CN105112742B

CN105112742B - 一种Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法

Info

Publication number: CN105112742B
Application number: CN201510551989.XA
Authority: CN
Inventors: 杜晓东; 王明鹤; 李玉坤; 吴玉程
Original assignee: Hefei University of Technology
Current assignee: Hefei University of Technology
Priority date: 2015-09-01
Filing date: 2015-09-01
Publication date: 2017-01-04
Anticipated expiration: 2035-09-01
Also published as: CN105112742A

Abstract

本发明公开了一种Al‑Si‑Mg‑Cu‑Ti‑Sc铸锻合金及其制备方法，其中铸锻合金的合金成分按质量百分比构成为：Si 2.70～2.97％，Mg 0.40～0.50％，Cu 0.40～0.50％，Ti 0.10～0.16％，Sc0.05～0.20％，余量为铝。本发明通过合理的熔炼、铸造工艺，并经适宜的热加工和热处理，可获得晶粒细小、细小、与基体保持共格关系第二相粒子弥散发布的组织，合金综合力学性能明显高于一般铸造铝合金的性能。本发明Al‑Si‑Mg‑Cu‑Ti‑Sc铸锻合金兼顾铸造法和锻造法两种工艺的优点，使合金具有较高力学性能的同时还具有一定的锻造变形能力，能够实现铸件锻造成型。

Description

一种Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法

一、技术领域

本发明涉及一种Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法，属于有色金属铝基合金技术领域。

二、背景技术

铝合金是工业中应用最广泛的一类有色金属结构材料，在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中已大量应用。随着近年来科学技术的飞速发展，对铝合金材料的需求日益增多。但同时在长期的应用实践中，一些领域对铝合金材料的强度、韧性及高温性能等要求越来越高。常用的铝合金根据其成形方法可以分为铸造铝合金和锻造铝合金。其中，铸造铝合金虽然能成形较复杂的零件，但强度有限，性能较低；锻造铝合金性能较高，但不易制备复杂零件，且成形工序复杂、成本高。若通过合金设计和工艺设计制成铸锻合金，可兼顾铸造和锻造两种工艺的优点，即先通过铸造实现净近成形，通过锻造减少缺陷、提高性能，在性能接近于锻造铝合金的同时，能够节省原料、减少工序、降低生产成本。通过合理设计Al、Si的相对含量，可以在铸造合金基础上使其具有一定的塑性，但如果不借助于微量Sc和Ti、Zr等合金元素的多元合金化作用或其他合金化手段，并设计出与此相配的制备技术，则无法使其具备优秀的铸造性能、锻造性能和综合力学性能。

三、发明内容

本发明是为避免上述现有技术所存在的不足之处，提供一种具备优良的铸造性能、锻造性能和综合力学性能的Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金及其制备方法。

本发明解决技术问题采用如下技术方案：

本发明通过合金设计、控制Si含量并通过元素Sc、Ti的复合添加及微合金化，制备得到具有优良成形性和综合力学性能的Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金。

本发明Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金的合金成分按质量百分比构成如下：

Si 2.70～2.97％，Mg 0.40～0.50％，Cu 0.40～0.50％，Ti 0.10～0.16％，Sc 0.05～0.20％，余量为铝。

本发明Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金是通过如下工艺制备得到的：

(1)配料：按配比量称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Cu中间合金、Al-Ti中间合金及Al-Sc中间合金；

(2)熔化：向预热至300℃的坩埚中先加入烘干的Al-Si中间合金，随后加入纯铝覆盖在Al-Si合金上，然后随炉一起升温到750℃，待全部熔化后静置并保温20min；将Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中，待全部熔化后静置并保温10min；将温度调至720℃，加入Al-Sc中间合金和Al-Mg中间合金，全部熔化后用搅拌棒搅拌均匀，静置并保温10min。

(3)精炼：用扒渣勺将步骤(2)得到的合金熔液表层的浮渣快速地撇去，撇渣后采用钟罩将精炼剂置于合金熔液的底部，精炼除气，于720℃静置保温10～20min，除渣。由于精炼后熔体表层浮渣更多，需要快速彻底地一次性将浮渣用扒渣勺撇尽。所述精炼剂为C₂Cl₆，精炼剂的添加量为合金熔液质量的0.6％。

(4)浇注：将精炼后的合金熔液升温至730℃，采用金属型模具进行浇注。

(5)固溶处理：将步骤(4)浇注的合金于540℃固溶保温6h，出炉淬火。所述淬火是于60-90℃水中水淬。出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。

(6)锻造：将步骤(5)淬火后的合金在自由锻机上进行15％的锻造变形，预锻温度控制在480℃，终锻温度控制在400℃。

(7)热处理：将步骤(6)锻造后的合金进行T6热处理，所述T6热处理包括固溶处理和时效处理。所述固溶处理是将步骤(6)锻造后的合金于540℃固溶保温6h，出炉淬火。所述淬火是于60-90℃水中水淬。出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。所述时效处理是于160℃保温4h，出炉后置于空气中冷却。

步骤(1)至(7)的制备过程均于空气氛围中进行。

相对于国内外使用的铸造铝合金，本发明由于设计的合金Si含量为2.70～2.97％，据此所得到的Al-Si-Mg-Cu合金可以通过铸造成型，由于铸后组织中Si相比例低，结合适当的热处理进一步减少共晶Si相，可使合金具有锻造成形性。

本发明将稀土Sc与过渡金属Ti联合作用在铝合金中，对性能的提高效果比之单独添加更加明显。Ti的某些物理及力学性能与Sc接近，在Al-Sc合金中Ti能够置换Al₃Sc相中Sc原子而形成Al₃(Sc,Ti)相，该相与Al₃Sc相比，晶格常数(a＝0.407nm)与基体更接近，与基体错配度(约为0.5％)更小，晶格常数的差异率降低，非均质形核效率增高，晶粒细化效果显著增强。

本发明合金在时效过程中析出的次生Al₃(Sc,Ti)粒子强烈的钉扎位错，阻碍位错运动，同时阻止了亚晶界迁移与合并，提高了合金的再结晶温度，从而对合金产生了亚结构强化作用。此外，次生Al₃(Sc,Ti)在合金中以弥散、细小的方式析出，其本身对合金也具有极为显著的析出强化作用。

与现有技术相比，本发明的有益效果体现在：

1、本发明设计的合金Si含量为2.70～2.97％，据此所得到的Al-Si-Mg-Cu合金可以通过铸造成型，由于铸后组织中Si相比例低，结合适当的热处理进一步减少共晶Si相，可使合金具有锻造成形性。

2、本发明合金中添加了微量的稀土Sc元素，在铝合金铸造工艺实施时具有细化、净化作用，在时效工艺中，可以析出含Sc、Ti的细小、弥散、与基体保持共格关系的L1₂型Al₃(Sc,Ti)相粒子，该粒子能显著强化合金、提高合金性能。

3、本发明在合金制备时采用铸造+锻造的工艺，兼顾了铸造合金和锻造合金的优点，较之铸造合金其组织改善、性能提高，较之锻造合金可实现近净成形、节约了原料、降低了成本。

本发明合金Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金兼顾了铸造合金和锻造合金的优点，具有较高力学性能的同时还具有一定的锻造变形能力。合金锻造后T6态抗拉强度可达到280～302.4MPa，伸长率达到13.6～16.8％，明显超过一般铸造铝合金的力学性能(A356合金使用态抗拉强度一般不高于240MPa，伸长率低于8％)。

四、具体实施方式

下面结合实施例详细说明，下面实施例是说明性的，而不是限定性的，不能以下述实施例来限定本发明的保护范围。

本发明所提供的合金成分(合金成分均为质量百分比，％)范围为：Si为2.70～2.97％、Mg为0.40～0.50％、Cu为0.40～0.50％、Ti为0.10～0.16％、Sc为0.05～0.20％、余量为铝。

表1 实施例1-7中合金配比构成如下：

实施例1：

本实施例按如下步骤制备Al-Si-Mg-Cu-Ti-0.05Sc铸锻合金：

1、配料：按照95.9％Al、2.70％Si、0.45％Mg、0.45％Cu、0.15％Ti和0.05％Sc的质量百分比，称取933.2g纯铝(纯度为99.99％)、167.1g Al-21.54％Si中间合金、10.7g Al-50.38％Mg中间合金、13.5g Al-39.37％Cu中间合金、45.8g Al-3.93％Ti中间合金和29.7g Al-2.02％Sc中间合金，配料总质量为1200g；

2、熔化：向预热至300℃的坩埚中先加入烘干的Al-Si中间合金，随后加入纯铝覆盖在Al-Si合金上，然后随炉一起升温到750℃，待全部熔化后静置并保温20min；将Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中，待全部熔化后静置并保温10min；将温度调至720℃，加入Al-Sc中间合金和Al-Mg中间合金(用铝箔包住加入)，全部熔化后搅拌均匀，静置并保温10min。

3、精炼：用扒渣勺将步骤2得到的合金熔液表层的浮渣快速地撇去，撇渣后采用钟罩将精炼剂C₂Cl₆置于合金熔液的底部，精炼除气，于720℃静置保温10～20min，除渣。由于精炼后熔体表层浮渣更多，需要快速彻底地一次性将浮渣用扒渣勺撇尽。精炼剂C₂Cl₆的添加量为合金熔液质量的0.6％。

4、浇注：将精炼后的合金熔液升温至730℃，采用金属型模具进行浇注。

5、固溶处理：将步骤4浇注的合金于540℃固溶保温6h，出炉后于60-90℃水中水淬。出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。

6、锻造：将步骤5淬火后的合金在自由锻打机上进行15％的锻造变形，预锻温度控制在480℃，终锻温度控制在400℃。

7、热处理：将步骤6锻造后的合金进行T6热处理，所述T6热处理为固溶处理和时效处理。所述固溶处理是将步骤6锻造后的合金于540℃固溶保温6h，出炉后于60-90℃水中水淬。出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。所述时效处理是于160℃保温4h，出炉后置于空气中冷却。

实施例2：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例3：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例4：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例5：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例6：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例7：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例8：

本实施例配料见表1。

本实施例制备方法同实施例1。

实施例1中，Si的重量百分比为2.70，合金经熔炼铸造后，其铸态组织并经固溶处理后共晶组织占比仅为10.45％，具有较好的锻造性能。0.43％的Mg和0.46％的Cu可与Si形成少量Mg2Si、Cu2Si相，具有较好的强化作用。由于Si含量低，其铸造性能和强度相对较低，同时Sc含量较低，净化、细化和时效强化效果较差，但由于Si含量较低，合金组织中共晶硅含量低，合金具有较好的延伸率和可锻性，锻造时不易发生沿Si相和基体相界面处产生裂纹。为测试Al-2.7Si-0.45Mg-0.45Cu-0.15Ti-0.05Sc合金的力学性能，对其进行室温拉伸试验。将经过T6热处理和锻造处理的拉伸试棒分别在型号为CMT-5105电子万能实验机上进行，拉伸速度为2mm/min。重复测试3个相同处理方式的合金试棒并取平均值，所得力学性能指标为：锻后T6态抗拉强度为280.2MPa，伸长率为16.4％。

实施例2中，Si含量较第一例增加10％，其铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加至13.42％，合金强度较之实施例1增加。Ti添加量增加，通过与Sc的协同作用，形成复式析出沉淀相，在Sc量不变的情况下，可提高沉淀硬化效果。其锻后T6态抗拉强度为294.2MPa，伸长率为12.4％。

实施例3中，Sc含量较之实施例1增加了100％，Ti含量增加了60％，固溶并时效处理后时效析出相弥散度明显增加，时效硬化效果提高。由于Sc对晶粒的细化作用，合金组织细化导致强度和延伸率的提高。与实施例2相比，Si含量降低10％，铸态组织并经固溶处理后共晶组织占比下降，塑性成形性提高。经锻造并T6处理后抗拉强度为290.5MPa，伸长率为15.3％。

实施例4中，Sc含量较之实施例3增加50％，其时效强化和细化净化作用进一步提高，Si含量的增加会增加合金组织中共晶组织比例，也会明显增加合金强度，Mg、Cu含量有所下降，但比例较小，所引起的强度降低幅度较小。合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后，抗拉强度为295.8MPa，伸长率为15.6％。

实施例5中，Si含量较之实施例4增加6％，其强化进一步提高，铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加，合金强度较之实施例4增加。Mg、Cu含量有所增加也有利于增加强化效果。Sc含量较之实施例4增加33％，其时效强化和细化净化作用进一步提高，Sc与Ti的协同作用效果大幅提高，复式析出沉淀相数量和弥散度明显增加，晶粒也得到明显细化，合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后，抗拉强度为302.2MPa，伸长率为16.5％。

实施例6中，Si含量较之实施例4下降，铸态组织经固溶处理后共晶组织占比减少，对合金强度提高不利。Mg、Cu含量有所增加，其强化作用有所提高。Sc含量较之实施例4增加33％，其时效强化和细化净化作用进一步提高，合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后，抗拉强度为295.5MPa，伸长率为16.8％。

实施例7中，Si含量较之实施例4增加6％，铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加，合金强度较之实施例4增加。Mg、Cu含量有所增加，其强化作用有所提高。Sc含量和实施例4相同，较之实施例3增加50％，晶粒也得到明显细化，合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后，抗拉强度为298.5MPa，伸长率为15.4％。

实施例8中，Si含量较之实施例4增加6％，铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加，合金强度较之实施例4增加。Sc含量较之实施例4增加33％，其时效强化和细化净化作用进一步提高，Sc与Ti的协同作用效果大幅提高，复式析出沉淀相数量和弥散度明显增加，晶粒也得到明显细化，Mg、Cu含量较之实施例5有所增加，其强化作用有所提高，但效果有限。合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后，抗拉强度为302.4MPa，伸长率为16.1％。

本发明的Al-Si-Mg-Cu-Ti-Sc铸锻合金用于汽车轮毂、拨叉与其他材质的相同零件相比，具有降低的成本和较高的性能，与相同承载性能的铸造轮毂相比，可减重20％，与相同承载性能的的锻造合金轮毂相比，可降低成本30％。

Claims

1.一种铸锻合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤：

(2)熔化：向预热至300℃的坩埚中先加入烘干的Al-Si中间合金，随后加入纯铝覆盖在Al-Si合金上，然后随炉一起升温到750℃，待全部熔化后静置并保温20min；将Al-Cu中间合金和Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中，待全部熔化后静置并保温10min；将温度调至720℃，加入Al-Sc中间合金和Al-Mg中间合金，全部熔化后用搅拌棒搅拌均匀，静置并保温10min；

(3)精炼：将步骤(2)得到的合金熔液撇渣后将精炼剂置于合金熔液的底部，精炼除气，于720℃静置保温10～20min，除渣；

(4)浇注：将精炼后的合金熔液升温至730℃，采用金属型模具进行浇注；

(5)固溶处理：将步骤(4)浇注的合金于540℃固溶保温6h，出炉淬火；

(6)锻造：将步骤(5)淬火后的合金在自由锻机上进行15％的锻造变形，预锻温度控制在480℃，终锻温度控制在400℃；

(7)热处理：将步骤(6)锻造后的合金进行T6热处理，所述T6热处理包括固溶处理和时效处理；

所述铸锻合金的合金成分按质量百分比构成如下：

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：

所述精炼剂为C₂Cl₆，精炼剂的添加量为合金熔液质量的0.6％。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：

步骤(5)中所述淬火是于60-90℃水中水淬。

4.根据权利要求1或3所述的制备方法，其特征在于：

步骤(5)中出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：

步骤(7)中所述固溶处理是将步骤(6)锻造后的合金于540℃固溶保温6h，出炉淬火。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于：

所述淬火是于60-90℃水中水淬。

7.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于：

出炉至淬入水中时间≤20s，水中冷却时间3～5min。

8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于：

所述时效处理是于160℃保温4h，出炉后置于空气中冷却。