加磁场，同时按设定程序关闭离心机，此阶段的时间越10s；6、脱模冷却：取出步骤5所得产品空冷冷却。

本实施例中离心转速、外加磁场与时间的关系如图11所示，采用该成型工艺，成型的前期，主要是增强颗粒向内层运动的过程，这时较小的磁场强度可以确保熔浆有足够的旋转速度和颗粒有足够的向心运动速度；成型后期，大部分颗粒已运动之到内层，此时增大磁场强度，可以确保内层产生足够的搅拌效果。本实施例所的产品，内层初晶Mg₂Si颗粒的体积分数达到约55%，粒径为15～20μm；和单一离心成型相比，内层初晶Mg₂Si颗粒的棱角消失，无粘连、团聚现象，分布均匀；基体中团簇状的共晶Mg₂Si组织消失，转变成均匀分布于铝基体的点球状组织，内外层的力学性能均得到大幅度提高。

实施例6：

本实施例离心转速、外加磁场与时间的关系如图12所示。本实施例与实施例5的区别在于，本实施例步骤3浇注充型和步骤4离心成型中离心速度逐渐增加，离心成型结束达到最大值3000r/min；步骤4离心成型磁场强度为0.2T。本实施例磁场强度为定值，在前期，离心转速较低，电磁力较小；后期，离心半径减小，增大离心转速，可以增大电磁力，确保内层的搅拌效果。本实施例所得产品内层初晶Si颗粒的体积分数达到约45%，粒径为20～25μm。内层微观组织形貌均接近于实施例3，性能略低于实施例3。

实施例7：

本实施例离心铸造颗粒增强气缸套的方法，包括以下步骤：1、制备熔浆：以纯镁和Si为原料制备初晶Si与Mg₂Si颗粒，将所得颗粒加入工业纯铝熔液中形成体积分数为15%的复合熔浆（其中初晶Si颗粒的体积百分含量为6%，初晶Mg₂Si颗粒的体积百分含量为9%），控制熔浆浇注温度为710℃；2、预热铸型：浇注前对铸型进行预热，本实施例中铸型预热温度为300℃；3、浇注充型：将步骤1制备的复合熔浆均匀的浇注到步骤2预热的铸型中，本实施例浇注时间为5s，浇注时离心转速逐渐增加，浇注完毕时达到3000r/min；4、离心成型：浇注充型结束后熔浆在离心力及磁场作用下凝固成型，本实施例离心成型时间为255s，离心速度恒为3000r/min，磁场强度在离心成型过程中逐步增加，最终达到0.5T（如图11所示）；5、减速停机：待离心成型结束后，停止施加磁场，同时按设定程序关闭离心机，此阶段的时间越10s；6、脱模冷却：取出步骤5所得产品空冷冷却。本实施例所得产品内层初晶Si与初晶Mg₂Si颗粒总的体积分数达到约50%，其中初晶Si的体积百分含量约20%，粒径为30～40μm，初晶Mg₂Si颗粒的体积百分含量约30%，粒径为15～20μm；二者微观形态圆润，在内层分布均匀，无粘连、团聚现象；共晶Si与共晶Mg₂Si呈点球状，均分分布于基体中；和单一离心成型相比，微观组织得到显著改善与细化，力学性能大幅度提高。

最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，上述实施例着重分析了离心力和磁场随时间变化以及磁场加载时间对产品性能的影响，但这并不排除其他离心力和磁场的加载方式，相关人员可以根据需要作出种种变化。本领域普通技术人员可以根据实际需要对离心铸造颗粒增强气缸套的工艺参数（如磁场和离心转速的大小及与时间关系，浇温、铸型温度等）、原材料种类及含量进行各种各样的调整。例如，通过调整气缸套基体及增强颗粒的种类、比例及离心成型工艺，可以制备其他种类的颗粒增强气缸套，并可以实现增强层呈骤变梯度分布、增强层厚度的可控设计；通过调整基体及增强颗粒的成分、离心铸造工艺或采取后续变质处理工艺，可以实现增强颗粒直径的可控设计；通过在基体中添加微量合金元素（Cu、Ni、Mn、Ti等），可以实现非增强层机械性能调整。以上各种改变，只要其离心铸造过程中有外加磁场存在，均属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，包括制备熔浆，铸型预热，浇注充型，离心成型，减速停机和脱模冷却步骤，其特征在于：所述自生颗粒增强气缸套为初晶Si颗粒增强铝基气缸套、初晶Mg₂Si颗粒增强铝基气缸套或者初晶Si与初晶Mg₂Si颗粒混合增强铝基气缸套，所述离心成型步骤在磁场下进行，该磁场的方向与离心铸型轴线方向垂直或者平行。

2.如权利要求1所述离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，其特征在于：所述铸型预热步骤中铸型为不导磁材料。

3.如权利要求1所述离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，其特征在于：所述所述磁场的强度为0.02～1T。

4.如权利要求1所述离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，其特征在于：所述制备熔浆步骤中，熔浆中初晶Si颗粒体积分数为5-15%，初晶Mg₂Si颗粒体积分数为8-20%。

5.如权利要求1-5中任意一项所述离心铸造自生颗粒增强气缸套的方法，其特征在于：所述离心成型步骤中离心转速为600～3000r/min。