CN105886854A - 降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，根据A356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业A356合金锭、Al‑Ti中间合金锭、Al‑Sc中间合金锭和Al‑Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭；将所得到的铸锭加工成的铸板；将所得到的铸板固溶处理；将固溶后的铝板在0‑5℃水中淬火10‑30s，然后30s内立即在155‑165℃时效处理8‑10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。所制A356铸造合金中的针片状含Fe金属间化合物基本消失，晶粒成花瓣状晶，得到了细化作用，抗拉强度从271MPa提升到298MPa，延伸率从0.3％提升到8.4％。

Description

降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法
技术领域
本发明涉及一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，属于有色金属材料技术领域。
背景技术
由于铝合金具有质轻，强度高等优点，一直被运用于飞机，建筑，汽车及生活中的各个领域。特别是作为铸造合金的A356铸造合金，由于其流动性优异，所以适合做结构比较复杂的结构零件。然后再经过固溶时效处理，即可生产具有更好力学性能的铸造铝合金。
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，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，即铸造铝合金中主要的强化相。但是随着科技的发展，现今对结构零件的力学性能要求越来越高，也就是对生产结构零件的铸造铝合金的力学性能要求变得更高。
铁(Fe)作为A356铝合金中的有害元素，在凝固过程中，会和Al及Si反应生成针片状的β铁相，这种片状结构会是合金断裂机制发生变化，从而使合金力学性能受到很大的影响。因此Fe元素对Al-Si-Mg具有很大的有害作用，但是Fe是铝合金中不可避免的一种杂质元素，是不可避免的，因此只能通过改变含Fe金属间化合物的微观结构，才能提高铸造合金的力学性能。
通常商业上通过添加合金元素来改变含Fe金属间化合物的形貌，使铁相从针片状(α)变成鱼骨状，汉子状(β)，从而提高铸造合金的性能。Shouxun Ji等人(Effect of iron onthe microstructure and mechanical property of Al-Mg-Si-Mn and Al-Mg-Si diecast alloys,Materials Science and Engineering:A,564(2013)130-139)已经发现通过添加Mn可以改变含Fe金属间化合物的结构，从而改变其力学性能。除此之外，Sc和Zr作为铸造铝合金的一种细化剂，其不断可以细化晶粒，而且可以改变含Fe金属间化合物的微观结构。UssadawutPatakham等人(Effects of iron on intermetallic compound form a Zr on in scandium modifiedAl–Si–Mg Alloys,J.Alloys Compd.,616(2014)198-207)也发现Sc可以改变含Fe金属间化合物的结构，提高性能。Sc和Zr的添加对不含Fe的A356的性能也无不利影响。
虽然Sc在改变含Fe中间相有很大的益处，但是由于Al-Sc合金在凝固过程中发生的是共晶反应，从而使Sc含量必须超过0.55％才有很好的作用。复合添加Sc和Zr后，Sc的固溶度会降低，从而是Sc有利析出和Fe，Al及Si反应，从而使其减小Fe中间相有更好的效果。因此，本发明通过复合添加Sc和Zr改变Al-Si-Mg中的含Fe金属间化合物，主要针对了抗拉强度和延伸率两种力学性能进行了研究，发现这两种性能得到很大改善。发明可以一种降低β铁相的危害的方法及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，并将其运用于商业生产，从而满足现今的工业运用
发明内容
本发明的目的在于提供一种降低β铁相的危害的方法，并发现这种合金的高力学性能得到了很大程度的提升，即：抗拉强度和延伸率同时提升。本发明还提供其含钪、锆的A356铸造合金的制备方法。
为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，步骤如下：
(1)根据A356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业A356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭；
(2)将所得到的铸锭加工成的铸板；
(3)将所得到的铸板固溶处理；
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。
本发明得到高力学性能A356铸造合金成分和质量百分含量为，硅：6.5-6.8％，镁：0.3-0.4％，铁：≤0.2％，钛：0.1-0.15％，钪：0.15-0.35％，锆：0.10-0.25％，余量为铝。
所述步骤(1)中采用电磁感应熔炼方法熔炼合金。
所述步骤(1)中熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。
所述步骤(3)固溶处理温度为527-537℃。
所述步骤(3)固溶处理时间为4-6h。
本发明的优点：制备方法简单，所制A356铸造合金中的针片状含Fe金属间化合物基本消失，晶粒也从柱状晶变成花瓣状晶，得到了细化作用。和对比例1(商业A356)相比，抗拉强度和延伸率得到了很大的提升，抗拉强度最大从271MPa提升到298MPa，延伸率最大从0.3％提升到8.4％。
附图说明
图1为本发明实施例1所制得的含钪、锆的A356铸造合金铸态的金相组织照片(在图中发现树枝晶消失，因此晶粒发生了细化，而且在图中没见到针片状含Fe金属间化合物的存在，表明Sc和Zr的添加使针片状的Fe金属间化合物消失)。
图2为本发明实施例1所制得的含钪、锆的A356铸造合金在T6态合金断口图(断口处没有含Fe金属间化合物的存在，改变了断裂模式，提升了力学性能)。
图3为本发明对比例1所制得的A356合金铸态的组织SEM照片(图中白色针片状结构就是含Fe金属间化合物，其实导致A356脆性断裂的主要原因)。
图4为本发明实施例1所制得的T6态A356合金断口图(在端口的边缘，可以见到残留的针片状含Fe金属间化合物，材料的断裂主要是该针片状含Fe金属间化合物和Al基体之间发生剥离)。
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、3和比较例1所采用的原材为：商业A356合金锭、Al-10wt.％Ti中间合金锭、Al-2wt.％Sc中间合金锭和Al-5wt.％Zr中间合金锭，但是并不限制本发明(任何保证含钪、锆的A356铸造合金的成分的原材都可以使用(商业A356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Zr中间合金锭)，该合金成分为硅：6.5-6.8％，镁：0.3-0.4％，铁：≤0.2％，钛：0.1-0.15％，钪：0.15-0.35％，锆：0.10-0.25％，余量为铝。此外实施例和比较例中合金的总质量为10kg，是根据磨具的大小决定，在保证添加原料的质量比的原则下，并不限于其它模具。
实施例1
制备10kg的铸造合金，以商业A356合金锭(8.60)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(0.95kg)和Al-5wt.％Zr中间合金锭(0.45kg)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)：6.59％，镁(Mg)：0.36％，铁(Fe)：0.014％，钛(Ti)：0.12％，钪(Sc)：0.19％，锆(Zr)：0.22％，余量为铝(Al)；合金金相组织如图1所示，其晶粒基本为从商业A356的树枝状晶变成瓣状晶粒。
(3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537℃固溶处理4-6h；
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到含钪、锆的A356铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样；本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为298Mpa，延伸率为8.4％。如图2所示，在晶粒内部和材料断裂表面没有片状的针片状的含Fe金属间化合物存在，如此可见Sc和Zr的添加改变了含Fe金属间化合物，使针片状的含Fe金属间化合物消失，从而影响了材料断裂的机制，提升了材料的力学性能。
实施例2
(1)制备10kg的铸造合金，以商业A356合金锭(8.80)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(1.00kg)和Al-5wt.％Zr中间合金锭(0.23kg)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)：6.71％，镁(Mg)：0.37％，铁(Fe)：0.12％，钛(Ti)：0.14％，钪(Sc)：0.20％，锆(Zr)：0.11％余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板进行固溶处理4-6h，固溶温度为527-537℃。
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到高强度含钪、锆的A356铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为为374Mpa，延伸率为2.3％。
实施例3
制备10kg的铸造合金，以以商业A356合金锭(8.00kg)、Al-2wt.％Sc中间合金锭(1.75kg)和Al-5wt.％Zr中间合金锭(0.30kg)，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％，铁(Fe)：0.037％，钛(Ti)：0.13％，钪(Sc)：0.35％，，锆(Zr)：0.15％余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537℃固溶处理4-6h；
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到含钪、锆的A356铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态含钪、锆的A356铸造合金的抗拉强度为278Mpa，延伸率为4.3％。
比较例1
本发明以传统商业的A356铸造合金做比较例，为了研究并具体说明Sc和Zr对合金力学性能的影响因素，具体步骤和性能如下：
(1)采用电磁感应熔炼方法熔炼10kg的A356合金，熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。图3为合金铸态SEM图，如图可见有大量的针片状含Fe金属间化合物产生(白色针状结构)。
(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)：6.75％，镁(Mg)：0.35％，铁(Fe)：0.011％，钛(Ti)：0.13％，余量为铝(Al)；
(3)将步骤(2)所得到的铸板在527-537℃固溶处理4-6h；
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到A356铸造合金。
(5)将(4)中得到的试样制备成拉伸试样，本实例制得的T6态A356铸造合金的抗拉强度为271Mpa，延伸率为0.30％。图4为合金断裂表面，可以发现断口边缘存在针片状含Fe金属间化合物，因此材料的断裂主要是针片状含Fe金属间化合物和Al基体之间发生剥离。简而言之，含Fe金属间化合物存在会不利于合金力学性能。通过添加Sc和Zr可以明显改变合金微观组织，是其力学性能的到提升，特别是延伸率。

Claims (6)

1.一种降低Fe中间相危害及其高力学性能含钪、锆的A356铸造合金的制备方法，其特征是步骤如下：
(1)根据A356铸造合金的成分和质量百分含量，取商业A356合金锭、Al-Ti中间合金锭、Al-Sc中间合金锭和Al-Zr中间合金锭，熔炼合金，浇铸成铸锭；
(2)将所得到的铸锭加工成的铸板；
(3)将所得到的铸板固溶处理；
(4)将固溶后的铝板在0-5℃水中淬火10-30s，然后30s内进行时效处理，时效处理温度为155-165℃，时间为8-10h，最后空冷即得到高力学性能A356铸造合金。
2.如权利要求1所述的方法，其特征是得到高力学性能A356铸造合金成分和质量百分含量为，硅：6.5-6.8％，镁：0.3-0.4％，铁：≤0.2％，钛：0.1-0.15％，钪：0.15-0.35％，锆：0.10-0.25％，余量为铝。
3.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(1)中采用电磁感应熔炼方法熔炼合金。
4.如权利要求3所述的方法，其特征是所述步骤(1)中熔炼温度控制在700-750℃，且在真空环境下浇铸成铸锭。
5.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(3)固溶处理温度为527-537℃。
6.如权利要求1所述的方法，其特征是所述步骤(3)固溶处理时间为4-6h。
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