一种缝纫机押棒用模具的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于模具技术领域，具体涉及一种缝纫机押棒用模具。
【背景技术】
[0002] 缝纫机押棒是缝纫机上的重要零件，多由金属制成，要求外观表面处理须良好，无 裂缝、损坏、毛边、生锈及其他缺点，通常采用模具压铸成型的方法制造成型。压铸的基本工 艺过程是:金属液先低速或高速铸造充型进模具的型腔内，模具有活动的型腔面，它随着金 属液的冷却过程加压锻造，既消除毛坯的缩孔缩松缺陷，也使毛坯的内部组织达到锻态的 破碎晶粒。毛坯的综合机械性能得到显著的提高。传统的压铸模具在进行压铸时通常操作 比较复杂，对工人操作技能要求高，压铸效率低，压铸完成后不能一次性快速脱模，影响工 作效率。
[0003] 因为合金钢具有高强度、高韧性、耐磨、耐腐蚀、耐低温、耐高温、无磁性等特殊性 能，所以传统的压铸模具一般使用合金钢制成，但是合金钢重量大，在使用过程中开模、合 模都需要较大的力，这给操作带来了一定的难度和危险性。在实际生产中，为了降低成本， 一般使用较便宜的钢材制作动模和静模，在动模和静模上挖空，嵌上由较好钢材制作的动 模芯和静模芯。在压铸过程中，需要将热态金属注入压铸模具，造成压铸模具的模腔温度 高，压铸黑色金属时模腔温度可达l〇〇〇°C以上。这样高的使用温度一般的材料往往难以承 受。虽然承受高温的主要是模芯，但是如果模芯外层的动模和静模的散热性不好，压铸时的 热量无法散发出去，长此以往会对模芯造成损害，影响压铸质量。
【发明内容】
[0004] 本发明的目的是针对现有技术存在的上述问题，提出了一种使用方便、工作效率 高、使用寿命长的缝纫机押棒用模具。
[0005] 本发明的目的可通过下列技术方案来实现:一种缝纫机押棒用模具，包括具有注 液口的动模和与动模相对设置的静模，所述静模的四角分别设有纵向通孔I，纵向通孔I内 安装有动模推杆，动模推杆外部套装有缓冲弹簧，动模推杆的下端穿过纵向通孔I与推板接 触，推板的下方设有支撑柱，其中，所述动模和静模均由三维连续网络AlN-SiC陶瓷铝合金 复合材料制成。
[0006] 本发明在动模推杆的外部套装有缓冲弹簧，在合模和开模时作用比较平缓，减缓 合模时动模和静模之间的冲击力，以及开模时动模推杆对动模的冲击力。推板下方的支撑 柱直接接触推板对推板起支撑作用，支撑柱的底部直接接触压铸机台的顶出杆，支撑柱直 接承受顶出杆的作用力。作为优选，支撑柱的直径大于顶出杆的直径。如果顶出杆直接接触 推板，则推板与顶出杆的接触面积较小，推板在该接触面积上所承受的压强较大，推板需要 较好的材料制成，增加支撑柱后，支撑柱直接与顶出杆接触，支撑柱与推板的接触面积较 大，则可减少推板在该接触面积上的压强，使得推板不用很好的材料制成也可。
[0007] 本发明中缝纫机押棒用模具的动模和静模均采用性能优良的三维连续网络A1N- SiC陶瓷铝合金复合材料制成，制得的动模和静模具有优异的力学性能和机械性能，能在恶 劣的环境条件下长期使用，并且具有良好的导热性能，能加快压铸过程中的热量的散去，降 低模具的受热程度，从而减小模具的热疲劳倾向性，延长模具的使用寿命，并且质量较轻， 便于使用和更换。A1N与SiC都是性能优良的特种陶瓷，SiC在1900-2000°c之间存在多个晶 相，而A1N具有唯一的六方(2H)晶型，其晶格常数与SiC的非常接近。由于二者在原子尺寸、 分子量、密度以及晶体结构上的相似性，在较宽的组成及温度范围内可形成固溶体。随着固 溶体的形成，材料的烧结活性、显微结构、力学性能及抗氧化性均得到较大程度的改善和提 高，即具有更好的综合性能。本发明中将ΑΙΝ-SiC陶瓷和铝合金结合制成陶瓷铝合金复合材 料，可以得到兼具ΑΙΝ-SiC陶瓷和铝合金优点的复合材料。在三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷铝 合金复合材料中，陶瓷相和金属相在三维空间形成相互缠结和盘绕、互贯穿和渗透的交织 网络结构形式。其中的ΑΙΝ-SiC陶瓷相提高了复合材料的高硬度、耐磨性、耐腐蚀性、耐高温 性能和良好的导热性能，并可以降低热膨胀系数和密度，铝合金改进了复合材料的韧性和 塑性，并且铝合金也具有较小的密度和良好的导热性。制得的复合材料在受力时，集中在点 或面上的应力迅速在空问体范围内分散和传递。陶瓷相在失效前提供较高的弹性刚度，铝 合金相具有较高的失效应变，同时这种三维双连续的结构还可能引起结构互锁的效应，使 得复合材料具有更高的承载能力或抗冲击能力，材料失效的危险性大大降低。复合材料的 三维连续网络结构可阻碍金属相晶粒的粗化和生长，有利于铝合金相晶粒的细化。另外，由 于预制的陶瓷网络体烧结程度不高，陶瓷颗粒间存在高的孔隙率。进入陶瓷网络体内的铝 合金液与陶瓷体网络枝干的陶瓷颗粒表面不会完全润湿，凝固后的铝合金表面与陶瓷颗粒 表面之间有极细微的显微间隙.陶瓷颗粒间的空隙及金属/陶瓷界面间的显微侧隙将阻碍 振动波的传播，吸收振动能，所以该复合材料还具有较好地减震性能。
[0008] 作为优选，所述三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷铝合金复合材料包括35.5-65.7 % v/v 的三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷和34.3-64.5%v/v的铝合金。
[0009] 在复合材料中ΑΙΝ-SiC陶瓷的含量过高会增加复合材料的脆性，使复合材料的整 体性能下降，含量过低则复合材料的耐磨性和耐高温性能达不到上模和下模的要求，因此 将ΑΙΝ-SiC陶瓷的含量控制在上述含量范围内。
[0010]作为优选，所述三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷的孔隙率为55-92%，孔隙直径为0.3- 2.2mm〇
[0011] 理论上，孔隙率越高，孔隙直径越小，所制成的复合材料整体性能越好，但是随着 孔隙率的提高，孔隙直径的减少，铝合金溶液浸渍到三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷中的难度增 加，有很多孔洞无法填充，需要加大浸渍压力才能填充，但压力操作和控制不方便，而且过 大的压力会导致三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷坍塌。为了提高复合材料的浸渍效果，得到具有 较好结合形貌的复合材料，本发明将孔隙率和孔隙直径控制在上述范围内。
[0012] 作为优选，所述三维连续网络ΑΙΝ-SiC陶瓷的表面涂覆有一层Si02涂层，Si02涂层 的厚度为〇.5-1.7μπι。
[0013] 铝合金熔液与A1N-Si C三维连续网络陶瓷的润湿性越好，铝合金熔液越容易浸渍 至IjAlN-SiC三维连续网络陶瓷中，二者的结合越紧密。洁净表面的ΑΙΝ-SiC陶瓷与纯铝熔体 在1000°C以下基本不润湿。本发明在ΑΙΝ-SiC陶瓷的表面涂覆了一层Si02涂层，在与铝合金 溶液接触时，在ΑΙΝ-SiC陶瓷表面发生反应生成Si，Si与A1的浸润性大大优于A1与AlN-SiC 的浸润性，因而能大大改善铝合金溶液与AlN-SiC陶瓷的浸润性，同时Si02层的存在可以阻 止SiC与A1反应生成脆性化合物A14C3，避免损伤SiC增强相的性能。
[0014] 作为优选，所述三维连续网络AlN-SiC陶瓷中包括以下质量百分比的组分，13.5_ 18·6%Α1Ν，2·2-4·5%Υ2〇3,余量为 SiC。
[0015] 在A1N的添加量在上述数量范围内时，AlN-SiC陶瓷的相对密度随着A1N的增加而 升高，热导率也处在较佳的范围内，当A1N的含量过高时，2H固溶相增加，影响到材料的烧结 性能和热导率。Y2O3的添加能更好地促进AlN-SiC陶瓷烧结体的致密性。
[0016] 作为优选，所述铝合金包括以下质量百分比的组分，8-13%31，4.0-5.5%(：11，1.2- 1.5%Mg, 0.3-0.5%Zn, 0.4-0.5%Ni, 0.15-0.25%Mn, 0.3-0.5%Ti, 0.08-0.12%C, 0.8- 1.5%8丨，0.1-0.3^^6，余量为41及不可避免的杂质。
[0017] 上述组分的铝合金具有优异的强度、硬度、伸长率和耐磨性等力学性能和机械性 能，与三维连续网络AlN-SiC陶瓷复合后，更能发挥复合材料的整体性能。本铝合金中含有 的Cu、Mg能和A1形成S(AhCuMg)和0(AhCu)强化相，Mg和Si可形成Mg2Si强化相，Mg和Zn形成 MgZn2强化相，从而增强铝合金的强度，提高强度和区服极限，可明显增加铝合金的抗拉强 度和屈服强度，提高流动性。并且Mg含量较高有利于铝合金溶液对三维连续网络AlN-SiC陶 瓷的浸渍，从而使二者更好地结合在一起。Ni和Fe形成耐热相Al9FeNi。另外Μη对Mg起补充 强化作用，同时降低热裂倾向，本铝合金还含有0.3-0.5%的Ti和0.08-0.12%的C，Ti能与 A1形成TiAl3相，与C形成TiC相，铝合金结晶时TiAl3相和TiC相成为结晶时的非自发核心，细 化合金的晶粒组织，同时使合金凝固时形成结晶骨架的时间延迟，降低有效的结晶温度，减 轻裂纹和缩松倾向，提高合金的热处理效果和力学性能。本铝合金还含有〇. 3-0.5 %的Bi元 素，Bi为低熔点金属，有利于晶核颗粒与铝液间界面张力的降低和临界晶核半径的减小，从 而生成更多晶核，Bi元素会阻碍液相的成分过冷，降低共晶组织的生长速度，细化晶核。Bi 和A1、Si形成Al-Si-Bi多元合金，具有偏晶转变特点。Bi在铝液中的溶解性低，具有自润滑 性，能以高弥散游离态分布于铝合金基体中而提高铝合金的耐磨性。另外，Bi能在凝固过程 中膨胀，有利于补缩。
[0018] 作为优选，所述三维连续网络AlN-SiC陶瓷铝合金复合材料的制备方法包括如下 步骤：
[0019] 先将成分为13.5-18.6%Α1Ν，2.2-4.5%Υ2〇3,余量SiC的陶瓷粉在其他助剂作用下 制成陶瓷浆料，然后将有机泡沫浸渍在陶瓷浆料中进行挂浆，取出干燥后烧结即可得到三 维连续网络AlN-SiC陶瓷；
[0020] 将三维连续网络AlN-SiC陶瓷浸渍在Si〇2溶胶中，浸渍0.5-1.0h，取出干燥，在 620-700°C下烧结l_2h，制成具有厚度为0.5-1.7ymS