CN103103370A - 用于刹车片铝合金型材生产工艺 - Google Patents

Abstract

一种用于刹车片铝合金型材生产工艺，属于金属机械加工技术领域，通过配料→熔炼→永磁搅拌→取样→调整成分及温度→倒炉→精炼(一次净化)→静置→在线加入Al-Ti-B丝→在线除气除渣(二次净化)→双级过滤→热顶同水平铸造→铸锭均匀化→铸锭的机械加工→铸锭感应炉加热→挤压→在线淬火→拉伸矫直→时效→型材组织和性能检验→交货过程，完成汽车保险杠铝合金型材的加工。本发明加工出的铝合金型材具有具有较好的耐磨性，抗腐蚀性，尺寸稳定，耐高温，强度高，耐疲劳性能好，使用寿命长。

Description

用于刹车片铝合金型材生产工艺

技术领域

本发明涉及一种金属机械加工，具体涉及一种用于刹车片铝合金型材生产工艺。

背景技术

NK61N铝合金型材具有较好的耐磨性，抗腐蚀性，尺寸稳定，耐高温，强度高，耐疲劳性能好，使用寿命长等特点，被用来制作汽车刹车片。该合金为含有Al、Si、Mg、Cu元素的共晶型合金。Si是该合金的主要元素，ω(Si)＝2.7％-3.3％，Si在合金中主要以α(Al)+Si的共晶体和β(Al₃FeSi)的形式存在。由于Si的含量相对较高，使合金的熔体有很好的流动性和铸造性能，同时也使得合金的强度和耐磨性随之提高。Cu：在合金中，ω(Cu)＝0.20％-0.30％，它可以在合金中形成CuAl₂强化相，提高合金的强度。Mg：在合金中，ω(Mg)＝0.80％-0.95％，它可以在合金中形成Mg₂Si强化相，亦可以提高合金的强度。Cr：在合金中，ω(Cr)＝0.08％-0.16％，有细化晶粒的作用。此外，由于它的加入可以改变β-Si的状态，形成块状或骨架状的复杂化合物，可以削弱合金中Fe的有害作用。Ti：在合金中，ω(Ti)＝0.01％-0.03％，Ti能够使铸锭的晶粒细化，为最终制品性能的提高创造了条件。Fe：是该合金的有害杂质，在合金中可以生成β-Si相(Al₉Fe₂Si₂)，该相既硬又脆，呈粗大的片状。凝固时，冷却速度越低，该相就越粗大，从而使合金的脆性增加，所以合金中ω(Fe)应控制在0.18％-0.25％。但在水冷半连续铸造中，由于冷却强度大，β-Si相会随之细化，所以相对会减弱一些β-Si相的有害影响。Pb：在该合金中是有害杂质，它与合金中的Al、Si形成低熔点的化合物，会造成制品在热处理时发生过烧，因而应控制ω(Pb)＜0.0038％。Zn：也是该合金的有害杂质，它在合金中可以形成低熔点共晶体，降低合金的热强度，因此应控制ω(Zn)＜0.05％。

由于合金中含有Si、Cu、Mg元素，所以形成了α(Al)、Si、Mg₂Si、CuAl₂、W、AlxCu₄Mg₅Si₄、Al₈FeMg₃Si₆、TiAl₃和AlFeMnSi等相。在合金的结晶过程中，首先从液体中结晶出α(Al)，随后发生L+α(Al)+Si的二元共晶反应，再后合金中有L+α(Al)+Si+W(AlxCu₄Mg₅Si₄)三元共晶，或者在521℃发生L+Mg₂Si+α(Al)+Si+W的包晶反应，最后是在505℃发生L+α(AL)+Si+CuAl₂+W的四元共晶反应，直至结晶完毕。此合金在淬火时CuAl₂、Mg₂Si会完全溶入α(Al)中，W相可以部分溶入。在上述相中，热强度以CuAl₂为最好，W相热处理强化效果最好，Mg2Si次之。为得到好的强化效果，对于合金中的Mg和Cu含量要适当调配控制，因为Mg和Cu总量低时，强化效果不明显，但总量高时合金会变脆，塑性大幅度下降，最佳控制总量一般不超过2％，且W(Cu)∶W(Mg)≈2∶5左右为好。

发明内容

本发明的目的是提供一种用于刹车片铝合金型材生产工艺，其加工出的铝合金型材具有具有较好的耐磨性，抗腐蚀性，尺寸稳定，耐高温，强度高，耐疲劳性能好，使用寿金长。

为了实现上述方案，本发明的技术解决方案为：一种用于刹车片铝合金型材生产工艺，其包括以下步骤：

(1)配料：基体采用40％的99.70牌号铝锭和60％的6系合金废料，添加元素时，由于Al-Si中间合金熔点低，易熔化，以含Si量20％的Al-Si中间合金加入，Cu、Mg以纯金属的形式加入，Cr、Ti以金属添加剂的形式加入；

(2)熔炼工艺：采用22吨蓄热式天然气燃气炉熔炼，熔炼温度按理论一般应选在高于合金液相的50℃-100℃，但为了防止在熔炼过程中产生初晶硅，熔炼温度应相对高一些，故选在了730℃-750℃，为保证化学成分和熔体纯洁度，投料前需彻底清炉，然后在炉子的熔池部分均匀地撒上一层精炼剂，由于充分的搅拌熔体，可以防止初晶硅的产生，因此在熔炼过程中使用永磁搅拌器对熔体进行三次充分地搅拌，每次搅拌10分钟，正反转各5分钟，取样时温度为720℃以上，且取样前预先对取样勺、试样模充分加热，以防止试样出现偏析现象；

(3)倒炉、熔体的一次净化及静置：熔炼炉内熔体温度达到750℃以上，炉前化学成分分析合格后即可倒炉，由于该合金硅含量较高，极易吸气，会使铸锭中产生气孔、疏松等缺陷，因此在熔铸过程中，采用了二次净化，第一次净化是在静置炉中进行，熔体倒入静置炉后，用氩气向熔体中喷吹精炼剂，精炼剂用量1.5kg/t，精炼时间10-15min，精炼完成后扒净表面浮渣，在炉体表面撒上10Kg覆盖剂，静置30min后开始铸造；

(4)Al-Ti-B丝的加入：为细化铸锭的晶粒，铸造时，在静置炉流口处用Al-Ti-B丝机加入Al-Ti-B丝，加入量500mm/min；

(5)熔体的二次净化：为进一步提高熔体的纯洁度，在铸造过程中用在线式除气机对熔体进行第二次净化，除气机转子的转速350r/min，工作时氩气用量1.8m3/h；

(6)过滤：为减少熔体中的氧化夹杂物，提高铸锭的内部纯洁度，铸造过程中用30ppi和50ppi陶瓷过滤片串接起来对熔体进行双级过滤；

(7)铸造：铸造时采用φ384mm热顶同水平铸造法，主要是因为该模具具有结晶器矮，铸造速度快，冷却强度大等特点，这不仅有利于铸造晶粒的细化，还可以减少铸锭的疏松程度，增加其致密度，在铸造时铸造温度应相对高一些，这有利于减少初晶硅的形成；

(8)铸锭的组织均匀化：由于采用半连续铸造时冷却强度大，不可避免地会产生不平衡结晶和内应力，为消除铸锭的内应力及化学成分、组织的不均匀性，改善铸锭的加工性能，使最终制品获得良好的力学性能，需对铸锭进行均火，根据该合金的特性，均火温度不能太高，加热速度不能太快，保温时间不可过长。因此确定该合金的均火工艺为均火温度540±5℃，均火时升温速度＜80℃/h，保温时间7h，冷却时转入冷却炉先强风冷2h，再水冷0.5h，最后出炉；

(9)铸锭的机械加工及组织性能检验：根据生产实际需要，将铸锭锯切成要求尺寸的毛料，并根据规定在铸锭的相应位置切取低倍、高倍、性能试样进行检验，一切合格后方可发往下一道工序；

(10)挤压：根据合金的特性和型材的断面尺寸，安排在56MN挤压机上挤压，由于该合金的变形抗力较大，塑性较差，为保证制品获得最佳的力学性能和表面质量，选定挤压工艺如下，铸锭上机温度380±20℃，挤压筒温度420℃，模具上机温度450±20℃，挤压速度8-9m/min；

(11)淬火：由于该合金中存在着多元共晶不平衡组织，经固溶热处理后，CuAl2、Mg2Si等可以溶入α(Al)中，使合金的强度得以提高，但在淬火时，淬火温度不宜过高，因为合金中的不溶相，在淬火加热时的高温作用下会发生球化集聚而长大，温度越高，保温时间越长，则球化集聚现象越明显，尤其是合金中的共晶硅淬火加热会明显地球化和集聚，不溶相的球化和长大会使制品的力学性能恶化，此合金选在25米立式淬火炉淬火，淬火温度510-520℃，加热时间80min，然后以最快的速度将其浸入温度25℃的水中；

(12)拉伸矫直：由于该合金制品的强度高，且横断面较大，故型材在淬火后要在2500t拉伸机上，变型量0.8％-1.0％的条件下拉伸较直；

(13)时效：时效时，如采用时效温度过高或保温度时间过长的过时效，制品的强度虽然可以提高，但塑性会下降，为保证该制品的综合性能，经考虑该选用欠时效工艺，即时效温度为165±5℃，保温度时间3h；

(14)型材的组织性能检验：按规定在型材纵向的边部、中部切取低倍、高倍、性能试样进行检验。

采用上述方案后，本发明用于刹车片铝合金型材生产工艺，由于该合金中的Si含量较高，为严格控制熔炼中产生初晶硅组织采用了相对较高的熔炼温度730℃-750℃，并且采用了炉底永磁搅拌器3次，每次10分钟搅拌，实践证明措施是有效的；采用热顶多模铸造，辅之于合理的工艺，铸造温度720℃-730℃，铸造速度50mm/min，冷却水流量80l/min，可以改善铸锭的表面质量和内部组织。也有利于减少初晶硅的形成；为了防止合金的不溶相，在快速加热均火和长时保温的情况下发生球化和集聚，影响铸锭及最终制品的力学性能，采用慢速加热，低温均火，短时间保温的工艺是合理的；采用合理的挤压、离线淬火和欠时效工艺使制品性能达到了预期的目标值，使本发明加工出的铝合金型材具有具有较好的耐磨性，抗腐蚀性，尺寸稳定，耐高温，强度高，耐疲劳性能好，使用寿命长。

说明书附图

图1为本发明的铸锭的边部高倍组织×200图；

图2为本发明的铸锭的半径1/2处高倍组织×200图；

图3为本发明的铸锭的中心部位高倍组织×200图；

图4为本发明的淬火后型材横向的高倍照片×200图；

图5为本发明的淬火后型材纵向的高倍照片×200图。

具体实施方式

本发明用于刹车片铝合金型材生产工艺，其包括以下步骤：

(1)配料：基体采用40％的99.70牌号铝锭和60％的6系合金废料，添加元素时，由于Al-Si中间合金熔点低，易熔化，以含Si量20％的Al-Si中间合金加入，Cu、Mg以纯金属的形式加入，Cr、Ti以金属添加剂的形式加入；

(2)熔炼工艺：采用22吨蓄热式天然气燃气炉熔炼，熔炼温度按理论一般应选在高于合金液相的50℃-100℃，但为了防止在熔炼过程中产生初晶硅，熔炼温度应相对高一些，故选在了730℃-750℃，为保证化学成分和熔体纯洁度，投料前需彻底清炉，然后在炉子的熔池部分均匀地撒上一层精炼剂，由于充分的搅拌熔体，可以防止初晶硅的产生，因此在熔炼过程中使用永磁搅拌器对熔体进行三次充分地搅拌，每次搅拌10分钟，正反转各5分钟，取样时温度为720℃以上，且取样前预先对取样勺、试样模充分加热，以防止试样出现偏析现象；

(3)倒炉、熔体的一次净化及静置：熔炼炉内熔体温度达到750℃以上，炉前化学成分分析合格后即可倒炉，由于该合金硅含量较高，极易吸气，会使铸锭中产生气孔、疏松等缺陷，因此在熔铸过程中，采用了二次净化，第一次净化是在静置炉中进行，熔体倒入静置炉后，用氩气向熔体中喷吹精炼剂，精炼剂用量1.5kg/t，精炼时间10-15min，精炼完成后扒净表面浮渣，在炉体表面撒上10Kg覆盖剂，静置30min后开始铸造；

(4)Al-Ti-B丝的加入：为细化铸锭的晶粒，铸造时，在静置炉流口处用Al-Ti-B丝机加入Al-Ti-B丝，加入量500mm/min；

(5)熔体的二次净化：为进一步提高熔体的纯洁度，在铸造过程中用在线式除气机对熔体进行第二次净化，除气机转子的转速350r/min，工作时氩气用量1.8m3/h；

(6)过滤：为减少熔体中的氧化夹杂物，提高铸锭的内部纯洁度，铸造过程中用30ppi和50ppi陶瓷过滤片串接起来对熔体进行双级过滤；

(7)铸造：铸造时采用φ384mm热顶同水平铸造法，主要是因为该模具具有结晶器矮，铸造速度快，冷却强度大等特点，这不仅有利于铸造晶粒的细化，还可以减少铸锭的疏松程度，增加其致密度，在铸造时铸造温度应相对高一些，这有利于减少初晶硅的形成，铸造工艺见表1                                                               表1

(8)铸锭的组织均匀化：由于采用半连续铸造时冷却强度大，不可避免地会产生不平衡结晶和内应力，为消除铸锭的内应力及化学成分、组织的不均匀性，改善铸锭的加工性能，使最终制品获得良好的力学性能，需对铸锭进行均火，根据该合金的特性，均火温度不能太高，加热速度不能太快，保温时间不可过长。因此确定该合金的均火工艺为均火温度540±5℃，均火时升温速度＜80℃/h，保温时间7h，冷却时转入冷却炉先强风冷2h，再水冷0.5h，最后出炉；

(9)铸锭的机械加工及组织性能检验：根据生产实际需要，将铸锭锯切成要求尺寸的毛料，并根据规定在铸锭的相应位置切取低倍、高倍、性能试样进行检验，一切合格后方可发往下一道工序，检验结果见表2

质量分数％                                                             表2

(10)挤压：根据合金的特性和型材的断面尺寸，安排在56MN挤压机上挤压，由于该合金的变形抗力较大，塑性较差，为保证制品获得最佳的力学性能和表面质量，选定挤压工艺如下，铸锭上机温度380±20℃，挤压筒温度420℃，模具上机温度450±20℃，挤压速度8-9m/min；

(11)淬火：由于该合金中存在着多元共晶不平衡组织，经固溶热处理后，CuAl2、Mg2Si等可以溶入α(Al)中，使合金的强度得以提高，但在淬火时，淬火温度不宜过高，因为合金中的不溶相，在淬火加热时的高温作用下会发生球化集聚而长大，温度越高，保温时间越长，则球化集聚现象越明显，尤其是合金中的共晶硅淬火加热会明显地球化和集聚，不溶相的球化和长大会使制品的力学性能恶化，此合金选在25米立式淬火炉淬火，淬火温度510-520℃，加热时间80min，然后以最快的速度将其浸入温度25℃的水中；

(12)拉伸矫直：由于该合金制品的强度高，且横断面较大，故型材在淬火后要在2500t拉伸机上，变型量0.8％-1.0％的条件下拉伸较直；

(13)时效：时效时，如采用时效温度过高或保温度时间过长的过时效，制品的强度虽然可以提高，但塑性会下降，为保证该制品的综合性能，经考虑该选用欠时效工艺，即时效温度为165±5℃，保温度时间3h；

(14)型材的组织性能检验：按规定在型材纵向的边部、中部切取低倍、高倍、性能试样进行检验。

铸锭低倍试片的检验结果见表3

                                                                     表3

铸锭的高倍检验

均火后在铸锭的边部、半径二分之一处、中心部位分别取试样做高倍检验，检验结果见图1、图2、图3。

从图1、图2、图3可见铸锭均火后不过烧，均匀化效果良好。铸锭的组织为共晶硅，呈网络或点状分布。α(Al)基体上的析出物点状，呈浅灰色骨骼状的是AlFeMnSi相，呈灰色针状的是β(Al9Fe2Si2)相，呈条状黑色的是Mg2Si相。Mg2Si的尺寸较大是由于均火后冷却速度较慢使析出的Mg2Si发生聚集的结果。

铸锭的力学性能检测见表4

                                                                    表4

型材的低倍：在型材的中部切取横向低倍试样做低倍检验，检验结果见表5

型材低倍的检验结果                                                  表5

型材的高倍检验：在淬火后型材的横断面和纵断面取高倍试样的高倍检验，检验结果见图4、图5和表6

淬火后型材的高倍检验结果                                                表6

经高倍检验可见α(Al)基体发亮，横向试样有方向性不强的二次晶杂乱排列分布，但分布均匀细小，纵向试样二次晶亦均匀细小，有沿挤压方向排列的趋势。型材的力学性能检测：在淬火后的型材的沿纵向边部和中心部取试样，检验性能。见表7

                                                                        表7

以上所述实施例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进(包括类似材料焊接时，使用镍基合金作为过渡层)，均应落入本发明的权利要求书确定的保护范围内。

Claims (1)

1.一种用于刹车片铝合金型材生产工艺，其特征在于：包括以下步骤：

(1)配料：基体采用40％的99.70牌号铝锭和60％的6系合金废料，添加元素时，由于Al-Si中间合金熔点低，易熔化，以含Si量20％的Al-Si中间合金加入，Cu、Mg以纯金属的形式加入，Cr、Ti以金属添加剂的形式加入；

(2)熔炼工艺：采用22吨蓄热式天然气燃气炉熔炼，熔炼温度按理论一般应选在高于合金液相的50℃-100℃，但为了防止在熔炼过程中产生初晶硅，熔炼温度应相对高一些，故选在了730℃-750℃，为保证化学成分和熔体纯洁度，投料前需彻底清炉，然后在炉子的熔池部分均匀地撒上一层精炼剂，由于充分的搅拌熔体，可以防止初晶硅的产生，因此在熔炼过程中使用永磁搅拌器对熔体进行三次充分地搅拌，每次搅拌10分钟，正反转各5分钟，取样时温度为720℃以上，且取样前预先对取样勺、试样模充分加热，以防止试样出现偏析现象；

(3)倒炉、熔体的一次净化及静置：熔炼炉内熔体温度达到750℃以上，炉前化学成分分析合格后即可倒炉，由于该合金硅含量较高，极易吸气，会使铸锭中产生气孔、疏松等缺陷，因此在熔铸过程中，采用了二次净化，第一次净化是在静置炉中进行，熔体倒入静置炉后，用氩气向熔体中喷吹精炼剂，精炼剂用量1.5kg/t，精炼时间10-15min，精炼完成后扒净表面浮渣，在炉体表面撒上10Kg覆盖剂，静置30min后开始铸造；

(4)Al-Ti-B丝的加入：为细化铸锭的晶粒，铸造时，在静置炉流口处用Al-Ti-B丝机加入Al-Ti-B丝，加入量500mm/min；

(5)熔体的二次净化：为进一步提高熔体的纯洁度，在铸造过程中用在线式除气机对熔体进行第二次净化，除气机转子的转速350r/min，工作时氩气用量1.8m3/h；

(6)过滤：为减少熔体中的氧化夹杂物，提高铸锭的内部纯洁度，铸造过程中用30ppi和50ppi陶瓷过滤片串接起来对熔体进行双级过滤；

(7)铸造：铸造时采用φ384mm热顶同水平铸造法，主要是因为该模具具有结晶器矮，铸造速度快，冷却强度大等特点，这不仅有利于铸造晶粒的细化，还可以减少铸锭的疏松程度，增加其致密度，在铸造时铸造温度应相对高一些，这有利于减少初晶硅的形成；

(8)铸锭的组织均匀化：由于采用半连续铸造时冷却强度大，不可避免地会产生不平衡结晶和内应力，为消除铸锭的内应力及化学成分、组织的不均匀性，改善铸锭的加工性能，使最终制品获得良好的力学性能，需对铸锭进行均火，根据该合金的特性，均火温度不能太高，加热速度不能太快，保温时间不可过长。因此确定该合金的均火工艺为均火温度540±5℃，均火时升温速度＜80℃/h，保温时间7h，冷却时转入冷却炉先强风冷2h，再水冷0.5h，最后出炉；

(9)铸锭的机械加工及组织性能检验：根据生产实际需要，将铸锭锯切成要求尺寸的毛料，并根据规定在铸锭的相应位置切取低倍、高倍、性能试样进行检验，一切合格后方可发往下一道工序；

(10)挤压：根据合金的特性和型材的断面尺寸，安排在56MN挤压机上挤压，由于该合金的变形抗力较大，塑性较差，为保证制品获得最佳的力学性能和表面质量，选定挤压工艺如下，铸锭上机温度380±20℃，挤压筒温度420℃，模具上机温度450±20℃，挤压速度8-9m/min；

(11)淬火：由于该合金中存在着多元共晶不平衡组织，经固溶热处理后，CuAl2、Mg2Si等可以溶入α(Al)中，使合金的强度得以提高，但在淬火时，淬火温度不宜过高，因为合金中的不溶相，在淬火加热时的高温作用下会发生球化集聚而长大，温度越高，保温时间越长，则球化集聚现象越明显，尤其是合金中的共晶硅淬火加热会明显地球化和集聚，不溶相的球化和长大会使制品的力学性能恶化，此合金选在25米立式淬火炉淬火，淬火温度510-520℃，加热时间80min，然后以最快的速度将其浸入温度25℃的水中；

(12)拉伸矫直：由于该合金制品的强度高，且横断面较大，故型材在淬火后要在2500t拉伸机上，变型量0.8％-1.0％的条件下拉伸较直；

(13)时效：时效时，如采用时效温度过高或保温度时间过长的过时效，制品的强度虽然可以提高，但塑性会下降，为保证该制品的综合性能，经考虑该选用欠时效工艺，即时效温度为165±5℃，保温度时间3h；

(14)型材的组织性能检验：按规定在型材纵向的边部、中部切取低倍、高倍、性能试样进行检验。

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