CN102146542B

CN102146542B - 一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金

Info

Publication number: CN102146542B
Application number: CN201110073984A
Authority: CN
Inventors: 米国发; 王狂飞; 历长云; 王有超; 南红艳; 王海燕
Original assignee: Henan University of Technology
Current assignee: Henan University of Technology
Priority date: 2011-03-26
Filing date: 2011-03-26
Publication date: 2012-09-12
Anticipated expiration: 2031-03-26
Also published as: CN102146542A

Abstract

一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金，所述高强高韧铸造Al-Si-Mg合金包括下述质量百分比的原料：其中：Si6.0-7.5%，Mg0.4-0.9%，Ti0.05-0.25%，Cu1.7-2.4%，Mn0.10-0.15%，Sr0.015-0.02%，Be0.15-0.25%，Zr0.1-0.2%，Na0.015-0.025%，B0.008-０.015%，RE0.01-0.03%，Fe≤0.1%,余量为Al。本发明高强高韧铸造Al-Si-Mg合金在一定的熔炼、精炼、晶粒细化、变质、微合金化和热处理工艺条件下具有较高的强度和韧性,σb≥330MPa,δ≥5%,可广泛应用于各种大型薄壁铝合金铸件的生产。

Description

一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金

技术领域

本发明涉及一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金。

背景技术

Al-Si合金具有优良的铸造性能，较高的比强度与韧性，以及良好的抗疲劳性能和耐蚀性能等，被广泛应用于航空、航天和军事。随着航空、航天和军事等工业的发展，对Al-Si合金的抗拉强度及延伸率提出了更高的要求，常规牌号Al-Si合金已不能满足一些航天、航空产品的需求。因此开发研制高强高韧铸造Al-Si合金成为迫切的需要。

发明内容

本发明的目的正是针对上述现有技术中所存在的需解决的技术问题而提供一种具有较高的强度和韧性，可广泛应用于各种大型薄壁铝合金铸件的高强高韧铸造Al-Si-Mg合金。

本发明的目的可通过下述技术措施来实现：

本发明的高强高韧铸造Al-Si-Mg合金是由下述质量百分比的原料制备而成：其中：Si 6.0-7.5%，Mg 0.4-0.9%，Ti 0.05-0.25%，Cu 1.7-2.4%，Mn 0.10-0.15%，Sr 0.015-0.02%，Be 0.15-0.25%，Zr 0.1-0.2%， Na 0.015-0.025%，B 0.008-０.015%，RE 0.01-0.03%，Fe≤0.1%, 余量为AL。

在本发明中，硅可用于提高合金的铸造性能，改善流动性，降低热裂倾向性，减少缩松，提高气密性。镁的作用是提高其强韧性；铸态，镁除少量固溶于α-Al基体外，主要是以尺寸较大的Mg₂Si相存在，因此,镁对合金铸态力学性能的影响不明显。镁在合金中的作用是通过热处理来实现；固溶处理时，镁溶入α基体，时效时Mg₂Si弥散析出，使合金强化。

铁在合金中，主要以α、ß、π三种金属间化合物的形式存在。并随含铁量的增加，β相变得粗大且呈针片状。由于铁在α-Al中的固溶度极小，在凝固过程中，随着α-Al的生长，铁富集在枝晶前端，形成铁的微观富集区。因此既使在合金中含铁极低时，合金中也能形成富铁相。而当含铁量大于0.14%时，则形成细长的针片状β相，严重地割裂了基体。在裂纹扩展过程中，极易产生局部断裂，使合金的塑性大幅度地下降。而汉字状的α相及块状的π相对基体的割裂作用较小。但对合金的断裂仍起着积极作用，使合金的机械性能降低。

铍对提高铝合金的力学性能起着重要的作用，其作用机制是：①微量的铍可以使合金中的铁相由针片状转变为球块状，减弱了铁相对基体的割裂作用，使合金塑性大幅度提高。②微量的铍能减少含镁的富铁相的形成，使Mg最大限度地形成Mg₂Si强化相，提高合金的强韧性。③微量的铍能增强合金时效时Mg₂Si的析出动力，促使Mg₂Si弥散析出，使强化相的数量增加，从而提高合金的力学性能。④微量的Be可以促进热处理过程中共晶Si的粒状化。⑤铍还能减少合金中Mg的烧损，从而保证合金的含镁量。而最重要的是可以减轻因烧损而形成氧化夹杂的倾向，提高了合金的熔体质量，减少了铸造缺陷。

本发明的高强高韧铸造Al-Si-Mg合金可采用电阻炉熔炼，将上述合金元素以其和铝的中间合金的方式加入到铝液中；采用 25%Na₂SiF6+75%C₂Cl₆精炼剂并与旋转除气机配合使用，在加入量为0.5-0.8%(质量百分比)时获得最佳的精炼效果；Al-5Ti-1B 细化剂对Al-Si合金具有良好的细化效果，最佳的工艺为720℃加入3-4%的细化剂,保温8min-15min；Al-Sr合金具有较好的变质作用，加入量为0.018-0.02%Sr(质量百分比)，加入温度740℃；热处理规范为：540℃固溶8-10小时，170℃时效7-10小时；合金具有较高的强度和韧性, σb≥330Mpa,δ≥5%。

本发明的有益效果如下：

本发明高强高韧铸造Al-Si-Mg合金在一定的熔炼、精炼、晶粒细化、变质、微合金化和热处理工艺条件下具有较高的强度和韧性, σb≥330Mpa,δ≥5%, 可广泛应用于各种大型薄壁铝合金铸件的生产。

具体实施方式

本发明以下将结合实施例作进一步描述：

实施例1

按质量百分比取Si 6.0%，Mg 0.4%，Ti 0.05%，Cu 1.7%，Mn 0.10%，Sr 0.015%，Be 0.15%，Zr 0.1%， Na 0.015%，B 0.008%，RE 0.01%，Fe≤0.1%。

采用电阻炉熔炼，将上述合金元素以其和铝的中间合金的方式加入到铝液中；采用 25%Na₂SiF6+75%C₂Cl₆精炼剂并与旋转除气机配合使用，加入量为合金量的0.6%(质量百分比)；在720℃加入3%(质量百分比)的Al-5Ti-1B 细化剂，保温8min；在740℃加入Al-Sr合金变质剂，Sr加入量为合金量的0.018% (质量百分比)；热处理规范为：540℃固溶 8小时，170℃时效9小时；合金具有较高的强度和韧性, σb≥330Mpa,δ≥5%。

实施例2

按质量百分比取Si 7.0%，Mg 0.6%，Ti 0.20%，Cu 2.0%，Mn 0.13 %，Sr 0.018%，Be 0.20%，Zr 0.15%， Na 0.020%，B 0.011%，RE 0.02 %，Fe≤0.1%。

采用电阻炉熔炼，将上述合金元素以其和铝的中间合金的方式加入到铝液中；采用 25%Na₂SiF6+75%C₂Cl₆精炼剂并与旋转除气机配合使用，加入量为合金量的0.7%(质量百分比)；在720℃加入合金量3.5%(质量百分比)的Al-5Ti-1B 细化剂，保温10min；在740℃加入Al-Sr合金变质剂，Sr加入量为合金量的0.02% (质量百分比)；热处理规范为：540℃固溶8小时，170℃时效 10小时；合金具有较高的强度和韧性, σb≥330Mpa,δ≥5%实施例3

按质量百分比取Si 7.5%，Mg 0.9%，Ti 0.25%，Cu 2.4%，Mn 0.15%，Sr 0.02%，Be 0.25%，Zr 0.2%， Na 0.025%，B ０.015%，RE 0.03%，Fe≤0.1%。

采用电阻炉熔炼，将上述合金元素以其和铝的中间合金的方式加入到铝液中；采用 25%Na₂SiF6+75%C₂Cl₆精炼剂并与旋转除气机配合使用，加入量为合金量的0.8%(质量百分比)；在720℃加入合金量4%(质量百分比)的Al-5Ti-1B 细化剂，保温 12min；在740℃加入Al-Sr合金变质剂，Sr加入量为合金量0.02% (质量百分比)；热处理规范为：540℃固溶 10小时，170℃时效 10小时；合金具有较高的强度和韧性, σb≥330Mpa,δ≥5%。

Claims

1.一种高强高韧铸造Al-Si-Mg合金，其特征在于：所述合金是由下述质量百分比的原料制备而成：其中Si 6.0-7.5%，Mg 0.4-0.9%，Ti 0.05-0.25%，Cu 1.7-2.4%，Mn 0.10-0.15%，Sr 0.018-0.02%，Be 0.15-0.25%，Zr 0.1-0.2%， Na 0.015-0.025%，B 0.008-0.015%，RE 0.01-0.03%，Fe≤0.1%, 余量为AL；所述高强高韧铸造Al-Si-Mg合金采用电阻炉熔炼，将上述合金元素以其和铝的中间合金的方式加入到铝液中；采用 25%Na₂SiF6+75%C₂Cl₆精炼剂并与旋转除气机配合使用，加入量为0.5-0.8质量%；在720℃加入3-4%的Al-5Ti-1B 细化剂,保温8min-15min；之后再加入Al-Sr合金，使原料中的Sr为0.018-0.02质量%，加入温度740℃；热处理规范为：540℃固溶8-10小时，170℃时效7-10小时；合金具有较高的强度和韧性, σb≥330MPa,δ≥5%。