专利名称：近液相线注射模制方法
技术领域：
本发明涉及一种用于制造近终形(near net-shape)金属物品的注射模制方法，且特定来说，涉及由金属合金、尤其是轻金属制成的薄壁金属物品。
背景技术：
在常规的铸造法中，将金属过加热到高于其液相线温度(即，液相线为在超过该温度下合金完全为液体的温度)。需要极小的过热以确保金属不会过早地固化，尤其是当模制薄壁模制物品时。伴随着易于氧化的过热金属的是，难以进行提供并维持惰性气氛的过程控制。
因为经常存在收缩孔隙和残存气体，所以由过热熔化物铸造的物品通常不坚固。此外，其例如抗张强度、屈服应力和伸长率的机械性质会受损，且这是因为特征为粗晶粒与树枝状组织的微观结构。
人们已认识到这些问题，并且已进行了广泛的工作来寻找处理金属合金的其它方法以改进铸造物品的机械性质。特别是，通过使用众所周知的半固体金属处理技术，可因产生有利的合金微观结构和减小合金孔隙率而制造具有较高机械性质的模制物品。此外，半固体处理技术提供了进一步的优点，其在于合金浆料的相对较低的温度提供了比压铸法更长的模具使用寿命(例如，较低的热冲击、和由处理充分熔融的金属所引起的减少的液体-金属腐蚀量)和改进的模制物品模制精确度。常见的半固体处理技术包括半固体注射模制、流变铸造和触变成形。
半固体注射模制(SSIM)是一种金属处理技术，其利用单一机器来将处于半固体状态的合金注入模具中以形成近终形的(最终)形状的物品。SSIM包括以下步骤通过将合金材料受控加热到处于液相线与固相线(即，固相线为在低于该温度下合金完全为固体的温度)之间的温度来部分熔融所述合金材料，且随后将浆料注入注射模具的模制空腔中。SSIM避免在模制合金的微观结构中形成一般认为对模制物品的机械性质有害的树枝状组织特征。参考下文所提供的对本发明优选实施例的描述且参考第6,494,703号美国专利(其揭示内容以引用方式并入本文中)，更详细描述SSIM的结构与步骤。
相比之下，流变铸造指通过铸造或锻造具有预定粘度的半固体金属浆料来制造钢坯或模制物品的方法。在常规的流变铸造中，将熔融合金从过热状态冷却，且在低于液相线的温度下搅拌，以使树枝状组织结构转换成适合流变铸造的球形粒子，例如通过机械搅拌、电磁搅拌、气体鼓泡、低频、高频或电磁波振荡、电冲击搅动等。
触变铸造是指包括对经流变铸造制造的钢坯进行再加热以使其重新成为金属浆料且对其进行铸造或锻造以制造最终模制物品的方法。
举例来说，第5,901,778号美国专利描述了一种用于制造固体含量处于1％与50％之间的半固体金属合金浆料的经改进的流变铸造方法和挤压机设备，其特征为将熔融金属合金材料引入一加热到比所述熔融金属材料的液相线温度高约摄氏100度的搅动腔室中的结构和步骤，其中通过经冷却的螺旋状搅拌棒(具有低于半固体的温度的温度)冷却且搅拌所述合金，从而制造半固体浆料。
第2004/0173337号美国专利申请案描述了一种用于制造固体含量为约10％至约65％的无树枝状组织的半固体金属合金浆料的改进的流变铸造方法和设备，其特征为减少或消除与来自接触浆料的设备表面的金属的聚积和去除相关联的问题的结构和步骤。
第2004/0055726号美国专利申请案描述了一种用于压模模制物品的流变铸造方法和设备，其特征为用于实现以下目的的结构和步骤施加电磁场以在将熔融金属装载入射料套管的浆料成形部分中时搅拌所述熔融金属，借此搅拌浆料直到冷却到其液相线温度以下，然后将其转移到射料管套的铸造部分。优选地，维持搅拌直到浆料达到在0.1％至40％范围内的固体分率，或者搅拌浆料直到固体分率在10％至70％的范围内。相关的第2004/0055727号、第2004/0055734号与第2004/0055735号美国专利申请案分别描述制造用于触变铸造的钢坯、制造用于流变铸造或触变成形的金属材料和制造半固体金属浆料的类似结构和步骤。
第6,311,759号美国专利描述一种用于制造原料钢坯材料的方法，其特征为其是由大体上在液相线温度下的熔化物制造的，借此使得原料的微观结构尤其适合于在60％至80％原固体的半固体范围内进行后续触变铸造。此专利的意义在于，其认识到从在近液相线温度下铸造的金属合金将形成有利的晶粒结构，所述结构的特征为等轴且球状的初生晶粒而无树枝状组织。
然而，因为SSIM方法相对于其它半固体处理技术提供了数个重要优点，所以其一般是优选的。SSIM的益处包括最终物品的设计灵活性增加、模制后(即，无后续热处理)的物品的孔隙率较低、物品微观结构较均匀、且物品的机械和表面光洁度性质优于通过常规铸造制成的物品。并且，因为整个过程在一个机器中且在惰性气体(例如氩)的周围环境中进行，所以可几乎消除合金蒸发和氧化。因为SSIM方法不需要将合金加热到高于其液相线温度，所以SSIM方法还提供能量节省。
虽然一般认为5％-60％的固体含量为SSIM的工作范围，但一般也认为，实际准则推荐对注射模制薄壁物品(即，具有精细特征的物品)使用5％-10％固体的范围，而对厚壁物品使用25％-30％固体的范围。以上内容如第5,040,589号美国专利中所描述。
虽然有上述内容，但本发明的发明者最近公开的发现显示，SSIM处理中的固体百分比范围可有利地扩大到处于60％与85％之间的超高固体范围。在共同转让的第2003/0230392号美国专利申请案中全面描述了上述超高固体方法。
由于相信再进一步降低固体分率将消除半固体处理所实现的任何优点，因此所属领域的技术人员维持5％固体分率的下限。特别是，在低固体含量或不存在固体含量的情况下，预期合金的流动性会增加，使得在填充模制空腔时导致其流量前面中的扰流增加，且因此增加最终物品中存在孔隙和残存气体的可能性。
虽然有上述内容，但已知在某些条件下将用于SSIM处理的结构和步骤配置成具有低至2％的固体百分比。
举例来说，第5,979,535号美国专利描述了一种用于注射模制其中同时具有较低与较高固体分率部分的模制物品的方法，所述方法的特征在于提供用于实现以下目的的结构和步骤通过在挤压机料缸中对半熔融浆料进行受控加热来形成所述半熔融浆料沿注射方向的温度分布，借此浆料同时包括低与高固体分率部分以相继注入模制空腔中。在一引用实例中，模制一孔固持器，其中高强度头部部分由具有约2％固体的熔融部分形成，而更精确模制的带螺纹部分则由具有约10％固体的熔融部分形成。
然而，因为相对于压铸法，合金金属的降低的流动性会引起过早的合金固化，且因为典型模制合金(例如，镁合金AZ91D)具有高导热性，所以使用SSIM在通常低等级的固体分率(即，5％)下模制薄壁模制物品、尤其是那些厚度低于2mm的薄壁模制物品可能会有问题。
第6,619,370号美国专利旨在解决使用SSIM模制薄壁模制物品的问题。特别是，提供用于增加半熔融熔化物的流动性并提供模制空腔的增加除气的结构和步骤。其中规定，半熔融金属浆料的固体分率必须设定在超过3％且低于40％的范围内以避免薄壁模制物品过度翘曲。
然而，在不采取将合金显著过加热到高于液相线温度的手段且不引起机械性质降低的情况下，使用SSIM制造薄壁模制物品仍存在挑战。
因此，本发明的优点是提供一种用于制造薄壁金属物品的注射模制方法，所述薄壁金属物品相对于那些通过传统铸造方法制造的物品具有改进的结构完整性和优良的机械性质。
发明内容
根据本发明的一方面，提供一种用于将金属合金模制成近终形物品的注射模制方法，其中合金的处理温度接近其液相线，优选具有5％的最大固体含量，借此可制造具有均质、精细等轴结构而无定向树枝状组织(directional dendrites)且具有极少残存孔隙的终形模制物品。
有利地，所得固体物品具有最佳机械性质而无预期的由过热熔化物进行铸造而引起的孔隙率和固化收缩。
根据本发明的另一方面，提供一种用于将金属合金模制成近终形物品的注射模制方法，其中所述合金的处理温度接近其液相线，优选具有2％的最大固体含量，借此可制造具有均质、精细的等轴结构而无定向树枝状组织且具有极少残存孔隙的终形模制物品。
根据本发明的优选实施例，镁合金AZ91D将在其液相线温度的(较佳低于)2℃内的温度范围内进行处理。目标液相线温度本身可能需要通过试错法来确定，以针对原料合金的组成变化、和机筒与熔化物间的变化的热传导情形而进行调整。对于AZ91D合金的标称组成，将在机筒中将合金加热到接近595℃的处理温度。
根据本发明的替代实施例，镁合金AM60B将在其液相线温度的(较佳低于)1℃内的温度范围内进行处理。目标液相线温度本身可能需要通过试错法来确定，以针对原料合金的组成变化、和机筒与熔化物间的变化的热传导情形而进行调整。对于AM60B合金的标称组成，将在机筒中将合金加热到接近615℃的处理温度。
本发明可应用于制造例如由轻金属合金制成的膝上型计算机、录影机和手机的外壳的薄壁物品。由于镁基合金具有优良的强度重量比、硬度、导电率、散热性且吸收振动，因此镁基合金尤其引人注意。
根据本发明的另一方面，提供一种金属-基质复合物，其包括金属组份，且还包括嵌入所述金属组份内的补强组份，所述金属组份和所述补强组份在所述金属组份的近液相线温度下由模制机进行模制。
根据本发明的又一方面，提供一种包括金属组份的模制物品，所述金属组份在所述金属组份的近液相线温度下进行模制。
为更好地理解本发明，以下参看附图描述优选实施例，其中图1是展示在本发明实施例中所用的注射模制设备的示意图；图2是展示液相线低于700℃的合金的近液相线处理温度范围的图解表示；图3是在对镁合金AZ91D进行近液相线处理期间沿图1的注射模制设备的机筒部分的温度分布图；图4是具有所研究的合金的经标记的化学性质和预热温度的相图；图5是基于Scheil公式计算的AZ91与AZ60合金的亚液相线区域的固体分率对温度的图表；图6是从近液相线温度模制和从过热状态压铸的AZ91D与AM60B合金的抗张强度对相应伸长率的曲线图。为进行比较，其中包括一些文字资料。ASTM B94标准要求AZ91DUTS＝230Mpa，YS＝150MPa，伸长率＝50.8mm的3％；AM60BUTS＝220Mpa，YS＝130MPa，伸长率＝50.8mm的6％；图7是从近液相线温度模制和从过热状态压铸的AZ91D与AM60B合金的屈服应力对相应伸长率的曲线图。为进行比较，其中包括一些文字资料；图8a是一张力杆的横截面的2mm范围内的低倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在从过热状态压铸后形成，该图展示无任何明显缺陷的结构完整性；图8b是图8a的横截面的200μm范围内的高倍放大图，其展示收缩孔隙的总图；图8c是图8a的横截面的25μm范围内的详细高倍放大图，其展示在固化收缩期间所形成的孔隙的晶间性质；图9a是一张力杆的横截面的200μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在0％固体下注射模制后形成，该图展示代表Mn-Fe-Al金属间化合物的黑点；图9b是图9a的横截面的25μm范围内的详细高倍放大图，其展示α-Mg内的偏析和Mg17Al12金属间化合物的分布；图10a是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在0％固体下注射模制后形成，该图展示固体的代表性形态；图10b是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在注射模制加热到亚液相线温度而具有1％固体分率的合金后形成，该图展示球状固体的代表性形态；图10c是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在注射模制加热到亚液相线温度而具有2％固体分率的合金后形成，该图展示球状固体的代表性形态；图10d是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在注射模制过加热到高于液相线且随后冷却回到亚液相线范围而具有1％固体分率的合金后形成，该图展示瓣状体状固体的代表性形态；图10e是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在注射模制过加热到高于液相线且随后冷却回到亚液相线范围而具有2％固体分率的合金后形成，该图展示瓣状体状固体与球状固体的混合物的代表性形态；图10f是一张力杆的横截面的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AM60B合金在注射模制过加热到高于液相线且随后冷却回到亚液相线范围而具有3％固体分率的合金后形成，该图展示近球状固体的代表性形态；图11a是一张力杆的横截面的200μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在从过热状态压铸后形成，该图展示所得合金微观结构的总图；图11b是图11a的横截面的25μm范围内的高倍放大图，其展示在基质内包括粗先共晶树枝状组织的所得合金微观结构的总图；图11c是一张力杆的横截面的200μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AM60B合金在从过热状态压铸后形成，该图展示所得合金微观结构的总图；图11d是图11c的横截面的张力杆的横截面的25μm范围内的高倍放大图，其展示包括粗先共晶树枝状组织的所得合金微观结构的总图；图12a是在一张力杆的横截面上所进行的蚀刻的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在近液相线温度下注射模制合金后形成，其揭示结构组份的结晶取向的差异；图12b是在一张力杆的横截面上所进行的蚀刻的100μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由AZ91D合金在从过热状态压铸后形成，其揭示结构组份的结晶取向的差异；图13a是在0％固体下注射模制的AZ91D合金的X-射线衍射图；图13b是在0％固体下注射模制的AM60B合金的X-射线衍射图；图13c是从过热液体开始压铸的AZ91D合金的X-射线衍射图；图14a是一张力杆的减聚力表面的200μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由从近液相线范围注射模制的AZ91D合金形成；图14b是一张力杆的减聚力表面的200μm范围内的高倍放大图，所述张力杆是由从过热液体压铸的AZ91D合金形成；图14c是25μm范围内的高倍放大图，其展示图14b的张力杆中的粗树枝状组织与周围基质间的裂纹扩展路径；图15a是张力杆的作为固体含量的函数的屈服应力的曲线图，所述张力杆是由从近液相线范围注射模制的AZ91D与AM60B合金形成；图15b是张力杆的作为固体含量的函数的屈服应力张力比的曲线图，所述张力杆是由从近液相线范围注射模制的AZ91D与AM60B合金形成；图16是在近液相线温度下模制的1号金属-基质复合物样品的微观结构的表示；图17是在更高放大率下的图16的微观结构的表示；图18是在更高放大率下的图16的微观结构的表示；图19是在更高放大率下展示细节的图16的微观结构的表示；图20是在更高放大率下展示细节的图16的微观结构的表示；图21是在近液相线温度下模制的2号金属-基质复合物样品的微观结构的表示；图22是在更高放大率下展示细节的图21的微观结构的表示；图23是在近液相线温度下模制的3号金属-基质复合物样品的微观结构的表示；图24是在更高放大率下展示细节的图23的微观结构的表示；图25是在更高放大率下展示细节的图23的微观结构的表示；图26是在近液相线温度下模制的4号金属-基质复合物样品的微观结构的表示；图27是在更高放大率下展示细节的图26的微观结构的表示；图28是在近液相线温度下模制的5号金属-基质复合物样品的微观结构的表示；图29是在更高放大率下展示细节的图28的微观结构的表示。
具体实施例方式
图1示意性展示用于执行根据本发明的方法的注射模制设备10。设备10包括一机筒组合件，所述机筒组合件包含带有布置在其远端的机筒头部部分12a的圆柱形机筒部分12和与其相对的机器喷嘴部分16，其中一连续的熔化物通道经布置以穿过所述机筒组合件。机筒部分12经配置而具有70mm的直径d和约2m的长度l。沿机筒组合件的温度曲线由电阻加热器14来维持，所述电阻加热器14沿机筒部分12(包括沿机筒头部部分12a和喷嘴部分16)分成独立控制区。根据优选实施例，设备10为HuskyTMTXM500-M70系统，借此可将头部部分12a中合金的温度控制在液相线温度的2℃以内、甚至在其1℃以内。
经由给料器设备18将合金材料的固体切屑供应到机筒组合件的熔化物通道中。所述合金切屑可通过包括机械切削或快速固化颗粒的任何已知技术来制造。切屑的大小为约1-3mm。旋转驱动部分20转动一可伸缩的螺杆部分22，所述螺杆部分22布置于机筒部分12的熔化物通道中以沿其传送合金材料。
使用标称组成如表1所示的两种市售压铸合金AZ91D与AM60B进行实验。另一合适的合金为如第6,808,679号美国专利中所述的AJ52(Mg-5Al-1.5Sr)，其标称液相线温度为616℃。然而，应理解，本发明不限于镁合金的注射模制，而是也可适用于其它合金的注射模制，包括Al合金和例如铅基合金、锌基合金与铋基合金的其它合金。图2为展示若干目前优选合金的液相线处理温度范围的图形表示。
表1
表1.通过注射模制法与压铸法处理的AZ91D与AM60B合金的化学组成。根据经修正的ASTME1097-97和E1479-99标准进行分析。所有值均以重量％表示。
根据本发明的优选近液相线模制方法，通过微处理器(未图示)控制加热器14，所述微处理器经编程以在机筒部分12内形成精确的温度分布，以将机筒组合件的熔化物通道中的合金加热到接近其液相线的温度，从而使得固体分率优选为0％但不超过5％。图3展示用于实现AZ91D合金的595℃的液相线温度的机筒部分12中的温度分布的实例。
螺杆部分22的运动的作用为当合金熔融时混合所述合金且将熔化物传送过安装在螺杆远端的止回阀26，用于在熔化物通道的前部(所谓的机筒的“聚积部分”)聚积熔化物。止回阀26防止在注射期间将熔化物挤压回机筒部分12中。
将设备10的内部部分保持在惰性气体环境中以防止合金材料氧化。适宜的惰性气体的实例为氩。经由给料器18将惰性气体引入设备10中，此防止空气回流。此外，在注射后，在喷嘴部分16中形成固体合金的栓塞。当注射下一合金射料时排出所述栓塞且将其俘获在模具24的浇道后部分中。
旋转驱动部分20由一微处理器(未图示)控制，所述微处理器经编程以经由机筒部分12以一设定的速度可再现地传送每一合金材料射料，以精确控制每一射料在机筒部分12的不同温度区中的滞留时间，从而可再现地将每一射料的固体含量最小化以确保其不超过5％的固体分率。
根据本发明进行实验，以应用注射模制技术在预加热到近液相线范围后使Mg-9Al-1Zn与Mg-6Al粒子形成终形，且评估固化合金的微观结构和抗张性能。作为比较基础，在通过常规的压铸法从过热液体处理后使用相同的合金等级。
实验细节在注射模制期间，在具有500吨的合模力且配备有张力杆模具的Husky TXM500-M70系统中处理经机械粉碎的切屑形式的原料。四空腔射料的总重为250.3g，包括143.7g带流道料的浇道料与35g溢流。在止回阀前部聚积了所需的射料量后，将螺杆向前加速到2.2m/s，以经由浇道及带有64.8mm2的开口面积的浇口将合金注入预加热到200℃的模腔中。在用浆料填充模具24后，浆料可经历最后的致密化，其中对浆料施加压力持续一段通常少于10ms的短时间，然后从模具24取出模制物品。据信，所述最后的致密化可减少模制物品的内部孔隙率。
还使用Hydro Research Park，Porsgrunn，Norway的Bueler Evolution 420D高压压铸机将标称上具有相同化学性质的合金处理成张力杆。将模具预加热到200℃，且AZ91D和AM60B熔化物的温度分别为670℃与680℃。
根据ASTM B557使用具有6.3mm(用于模制)和5.9mm(用于压铸)的减小的截面直径以及50.8mm的标距的圆柱形样品进行张力测试。使用装配在伸长仪中的Instron 4476机器以0.5mm/min的十字头速度进行测量。分析张力曲线以评估极限抗张强度、屈服强度和伸长率。根据经修正的ASTM E1097-97和E1479-99规范用感应耦合等离子光谱法确定化学组成。通过研磨至0.05μm的除聚结氧化铝粉末来制备用于光学显微术观察的横截面。为展现微观结构，用1％的硝酸乙醇腐蚀液来蚀刻表面。此外，使用蚀刻来展示个别晶粒的结晶取向的差异。使用定量图像分析仪来测量选定的微观结构的立体测量参数。用扫描电子显微术(SEM)使结构细节成像，且用X-射线微量分析仪(EDAX)测量微量化学。应用带有CuKα辐射的X-射线衍射术来分析材料的相和结晶特性。
结果AZ91与AM60合金的熔融差异图4中展示二元Mg-Al的富含Mg部分的带有经检查合金的标记位置和处理温度的图。由于偏离平衡状态，所以处于典型固化状态下的AZ91D合金与AM60B合金两者都含有Mg17Al12相。所述相是通过在从液体足够快速地冷却期间因晶内偏析(coring)所引起的共晶反应而形成。1％Zn的存在不会导致产生新相。根据Mg-Al-Zn的三元相图，在高达4％的Zn的平衡状态下，三元Mg-Al-Zn合金中所存在的相与Mg-Al二元系统中的已知相相同。在所述金属间化合物中，锌取代一些Al，此将其化学式延伸为Mg17Al11.5Zn0.5。如果锌超过4％，那么进入包括三元金属间相φ的三相区。此化合物在约360℃的温度下产生共晶反应。
AZ91D与AM60B合金分别在其标称为595℃和615℃的液相线温度中展现出约20℃的差异。对于两种化学性质，可根据Scheil等式计算特定固体含量fsfs＝1-{(Tm-T)/(Tm-TL)}-1/(1-Ko) (1)其中Tm为纯金属的熔融温度，TL为合金的液相线温度，而Ko为平衡分布系数。结果以图表的形式呈现在图5中。应注意，任一给定合金的液相线温度根据其化学性质和微观结构而略有不同。举例来说，例如铍的抗氧化剂的含量变化或纯化剂的影响可引起合金的液相线温度偏移。显然，在亚液相线的范围中，温度的很小改变会导致固体分率的实质变化。根据本发明，使固体分率维持低于5％。对于AZ91D合金，在将温度降低到液相线以下2℃后，固体分率从0％增加到5％。Mg-6％Al合金甚至更为敏感，且固体含量从0％到5％的相同变化需要降低到液相线点以下1℃。因此，在亚液相线范围进行处理对严格温度控制形成挑战，且可能需要一些实验来确定所需的合适的机筒温度曲线。应了解，在机筒组合件的温度(其在距离延伸穿过机筒组合件的熔化物通道某一距离处进行估计)与机筒熔化物通道中的模制材料的实际温度之间存在“动态平衡”，且此外，模制材料的温度也是其流率的函数。因此，机筒温度区设定点可高于或低于熔化物通道中的模制材料的温度。
抗张性能图6中展示对两种合金及处理技术绘制的抗张强度对相应伸长率的比较图表。对于从近液相线温度模制的AZ91D合金，实现275MPa的最高强度。从过热液体处理的AZ91D合金展现出高达252MPa的强度。AM60B合金的强度类似，且在从其近液相线范围模制后实现271MPa的最大值。此外，在通过压铸法而从过热液体处理后，AM60B合金的强度降低且不超过252MPa。两种处理途径所实现的伸长率相当，AZ91D达到高达8％，而AM60B等级达到高达12.5％。对两种合金和处理途径所测量的屈服应力显示出类似趋势(图7)。对于AZ91D与AM60B，近液相线模制所获得的平均值分别达到166MPa与146MPa。对于AZ91D与AM60B，压铸后的平均屈服应力分别为149MPa与124MPa。可见，在此研究中所实现的张力测试数据显著高于ASTM B94规格所需的数据。
对于每一合金组成和处理方法，存在实验数据点的散布，其中总趋势为较高强度对应于较高伸长率(图6与图7)。对于近液相线模制的合金，0-5％范围的固体含量为造成所述散布的主要变数。虽然对于经压铸处理的过热合金，观察到强度和伸长率变化的相同趋势，但与微观结构组份没有明显相关性。除α-Mg树枝状组织的先共晶沉淀外，收缩孔隙也使定量变得复杂。与强度相比，较大的屈服应力值散布与有限的实验数据点数并未揭示屈服应力与伸长率间的相关性。
合金的结构完整性作为影响合金的结构完整性的因素，此处仅讨论给定处理方法所固有的那些缺陷。不考虑与不正确注射和热设定或特定部分几何结构相关联的缺陷。由于选定模具(mold/die)具有非常简单的几何结构，因此在张力杆的5.9mm与6.3mm的截面中几乎没有出现大孔隙(图8a)。然而，同时，在从过热液体处理后，微观结构完整性中存在实质差异。两种合金等级均显示收缩孔隙率，根据金相学估计其为几个百分比的等级。所述孔隙率具有随机分布的个别间隙或群集的形式(图8b)。孔隙占据了晶间空间，且被具有最低熔融温度的最后固化相所环绕(图8c)。因为其典型大小约为10μm，所以其在低倍放大观察过程中不易检测。
微观结构发展在近液相线范围内模制过程中所产生的微观结构的主要或独占组份为液体部分的固化产物(图9a)。在低放大率下，微观结构显示为均匀，具有源于冶金精馏的随机分布的未溶解的Mn-Al-Fe金属间化合物和Mg2Si包含物。由于其暗对比度，因此可能会将这些相误认为孔隙。主要组份体现出经分离的共晶，其中Mg17Al12化合物的不连续沉淀物点缀在等轴α-Mg区域的边界上。在高放大率下，大小约为20μm的α-Mg岛展现出由化学性质差异所引起的不同对比度(图9b)。
除基质外，存在可忽略的分率的原固体相(图10a-e)。对于非常低的固体含量，此处所用的显微镜放大率可能过高以致不能描绘代表性(均质)图像，且不能直接用于基于立体测量原理来测量固体含量。固体的形态视机筒的热曲线而定；然而，差异不如先前所观察到的高固体分率的差异那么明显。当将合金预加热到亚液相线温度时，其具有大致为球体的形式(图10b、c)。此处不存在触变模制期间所观察到的未熔融相(即，残存液体)的特性特征。当将合金过加热到高于液相线且随后冷却回到亚液相线范围时，所沉淀的固体可能具有退化的瓣状体形式(图10d)。此处并不清楚剪应力在影响瓣状体形状中的作用，且有时观察到其与球体共存(图10e)。固体形态和含量在0到约5％范围内的改变不会带来基质的明显差异(图10a-e)。此外，很难区分Mg-9Al-1Zn与Mg-6Al等级间的基质与固体的形态差异。
图11中展示由过热液体经压铸所形成的微观结构。对于两种合金，其不均质，且含有在模具中固化前所形成的树枝状组织型沉淀物，见如图11a中的亮对比度。一些沉淀物较大，其具有300-400μm的大小。未观察到AM60B与AZ91D合金间有显著的形态差异(图11b、c)。虽然已知AZ91D含有较多的Mg17Al12相，但从光学显微术图像中未明显看见此差异。唯一差异显示为在AM60B等级中有更多Mg17Al12的不连续沉淀物。
结晶取向使用蚀刻技术作为定性评估微观结构成份间的结晶取向差异的方法。通过近液相线模制所获得的微观结构内的颜色分布揭示，不存在主要优选的取向(图12a)。不存在群集，且每一小晶粒/晶胞被不同地取向。
从过热液体范围压铸的合金显示较大的树枝状组织，此表明树枝状组织内的所有特征具有相同或非常类似的结晶取向。其中一些具有在注入模腔前所形成的初生树枝状组织的形态。蚀刻显示，作为个别晶粒在常规的显微照片上所描绘的许多特征事实上为较大多晶粒集聚体的一部分(例如，图11b、d)。
相组成X-射线衍射提供关于相的结晶学、其含量和优选取向的估计的信息。从近液相线范围模制的AZ91D合金含有α-Mg和Mg17Al12的金属间相(图13a)。将衍射图上的峰强度与JCPDS标准的比较表明，两种相均为随机取向。至少可检测到Mg17Al12的六个峰，且估计指示体积分率为约9％。从其液相线范围模制的AM60B合金展现出不同的X-射线衍射图，其实际上仅具有α-Mg相(图13b)。Mg17Al12峰的预期位置由图10b中的箭头指示，其中其强度为背景噪声的等级。从衍射图的计算机分析所估计的Mg17Al12相的体积成分为低至1％。图13c中展示由过热到670℃的熔化物压铸的AZ91D合金的衍射图。其展现出低于以上如图13a中所示的近液相线模制后的Mg17Al12峰的视觉上可检测到的强度。Mg17Al12相的估计含量为约7％。
减聚力特性近液相线模制结构与过热液体压铸结构间的减聚力表面的形态存在显著差异。图14a中展示近液相线模制后的AZ91D张力杆的典型横截面图。裂纹沿Mg17Al12金属间相穿过，特别是沿α-Mg与金属间化合物间的界面穿过。在裂纹附近无孔隙的明显粗化，且未观察到原固体的跨晶粒裂化。而是，裂纹沿原固体与周围基质间的界面穿过。存在大量在合金熔融期间未溶解的Mn-Al-Fe和Mg2Si粒子。因为未在减聚力表面上观察到这些粒子，所以不清楚其对裂化的影响。
从过热液体处理的合金内所存在的树枝状组织形态对破裂机制造成深刻影响(图14b)。分离粗树枝状组织且具有不同于剩余基质的结晶取向的区域为最弱的路径，其易于裂化(图14c)。在这些粗树枝状组织外部，α-Mg-Mg17Al12金属间界面为典型传播路径。在应力下，收缩孔隙显著扩大，且此对于驻存在减聚力表面的直接附近的孔隙尤其明显。
结论所进行的实验显示，预热到液相线值附近的严格温度的镁合金的注射模制减少了铸造过热熔化物时通常具有的一些缺点。如下文所讨论，可忽略的孔隙率(图9、10和12)最可能是由于特定的固化机制和所得的精细均匀结构引起。此外还相信，模具填充后的致密化步骤减少了模制物品的内部孔隙率。
低于压铸合金约70-100℃的操作温度也带来优点，所述优点表现为能量节省、机器/模具组件的损坏减少且由蒸发和氧化所引起的合金损耗减少。因为注射模制依赖使用热栓塞的机筒密封概念，所以其不允许熔融合金的实质性过热。因此，作为利用过热熔化物的处理，此处选择压铸。热腔室和冷腔室压铸两者均从过热液体开始，且具有难以制造充分坚固的组件的缺点。需要过热以补偿在转移到热套管过程中和在所述热套管中的延迟时间期间的热损耗。压铸与注射模制在处理的所有阶段存在几个关键差异，且合金的温度仅为其中之一。当对通过两种技术获得的结果进行比较时应注意此点。
除组份的完整性外，处理温度对合金微观结构也造成影响(图9与10)。镁合金的非平衡固化以原α-Mg相的成核开始。随后的树枝状组织生长出现，且树枝状组织间区域中的剩余液体最终固化为分离或部分分离的共晶。已知降低浇注温度会促进等轴固化结构的形成。当过热足够低时，整个熔化物过度冷却，且整个熔化物中发生大量异质成核。这导致在铸造中完全消除柱状结晶区，且导致在全部体积中形成精细的等轴晶粒。当最初发现流变铸造时，认为必须在冷冻过程中通过机械搅拌或经由其它形式的搅动来破坏树枝状组织结构。于是，认为熔化物体积内的树枝状组织的片段可充当新晶粒的核以变成球体。通过直接观察具有类似金属的结晶特性的透明液体的固化和数值模型化并不支持此机制，这些观察表明，球状晶体经由液体而非破坏的树枝状组织片段直接成核而形成。实质上，通过在冷冻的早期阶段控制成核和生长过程而形成球状结构。
另一可能影响模制合金的固化过程的因素是通过运送期间沿机筒的往复螺杆所引起的搅动和在模具填充期间的高注射速度。事实上，难以分开这两个影响。由高强度剪应力所引入的扰流会影响扩散边界层的不稳定，且还防止溶质在固-液界面前堆积，且因此抑制由组份的过度冷却而引起的树枝状组织生长。如图10中所见，固化不会导致既有粒子的生长或形成新固体球粒。剪应力也可能影响此方面。我们主张，由于在固-液界面的可利用的扭接(kink)较少，因此主要粒子的紧密球状形态及其周围缺乏显著扩散边界层限制了这些粒子的生长。为此原因，借助于熔化物体积内新鲜成核进行的固化在动力学上优于既有粒子的生长。因此，剪切速率促进半固体浆料中的强扰流，且在整个熔化物中形成均匀温度分布，且此情形对于整个熔化物的成核较为理想。
对于半固体处理，室温微观结构允许我们再现合金的受热历程。当研究近液相线温度时，提供与处理参数的联系的特征较不明显。对于亚液相线模制，可基于未熔融固体分率的测量来估计合金的温度。由于缺乏残存液体，所以无法区别流变与触变途径，这意味着其不指示液相线温度是从固体方向还是从液体方向实现的(图10)。当超过液相线温度且原固体的最后颗粒溶解时，估计变得更不明确。为冷却完全熔融且随后部分重固化的合金，通过所强加的剪应力来控制固体形态。过热的迹象为，当注射前熔化物温度随后降低到液相线以下时，存在沉淀的瓣状体或树枝状组织。常常以与瓣状体的混合物(图10e)形式共存的球粒的通常较低的球形度表明在所述可忽略的固体分率下的剪应力的效用相当低，且因此在评估处理条件时误差会增加。
当考虑半固体处理后的机械性质的有益变化时，通常会混合以下两个因素(i)由孔隙率的减小引起的改进；和(ii)由于微观结构的修改引起的改变。显然，近液相线模制后所产生的高完整性结构利用第一因素。此处所进行的实验允许评估与结构有关的因素的影响。图6与图7所示的两种模制合金的抗张性能的改变的性质与先前针对半固体状态方式模制描述的性质相同。个别合金AZ91D与AM60B的强度降低与原固体的粗球粒的体积增加相关联。对于流变铸造和触变铸造，还揭示图6中所见的随α-Mg球粒含量增加的强度降低。对于流变铸造，推导出将抗张强度σUTS与固体分率fs联系起来的经验公式σUTS(MPa)＝124(1-fs)+[72+547d-1/2]fs (2)其中d代表晶粒大小。公式(2)中对于fs等于0的124MPa的最大强度显著低于图6中所揭示的值。原固体的存在导致剩余液体中富集Al，此引起更多的Mg17Al12沉淀，从而影响基质延展性。
当对AZ91D与AM60B等级进行比较时，主要差异为后者的伸长率较高。根据所公开的定量证据，一般公认用于实现较佳韧性的第一合金化方法为降低Mg17Al12金属间相的体积分率对于AM60等级，Mg17Al12的含量在2-7％的范围内，而对于AZ91D，则在5％到16％范围内。因此，图6与图7中AM60B的较高伸长率与主要由较低的Al含量引起的金属间相的显著较低的分率相关联。基于此研究的X-射线测量的大致估计提供了处于对于AM60B的1％与对于AZ91D的9％之间的Mg17Al12分率。同时显示，压铸合金显示Mg17Al12相的稍低含量，对于AZ91D等级为约7％(图13)。因为AM60与AZ91等级的强度非常相似(图6)，所以此发现表明，为获得最佳的性质，从近液相线范围模制的AZ911合金的伸长率的进一步增加将需要降低的Al含量。
一般公认，半固体处理提供优于在常规铸造后所获得的性质的性质。虽然对于Al合金可显示上述情形，但对于Mg-Al和Mg-Al-Zn合金，增加的固体含量显示强度与延展性均降低。如图15a和15b中所示的此处和先前研究中所收集的冶金特性表明，具有其固化结构的Mg-Al与Mg-Al-Zn合金并非最适合具有大量未熔融部分的半固体处理。因此，对于Mg-Al与Mg-Al-Zn合金，近液相线模制为用于实现具有强度与延展性的最大组合的高完整性结构的技术选择。
所属领域的技术人员将了解，也期望用近液相线模制其它适合注射模制的合金将获得类似结果。
注射模制系统允许实施近液相线处理的概念，所述处理需要严格控制合金的温度，以使得合金维持在近液相线温度，尽可能接近模制空腔。注射模具24优选经配置以包括至少一个例如热浇道或热流道的温度受控熔化物导管，以在注射过程中将熔化物运送到浇口，且在注射循环之间使其维持在处理温度。在申请者的共同待决美国专利局申请号10/846,516中描述了一合适系统，所述申请案的揭示内容以引用方式并入本文中。通过使用此系统，具有受控温度的熔融合金与模具浇口间的流动距离减小，从而使温度降低最小化。防止热损耗对镁合金而言具有特别的意义，众所周知，镁合金具有低热容量和且倾向于快速固化(这会破坏模具的完全填充)。
在预热到液相线级附近的较窄温度范围后，Mg-9Al-1Zn与Mg-6Al合金的模制导致形成高完整性结构。利用过热熔化物的常规铸造后不可避免地存在的收缩孔隙率被最小化到可忽略程度。
近液相线模制的Mg-9Al-1Zn与Mg-6Al合金的基质在宏观上为均质，且由a-Mg的典型大小为20mm的精细等轴结构组成，而没有会由先共晶固化引起的粗定向树枝状组织。Mg17Al12金属间相的基本上不连续的沉淀物以比从过热熔化物铸造后稍高的含量包围a-Mg晶粒。原固体完全不存在或以不超过5％的体积分率的可忽略量存在。固体粒子不含任何夹带液体，且根据沿系统内的合金流动路径的热曲线分布而表现出从球体到退化的瓣状体的形态。
近液相线模制的Mg-9Al-1Zn与Mg-6Al合金展现出优于其通过半固体途径而从过热液体制造的对应物的强度与伸长率的组合。抗张性能得益于高结构完整性和精细的微观结构。
金属-基质复合物为金属组份与补强组份的组合。补强组份通常为非金属，且一般为陶瓷或其它材料，例如连续纤维，例如硼、碳化硅、石墨或氧化铝；金属丝，包括钨、铍、钛和钼；和/或不连续材料，例如纤维、须晶和微粒。金属组份提供对补强组份的顺应性支持。补强组份被嵌入金属组份中。补强组份并非总是用于纯结构性任务(补强金属组份)，而是还用于改变例如耐磨性、摩擦系数、导热性、硬度、强度、耐热性等物理性质。补强组份可连续或不连续。不连续的金属-基质复合物为各向同性，且可用标准金属加工技术加工。连续补强组份使用单丝金属丝或例如碳纤维或碳化硅的纤维。因为纤维以某一方向嵌入金属组份内，所以结果为各向异性结构，其中材料的对准会影响其强度。第一金属-基质复合物其中之一使用硼丝作为补强组份。所述不连续补强组份使用“须晶”、短纤维或粒子。
借助于除常规的金属合金化以外的方法制造金属-基质复合物。通常通过组合两种预先存在的成份(例如金属和陶瓷纤维)来制造金属-基质复合物。通常使用的方法包括粉末冶金、扩散结合、液相线烧结、挤压-渗透和搅拌铸造。
或者，可利用金属在处理温度下的典型高反应性而就地形成补强组份和/或金属-基质复合物(即，通过金属-基质复合物的前驱体内的化学反应)。
在金属组份的近液相线温度下通过注射模制机的模制方法来模制金属-基质复合物(包括金属组份与嵌入所述金属组份中的补强组份)。注射模制机为HuskyTM Thixo 5注射型模制机。所述方法一般包括将金属-基质复合物的浆料(其位于模制机的至少一部分中，优选位于模制机的头部部分中)的温度维持或控制在接近(相对于和/或在其附近)金属组份的液相线温度的温度范围内，以使得金属基质复合物的浆料具有在约0％到约5％范围内的固体含量。应了解，温度范围将视所用的合金而变化。通过此方法制成的金属基质复合物包括通过模制机模制的金属组份，所述模制机经配置以将浆料的温度控制在接近所述金属组份的液相线温度的温度范围内，且所述浆料具有在约0％到约5％范围内的固体含量。
例如，对于包括具有镁合金(特别地AZ91，其中所述AZ91合金的液相线温度为约摄氏695度)的金属组份的金属-基质复合物的浆料，将所述浆料(在所述模制机的至少一部分中)的温度维持在从约摄氏695度延伸到约摄氏693度(即约摄氏695度减去约摄氏2度)的温度范围内。具有镁合金AZ19的模制金属基质复合物具有在约0％到约5％范围内的固体含量。应了解，其它金属-基质复合物的温度范围将不同，且所述温度范围将取决于包含在金属-基质复合物中的金属组份内的合金的类型。
在优选实施例中，金属组份包括镁(Mg)合金，且补强组份包括碳化硅(SiC)的精细粒化粒子。在替代实施例中，金属组份包括镁基合金和/或铝基合金和/或锌基合金及其任一组合及置换。镁合金为具有低固体含量的AZ91D。
由所述模制机模制的试样为张力杆。所述张力杆为具有指定尺寸的注射模制试样，且所述试样用于确定所述试样中所包括材料的抗张性能。
优选方法包括下列步骤或操作将界定4个模制空腔的模具预加热到摄氏200度(℃)。将镁切屑和预定体积的SiC粒子引入耦合到模制机的模制机料斗中。以不同速率和体积添加碳化硅粒子(具有不同大小)。不在模制机的机筒中控制金属-基质复合物的性质(触变和/或流变)。在模制机的机筒中流动期间，SiC粒子与加热到半固体状态的镁合金混合。所述模制机经布置以聚积具有预定射料大小的金属-基质复合物射料。优选地，金属组份包括在机筒中处理时具有“受控”量的固体含量的金属-合金浆料(应了解，此条件并非必要条件)。
所述优选方法还包括下列步骤或操作计算射料的总重量为250.3克(g)，其包括143.7g带有流道料的浇道料与35g溢流。将所述射料聚积在止回阀前。将处理螺杆向前加速到约2米/秒(m/s)，且结果，经由浇道和浇口注入所述射料，且所述射料随后进入四个模腔中。在填充模腔期间进一步混合SiC粒子。据信，SiC粒子充分均质地分布在模制张力杆内。浇道及其中由浇口界定的通道具有65平方毫米(mm2)的横截面积。含有螺杆的模制机的机筒具有70mm的直径和约2m(米)的长度。机筒的热曲线由置于机筒上的电阻加热器控制，且所述加热器分成多个加热区。机筒的热分布经布置以使得模制金属基质复合物包括具有约0％到约5％的未熔融相分率的金属组份。
在替代方案中，补强组份经选择以可至少部分地与金属组份发生化学反应。在又一替代方案中，补强组份经选择而不可与金属组份发生化学反应。
在替代方案中，补强组份包括金属合金。在另一替代方案中，补强组份包括非金属组份。在又一替代方案中，补强组份包括粉末。在另一替代方案中，补强组份包括氮化硼(BN)。
以下讨论在近液相线温度下模制的金属-基质复合物的金相评估。所述实施例的技术结果为SiC粒子实质上均匀地分布在金属-基质复合物内。
图16为在近液相线温度下模制的1号金属-基质复合物样品的微观结构的表示。图16以10mm(毫米)＝200μm(微米)的比例进行放大。在1号样品中，SiC包括精细分级的粒子。
图17为在更高放大率下的图16的微观结构的表示。图17以10mm＝100μm的比例进行放大。
图18为在更高放大率下的图16的微观结构的表示。图18以10mm＝50μm的比例进行放大。
图19为在更高放大率下展示细节的图16的微观结构的表示。图19以10mm＝50μm的比例进行放大。
图20为在更高放大率下展示细节的图16的微观结构的表示。图20以10mm＝25μm的比例进行放大。2002项为原固体α-Mg。2004项为SiC补强粒子。2006项为基质转化的液体部分。金属组份和补强组份组合形成实质上均质的宏观结构。此实施例的技术效果为金属组份和补强组份形成实质上均质的微观结构。
图21为在近液相线温度下模制的2号金属-基质复合物样品的微观结构的表示。图21以10mm＝200μm的比例进行放大。在2号样品中，SiC包括粗糙分级的粒子。
图22为在更高放大率下展示细节的图21的微观结构的表示。图22以10mm＝25μm的比例进行放大。2202项为原固体α-Mg。2204项为SiC补强粒子。2206项为基质固化的液体部分。
图23为在近液相线温度下模制的3号金属-基质复合物样品的微观结构的表示。图23以10mm＝200μm的比例进行放大。在3号样品中，SiC包括粗糙分级的粒子。
图24为在更高放大率下展示细节的图23的微观结构的表示。图24以10mm＝50μm的比例进行放大。
图25为在更高放大率下展示细节的图23的微观结构的表示。图25以10mm＝25μm的比例进行放大。
图26为在近液相线温度下模制的4号金属-基质复合物样品的微观结构的表示。图26以10mm＝100μm的比例进行放大。在4号样品中，SiC包括粗糙分级的粒子。
图27为在更高放大率下展示细节的图26的微观结构的表示。图27以10mm＝50μm的比例进行放大。
图28为在近液相线温度下模制的5号金属基质复合物样品的微观结构的表示。图28以10mm＝200μm的比例进行放大。5号样品的金属-基质复合物包括一金属组份，且还包括一补强组分，所述补强组份可至少部分地与所述金属组份发生化学反应。在5号样品中，SiC在较高温度下与Mg的液体部分反应以形成“汉字(Chinese script)”形式的Mg2Si粒子。
图29为展示图28的微观结构的另一细节的所述微观结构的表示。图29以10mm＝200μm的比例进行放大。2902项代表Mg2Si粒子。2904项代表原固体α-Mg。
根据又一实施例，模制物品包括一金属组份，所述金属组份在所述金属组份的近液相线温度下进行模制。优选地，当金属组份以浆料状态存在时，所述金属组份的固体含量至多达5％。优选地，通过一模制机模制所模制的金属组份。优选地，通过一模制机模制所模制的金属组份，且所述模制机包括一注射模制机。
尽管已就目前认为是优选实施例的实施例描述了本发明，但应了解，本发明并不限于所揭示的实施例。相反，本发明希望涵盖随附权利要求书的精神与范围内所包括的多种修正和均等布置。随附权利要求书的范围将与最广泛的解释相一致，以涵盖所有这些修正和均等结构与功能。
权利要求
1.一种注射模制方法，其用于将金属合金模制为近终形物品，其包括下列步骤将所述合金馈入具有经加热的机筒组合件的注射模制设备中；用设置在所述机筒组合件内的螺杆给料器将所述合金传送通过所述机筒组合件中的熔化物通道，且将所述合金加热到接近所述合金的液相线温度的温度；在所述机筒组合件的聚积部分中聚积一定体积的合金；控制所述聚积部分中的所述合金温度以将所述合金维持在具有5％的最大固体含量的熔融状态；和注射所述合金以填充具有预定形状的模具，以固化成所述近终形物品。
2.根据权利要求1所述的注射模制方法，其进一步包括在所述模具填充与最终固化的步骤之间对所述浆料施加压力的步骤。
3.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述合金选自以下群组镁基合金、铝基合金、铅基合金、锌基合金、铋基合金。
4.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中以机械粉碎的切屑形式馈入所述合金。
5.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中以快速固化成颗粒的金属形式馈入所述合金。
6.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述合金为通称为AZ91D的具有标称组成的镁基合金，且在所述机筒中将所述合金加热到接近595℃的温度。
7.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述合金为通称为AM60的具有标称组成的镁基合金，且在所述机筒中将所述合金加热到接近615℃的温度。
8.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述合金为通称为AJ52的具有标称组成的镁基合金，且在所述机筒中将所述合金加热到接近616℃的温度。
9.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中将头部中的所述合金的温度控制在所述液相线温度的2℃范围内。
10.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中将头部中的所述合金的温度控制在所述液相线温度的1℃范围内。
11.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中通过惰性气体来保护任一熔融合金以使其免于氧化。
12.根据权利要求11所述的注射模制方法，其中所述惰性气体为氩。
13.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述模具适合于形成具有不超过2mm的薄壁的近终形。
14.一种通过根据权利要求1所述的注射模制方法形成的近终形物品，其中所述近终形固体具有不含粗定向树枝状组织的均质、精细的等轴结构。
15.根据权利要求14所述的近终形物品，其是由通称为AZ91D的具有标称组成的镁基合金制成，且具有由典型尺寸为20μm的α-Mg晶粒组成的微观结构。
16.根据权利要求15所述的近终形物品，其中所述α-Mg晶粒被Mg17A112金属间相的基本上不连续的沉淀物包围。
17.一种注射模制方法，其用于将轻金属合金模制成近终形物品，其包括下列步骤将所述合金馈入具有经加热的机筒组合件的注射模制设备中；用设置在所述机筒组合件内的螺杆给料器将所述合金传送通过所述机筒组合件中的熔化物通道，且将所述合金加热到接近所述合金的液相线温度的温度；在所述机筒组合件的聚积部分中聚积一定体积的所述合金；控制所述聚积部分中的所述合金温度以将所述合金维持在具有2％的最大固体含量的熔融状态；和将所述合金注入具有预定形状的模具中，以固化成所述近终形物品。
18.根据权利要求17所述的注射模制方法，其进一步包括在所述模具填充与最终固化的步骤之间对所述浆料施加压力的步骤。
19.根据权利要求1所述的注射模制方法，其中所述金属合金包括金属-基质复合物。
20.根据权利要求17所述的注射模制方法，其中所述轻金属合金包括金属-基质复合物。
21.一种金属-基质复合物，其包含金属组份；和嵌入所述金属组份内的补强组份，所述金属组份和所述补强组份在所述金属组份的近液相线温度下由模制机模制而成。
22.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份与所述补强组份在所述模制机中形成浆料，所述浆料具有在约0％到约5％范围内的固体含量。
23.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份与所述补强组份在所述模制机中形成浆料，且所述模制机经配置以将所述浆料的温度控制在接近所述金属组份的液相线温度的温度范围内。
24.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份包括镁合金，所述金属组份与所述补强组份在所述模制机中形成浆料，所述浆料的温度保持在从约摄氏695度延伸到约摄氏693度的温度范围内。
25.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份包括镁基合金、铝基合金、锌基合金及其任一组合和置换。
26.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份包括镁合金AZ91D。
27.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份与所述补强组份组合形成实质上均质的宏观结构。
28.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份与所述补强组份形成实质上均质的微观结构。
29.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述金属组份包括具有固体含量的金属合金浆料。
30.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份至少部分地与所述金属组份发生化学反应。
31.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份不与所述金属组份发生化学反应。
32.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份包括金属合金。
33.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份包括非金属组份。
34.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份包括粉末。
35.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份包括碳化硅(SiC)。
36.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述补强组份包括氮化硼(BN)。
37.根据权利要求21所述的金属-基质复合物，其中所述模制机包括注射模制机。
38.一种模制物品，其包含金属组份，所述金属组份在所述金属组份的近液相线温度下模制而成。
39.根据权利要求38所述的模制物品，其中当所述金属组份以浆料状态存在时，所述金属组份具有至多5％的固体含量。
40.根据权利要求38所述的模制物品，其中通过模制机模制所述模制的金属组份。
41.根据权利要求38所述的模制物品，其中通过模制机模制所述模制的金属组份，所述模制机包括注射模制机。
全文摘要
本发明揭示一种用于将金属合金模制成近终形物品的注射模制方法，其特征为所述合金在注射时的处理温度接近液相线，优选具有5％的最大固体含量，借此可制造具有均质、精细的等轴结构而无定向树枝状组织、且具有极少残存孔隙的终形模制物品。有利地，所得固体物品具有最佳的机械性质而无预期由过热熔化物进行铸造而引起的孔隙率和固化收缩。本发明还揭示一种金属－基质复合物，其包括金属组份，且还包括嵌入所述金属组份中的补强组份，所述金属组份与所述补强组份在所述金属组份的近液相线温度下由模制机进行模制。
文档编号B22D25/00GK101056728SQ200580038315
公开日2007年10月17日 申请日期2005年11月9日 优先权日2004年11月10日
发明者弗兰克·切尔文斯基 申请人:赫斯基注射器成型系统有限公司