CN105838937A - 一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种具有高力学性能的Al‑Si‑Mg‑Sr‑Sc‑Ti铸造合金及制备方法；铸造合金组成和质量百分含量为，硅：6.5‑7.0％，镁：0.65‑0.75％，锶：0.03‑0.04％，钪：0.17‑0.44％，钛：0.21‑0.52％，余量为铝。采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，在真空环境下浇铸成铸锭；在温度为532‑537℃进行固溶处理；将固溶后的铸板淬火、时效处理最后在空气中自然冷却得到铸造合金。本发明制备方法简单，所制铸造合金晶粒明显发生细化，柱状晶明显消失，出现等轴晶粒，共晶Si分布均匀，和成分相当的商业A357合金相比，新型的铸造合金，不但抗拉强度提升11％，延伸率也提高了84％。

Description

一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金及其制备方法，属于有色金属材料技术领域。
背景技术
Al-Si-Mg属于可热处理强化的铸造合金。由于该铸造合金流动性好，比强度高，耐腐蚀性好，良好的加工性而广泛运用于飞机，建筑及汽车等领域，特别是汽车轮毂。随着科技的不断进步，在某些特殊坏境下，传统的铝合金材料力学性能已经无法满足新型轮毂的要求，因此迫切需要发展新型高强铸造铝合金来满足现科技发展。
Al-Si-Mg铸造合金的主要强化机理是时效强化，该铸造合金时效过程中析出相的顺序通常认为：α(SSS-过饱和固溶体)→GP或GP-I区→β”相(GP-II)→β'相→β相(Mg2Si)。即：固溶处理过程中形成过饱和固溶体，时效过程中先析出富积Mg和Si的原子团，原子团的慢慢长大形成GP区，然后随着时效时间的延长GP区长大成介稳相-β”相，β”相是主要的强化相，当时间继续增加就会产生过时效现象形成β'相，甚至是β相。
Sc是铝合金中新型的，最有效的细化剂，受到了广泛的关注。Sc主要通过细晶强化和时效硬化来提高合金的力学性能。由于Al3Sc和Al之间错配度小于1.5％，所以初生的Al3Sc可以作为α-Al的有效晶核从而达到细晶强化的作用，而且时效过程中，次生的Al3Sc也可以通过钉扎位错来提升铝合金的力学性能。
自上世纪以来，前苏联和俄罗斯在含钪的生产和应用方面取得了很大的突破，特别是运用于铝合金方面，对铝钪合金的发展起到的不可替代的作用。而在国内，铝钪合金在中南大学和天津大学等的研究下也起到了不少进步。但是由于钪成本很高，影响了铝钪合金的研究和运用。通过复合添加Ti和Sc不但能够降低Sc的含量，而且铝钪合金的力学性能也得到了很大提升。Liu,Z等人(Effect of complex alloying of Sc,Zr and Ti on the microstructureand mechanical properties of Al–5Mg alloys.Materials Science and Engineering:A,2008.483-484:p.120-122.)和Wang,X.等人(Effects of Sc,Zr and Ti on the microstructure andproperties of Al alloys with high Mg content.Rare Metals,2010.29(1):p.66-71.)分别研究了复合添加Sc和Ti复合添加对Al–5Mg微观组织和力学性能的影响，结果表明Sc和Ti复合添加对合金的力学性能有很大的提升作用。
Al-Si铸造合金中的共晶Si呈现出片状结构，所以共晶Si的尺寸，形状和分布对Al-Si铸造合金的力学性能都有很大影响。但是M.Timpel(The role of strontium in modifyingaluminium-silicon alloys,Acta Mater,60(2012)3920-3928)发现向Al-Si铸造合金中添加约250ppm的Sr对共晶Si的尺寸，形貌和分布都有很大的改善作用，从而提升Al-Si铸造合金的性能。
但是随着科技的发展，目前普通的Al-Si-Mg合金已经无法满足特殊条件下(高温或高压)的要求。因此本法明提供了一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金及其工艺制备方法，本发明中主要针对了抗拉强度和延伸率两种力学性能进行了表征，发现这两种性能得到很大改善。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金及其制备方法。该铸造合金的力学性能良好，针对合金的抗拉强度和延伸率进行研究，发现抗拉强度和延伸率同时提升，并且制备方法简单。
为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金；组成和质量百分含量为，硅：6.5-7.0％，镁：0.65-0.75％，锶：0.03-0.04％，钪：0.17-0.44％，钛：0.21-0.52％，余量为铝。
本发明的具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金的制备方法如下：
(1)根据Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金的成分和质量百分含量，选Al-Si中间合金锭、Al-％Sr中间合金锭、Al-Sc中间合金锭、Al-Ti中间合金锭，质量分数大于99.9％wt的铝锭和质量分数大于99.9％wt.％的镁锭，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，且在真空环境下浇铸成铸锭；
(2)将所得到的铸锭加工成的铸板；
(3)将得到的铸板在温度为532-537℃进行固溶处理；
(4)将固溶后的铸板在0-5℃水中淬火，然后30s内立即时效处理，时效处理温度150-155℃，保温时间4-6h，最后在空气中自然冷却得到高力学性能Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金。
优选条件如下：
步骤1)的熔炼温度在700-750℃。
步骤3)固溶处理6-8h。
步骤5)淬火时间10-30s。
本发明的优点：制备方法简单，所制Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金晶粒明显发生细化，柱状晶明显消失，出现等轴晶粒，而且共晶Si分布均匀，和成分相当的商业A357合金相比，新型的铸造合金，不但抗拉强度提升11％，延伸率也提高了84％。
附图说明
图1为本发明实施例1所制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金铸态的金相组织照片。
图2为本发明实施例1所制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金经过固溶后，具有良好形貌的小尺寸共晶Si均匀分布的金相组织照片。
图3为本发明实施例1所制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金经过T6处理后的透射照片。
图4为本发明实施例1，2，3所制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金拉伸试样设计图。
图5为本发明实施例1所制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金进过T6处理后的拉伸曲线图。
具体实施方式
下面结合实施例进一步说明本发明，并不限制本发明。
实施例1、2和3所采用的材料为：质量分数大于99.9％wt.的铝锭、Al-25wt.％Si中间合金锭、质量分数大于99.9％wt.％的纯镁锭、Al-13wt.％Sr中间合金锭、Al-2wt.％Sc中间合金锭和Al-10wt.％Ti中间合金锭，但是并不限制本发明，在保证Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金的成分和质量百分含量是：硅：6.5-7.0％，镁：0.65-0.75％，锶：0.03-0.04％，钪：0.17-0.44％，钛：0.21-0.52％，余量为铝的情况下，也可以用其它质量分数大于99.9％wt.的铝锭、Al-Si中间合金锭、质量分数大于99.9％wt.％的纯镁锭、Al-％Sr中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Ti中间合金锭。另外本实施例是根据并采用尺寸为200*100*20mm3的磨具制备10kg该合金，也可根据并采用其它尺寸的磨具来设计相应质量的合金。
实施例1
(1)制备10kg的铸造合金，以质量分数大于99.9％wt.的铝锭(5.300kg)、Al-25wt.％Si中间合金锭(2.700kg)、质量分数大于99.9％wt.％的纯镁锭(0.070kg)、Al-13wt.％Sr中间合金锭(0.025kg)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(1.500kg)和Al-10wt.％Ti中间合金锭(0.350kg)，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。合金铸造金相组织如图1所示。
(2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为：硅(Si)：6.87％，镁(Mg)：0.68％，锶(Sr)：0.032％，钪(Sc)：0.30％，钛(Ti)：0.35％，余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板进行固溶处理6-8h，固溶温度为532-537℃，经过固溶后的共晶Si分布变得均匀，而且形状变成球状，如图2；
(4)将固溶后的铸板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内立即时效处理，时效处理温度150-155℃，保温时间4-6h，最后在空气中自然冷却得到高强度Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金。时效后，合金析出第二相沉淀，合金发生时效硬化，如图3；
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，拉伸试样设计如图4；
本实例制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金时效处理后，其抗拉强度287Mpa，延伸率3.62％，屈服强度203Mpa，如图5。
实施例2
制备10kg的铸造合金，以质量分数大于99.9％wt.的铝锭(5.800kg)、Al-25wt.％Si中间合金锭(2.700kg)、质量分数大于99.9％wt.％的纯镁锭(0.070kg)、Al-13wt.％Sr中间合金锭(0.025kg)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(0.850kg)和Al-10wt.％Ti中间合金锭(0.520kg)，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。
(2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为：硅(Si)：6.53％，镁(Mg)：0.68％，锶(Sr)：0.037％，钪(Sc)：0.17％，钛(Ti)：0.52％，余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板进行固溶处理6-8h，固溶温度为532-537℃；
(4)将固溶后的铸板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内立即时效处理，时效处理温度150-155℃，保温时间4-6h，最后在空气中自然冷却得到Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，拉伸试样设计如图4；
本实例制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金时效处理后，其抗拉强度269Mpa，延伸率2.40％，屈服强度208Mpa。
实施例3
制备10kg的铸造合金，以质量分数大于99.9％wt.的铝锭(4.800kg)、Al-25wt.％Si中间合金锭(2.700kg)、质量分数大于99.9％wt.％的纯镁锭(0.070kg)、Al-13wt.％Sr中间合金锭(0.025kg)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(2.200kg)和Al-10wt.％Ti中间合金锭(0.210kg)，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。
(2)将所得到的铸锭加工成200*100*20mm3的铸板。本实施例制得的合金经电感耦合等离子光谱(ICP)测试，其化学成分(单位为重量百分比)为：硅(Si)：6.65％，镁(Mg)：0.72％，锶(Sr)：0.035％，钪(Sc)：0.44％，钛(Ti)：0.21％，余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板进行固溶处理6-8h，固溶温度为532-537℃；
(4)将固溶后的铸板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内立即时效处理，时效处理温度150-155℃，保温时间4-6h，最后在空气中自然冷却得到Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，拉伸试样设计如图4；
本实例制得的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金时效处理后，其抗拉强度267Mpa，延伸率2.69％，屈服强度209Mpa。

Claims (5)

1.一种具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金；其特征是组成和质量百分含量为，硅：6.5-7.0％，镁：0.65-0.75％，锶：0.03-0.04％，钪：0.17-0.44％，钛：0.21-0.52％，余量为铝。
2.权利要求1的具有高力学性能的Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金的制备方法，其特征是步骤如下：
(1)根据Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金的成分和质量百分含量，选Al-Si中间合金锭、Al-％Sr中间合金锭、Al-Sc中间合金锭、Al-Ti中间合金锭，质量分数大于99.9％wt的铝锭和质量分数大于99.9％wt.％的镁锭，采用电磁感应熔炼方法熔炼合金，且在真空环境下浇铸成铸锭；
(2)将所得到的铸锭加工成的铸板；
(3)将得到的铸板在温度为532-537℃进行固溶处理；
(4)将固溶后的铸板在0-5℃水中淬火，然后30s内立即时效处理，时效处理温度150-155℃，保温时间4-6h，最后在空气中自然冷却得到高力学性能Al-Si-Mg-Sr-Sc-Ti铸造合金。
3.如权利要求2所述的方法，其特征是步骤1)的熔炼温度在700-750℃。
4.如权利要求2所述的方法，其特征是步骤3)固溶处理6-8h。
5.如权利要求2所述的方法，其特征是步骤5)淬火时间10-30s。
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