过共晶Al-Si合金具有耐磨性能好、热膨胀系数低、密度小、强度高等特点，引起了汽车、电子、航空等领域的广泛关注^[1].然而在常规铸造条件下，硬质点相初生Si呈粗大的块状分布于基体上，导致机械切削加工困难，限制了其应有性能的发挥.一般说来，具有细小、分散而形状圆钝化初生Si的合金有比较好的切削性能.通常初生Si可以采用如添加化学变质剂^[2]、快速凝固^[3]等方法来改善其形貌及尺寸.过共晶Al-Si合金的耐磨性能取决于Si含量、Si颗粒大小及其分布.德国的PEAK公司使用喷射沉积技术生产的Al-25%Si-4%Cu-1%Mg合金棒坯，经过后续加工得到汽车发动机缸套，已应用于奔驰等汽车品牌的发动机中^[4].喷射沉积成型工艺复杂，且其生产的棒坯需要后续的热挤压以及旋锻加工处理以消除坯料中孔隙，这增加了其制造成本.

实心铸锭采用穿孔挤压的方式可以生产出铝合金管材，但是该方式主要适用于软合金，且对穿孔针强度要求较高，工艺工序复杂，金属利用率低；而空心铸锭润滑挤压针的挤压力小，变形均匀，这种方法工艺工序少，金属利用率高^[5].A390合金棒坯可作为汽车活塞、空调压缩机斜盘及发动机缸套的理想坯料^[6].由于A390合金含合金元素多，变形较困难，棒坯难以通过穿孔挤压方式生产挤压管材，加工成挤压用管坯则金属利用率降低、加工成本增加，而通过半连续铸造方法生产A390合金管坯具有金属利用率高、投资少、设备简单、制造成本低等优势.通过半连续铸造方法制备空心管坯，初生Si颗粒分布均匀且细小是制备半连续铸造A390合金管坯的关键所在.在熔炼过程中添加P细化剂的前提下，本文研究了铸造速度和铸造温度对A390合金管坯的宏观组织和显微组织的影响.

图 1为管坯半连续铸造的实验装置及该方法制备的管坯.所铸管坯截面尺寸为φ164 mm/φ60 mm.该设备的特点如下.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 管坯半连续铸造设备示意图及管坯Fig. 1 Schematic of equipment of DC casting and hollow billets

1) 芯模材料为紫铜，铜芯带有一定的倒锥度θ角，用以补偿管坯内壁的凝固收缩.管坯内表面仅有铜芯的一次冷却作用.由于冷却能力较弱，能够避免铸锭内壁的迅速收缩，减小了铸锭与芯模的摩擦力，很好地解决管坯连铸“抱芯”的问题.

2) 铜芯的高度较高，一旦管坯内壁发生重熔，重熔的铝液填补此缝隙重新接触铜芯而凝固，避免了拉漏现象的产生，因此，这种芯模结构保证了管坯连铸过程的稳定性.

3) 不同于文献[7]的雨淋式分流方式，在本装置中，采用了同水平铸造方法，有利于减少液面的波动，减少氧化夹渣的裹入，有利于提高铸锭内部质量.

本实验使用的A390合金的化学成分为Al-17%Si-4.2%Cu-0.6%Mg.使用硅碳棒加热炉熔炼100 kg炉料，原料使用工业纯铝(99.7%)、工业硅(牌号441)、纯铜和纯镁.为使硅能够充分地溶解到铝液中，需要在850 ℃左右的高温中保温3h左右并每隔一段时间进行一次搅拌，在P细化处理前使用C₂Cl₆进行除气并扒渣，使用1%的Al-3%Si-5%P细化剂进行变质处理，添加温度为820 ℃左右，孕育时间为20 min，再次除气后将温度调整至所需温度后出炉进行半连续铸造.

将管坯横断面车平后，采用扫描仪观察管坯的宏观组织；于管坯内壁、壁厚中心及外壁处切取试样，经过砂纸磨平、机械抛光后，采用金相显微镜观察不同位置的显微组织.根据GB/T 16865—1997制作拉伸试样，采用岛津AG-X100kN电子万能材料试验机进行拉伸试验，测试管坯内壁、壁厚中心以及外壁处的强度.

图 2为不同铸造条件下管坯的宏观组织.在不同铸造速度条件下，内表面处均存在3~5 mm厚度的重熔层，这是由于在凝固过程中Al-Si共晶反应释放大量的结晶潜热，而管坯内壁的冷却只依靠铜芯的一次冷却作用，内壁的凝固壳与铜芯脱开后温度回升，低熔点的富Cu熔液渗出.当铸造温度为800 ℃，铸造速度仅为90 mm/min时，管坯内侧存在较厚的贫Si层，可达管坯壁厚的一半，周向初生Si的分布也很不均匀.铸造速度增加时，内层贫Si层的厚度减小，分布也趋于均匀化.当铸造速度达到120 mm/min时，初生Si整体分布比较均匀.再提高铸造速度则可能使得铸锭内外凝固收缩差异加大，造成铸锭内部铸造应力过大而产生热裂纹.由此可见，在保证成形的前提下，提高铸造速度有利于改善管坯内部初生Si颗粒分布均匀性.当铸造温度提升至850 ℃，在铸造速度为110 mm/min的管坯中，除了内表层仅存在3~5 mm厚度的重熔层外，管坯内部初生Si沿径向和周向分布都比较均匀，均匀性明显强于800 ℃浇铸时各铸造速度条件下的管坯.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 铸造工艺参数对A390合金管坯宏观组织的影响 Fig. 2 Influences of casting process parameters on macrostructure of A390 alloy hollow billets (a)-90 mm/min,800 ℃;(b)-110 mm/min,800 ℃;(c)-120 mm/min,800 ℃;(d)-110 mm/min,850 ℃.

由文献[8]知，在Al-Si合金中存在Si原子团簇，凝固过程中这种液相结构有利于初生Si的形核和生长.随着熔体过热温度的增加，Si原子团簇中的Si-Si共价键结合力减弱，从而部分Si原子从Si原子团簇上分解并溶解到铝熔体中.只有将熔体过热到1 050 ℃以上时，这种原子团簇才能完全消失，熔体才能达到真正意义上的熔化态.在这样的熔体结构下，即使慢速冷却也能获得细小而均匀的初生Si颗粒.为降低能耗并减少熔体氧化烧损，在本实验熔炼过程中熔体的温度并没有过热到900 ℃以上，熔体处于非均匀状态，故而需要通过调整铸造工艺参数的途径来实现初生Si细小而均匀分布于管坯中.

在半连续铸造过程中，熔液从出炉到进入结晶器熔池的过程中，温降可达50~80 ℃.较大尺寸的Si原子团簇在凝固过程中可优先作为初生Si的形核核心，在凝固开始之前，其尺寸随着在低过热温度停留时间的增加而有所增加；同时AlP形核剂在低温状态下也会发生偏聚成团，降低异质形核核心数量，部分甚至全部失去变质效果^[2].在凝固过程中，熔池内的熔体中存在着对流，熔体流动将熔体内部的Si原子或Si原子团簇带到凝固前沿促进了此处初生Si的形成，同时也会将凝固前沿的Si原子或Si原子团簇带回到熔体内部.当铸造速度增加时，一方面熔池内的熔体在凝固开始之前的停留时间减少，熔体温度也会增加，减少了Si原子团簇尺寸的持续增长及AlP形核剂的偏聚，抑制了凝固前沿初生Si的不断形核与长大；另一方面，铸造速度增加时，熔体流动速度加快，熔体流动对凝固前沿的冲刷作用增强，减少了初生Si在凝固前沿的富集.当铸造速度增加到致使凝固前沿的Si原子或原子团簇的富集与脱离达到动态平衡时，将会使得初生Si宏观分布趋于均匀.铸造温度增加时，熔体内部的Si原子团簇尺寸减小且均匀性得到改善，AlP形核剂也能够更好地发挥其细化变质作用，熔体的黏度减小，熔体的流动性提高，故而在适当的铸造速度和铸造温度条件下，凝固过程中初生Si在径向和周向都能够较均匀地形核与长大，最终得到初生Si分布均匀的管坯.由此可见，铸造速度和铸造温度对管坯中初生Si宏观分布均匀性影响很大，通过调整工艺参数，可以获得初生Si分布均匀的A390合金管坯.

图 3为不同铸造条件对A390合金管坯显微组织的影响.利用Image-Pro Plus图像分析软件对放大50倍的金相图片进行分析，采集金相图片中初生Si的面积，再利用面积计算出初生Si晶粒的等效圆直径.不同铸造条件下获得的初生Si颗粒的等效圆直径数据如图 4所示.当铸造温度为800 ℃，铸造速度为90 mm/min时，尽管在合金熔体中添加了AlP细化剂，初生Si颗粒的尺寸仍然很大，管坯径向上不同位置处初生Si颗粒的平均尺寸超过35 μm，最大尺寸可达85 μm，由此可见，AlP细化剂在此铸造速度下并未起到细化变质作用.当铸造速度逐渐增加时，初生Si颗粒尺寸呈现逐渐减小的趋势.铸造速度由90 mm/min增加到120 mm/min时，初生Si颗粒的平均尺寸在25~30 μm之间且最大尺寸不超过50 μm，颗粒大小也趋于均匀.当铸造温度提升至850 ℃时，初生Si颗粒能够进一步地减小，颗粒大小也较为均匀.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 铸造工艺参数对A390合金管坯显微组织的影响 Fig. 3 Influences of casting process parameters on microstructure of A390 alloy hollow billets (a)-内壁,90 mm/min;(b)-中心,90 mm/min;(c)-外壁,90 mm/min;(d)-内壁,110 mm/min; (e)-中心,110 mm/min;(f)-外壁,110 mm/min;(g)-内壁,120 mm/min;(h)-中心, 120 mm/min;(i)-外壁,120 mm/min;(j)-内壁,110 mm/min;(k)-中心,110 mm/min;(l)-外壁,110 mm/min. (a)~(i)-800 ℃;(j)~(l)-850 ℃.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 铸造工艺参数对初生Si颗粒尺寸的影响 Fig. 4 Influence of casting process parameters on average size of primary Si particles

铸造速度增加时，一方面，单位时间内进入熔池内的熔体量增加，其在低过热温度下停留的时间减少，抑制了Si原子团簇尺寸的持续增加以及AlP形核剂的偏聚，从而使得初生Si形核质点数量增多；另一方面，铸造过程中凝固前沿的冷却速率是温度梯度与其梯度方向铸造速度的乘积，铸造速度增加时，液穴加深，温度梯度也会加大，导致初生Si形核与长大过程中的冷却速率逐渐增加，抑制了Si原子或原子团簇向已形核的初生Si颗粒上附着，缩短了初生Si颗粒的长大时间.这两方面的原因导致了初生Si颗粒尺寸随铸造速度增加而逐渐减小.因此，在最终的凝固组织中初生Si的尺寸随着铸造速度的增加而逐渐减小.铸造温度升高时，在凝固开始之前Si原子团簇尺寸减小，AlP形核剂偏聚趋势减小，初生Si形核质点增多；随熔体进入熔池中的热量增加，液穴温度升高，提高了结晶前沿的温度梯度，在铸造速度一定时，结晶前沿的冷却速率得到提高，抑制了初生Si颗粒的长大.因此，铸造温度增加也能够减小初生Si颗粒的尺寸.

对铸造速度为110 mm/min、铸造温度为850 ℃的管坯截取试样进行拉伸性能测试，获得管坯内壁、壁厚中心以及外壁处的抗拉强度分别为264，276和282 MPa，延伸率均为0.5%.

1) 对于尺寸为φ164 mm/φ60 mm的半连续铸造A390合金管坯，当铸造速度和铸造温度增加时，减小了熔体中Si原子团簇的尺寸和AlP形核剂的偏聚趋势；同时，凝固速率也有所提高.凝固前沿的Si原子或原子团簇的富集与脱离趋于达到动态平衡，使得管坯中初生Si宏观分布趋于均匀，同时初生Si颗粒的平均尺寸逐渐减小.

2) 铸造速度为110 mm/min、铸造温度为850 ℃时，管坯中初生Si宏观分布最均匀，初生Si颗粒的平均尺寸最小，管坯中初生Si颗粒平均尺寸小于26 μm，抗拉强度达到264 MPa以上，延伸率为0.5%.