CN108251724B - 适用于大规格复杂结构铸件的高强耐热铝合金及制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强耐热铸造铝合金材料及其制备工艺，其适用于铸造大规格铸件。本发明的高强耐热铸造铝合金的具体组分及其质量百分比为：6.0～7.7％Cu、0.6～1.7％Ag、0.10～0.38％Mg、0.2～0.5％Mn、0.10～0.35％V、0.05～0.15％Ti，15≤Cu/Mg比≤60，Fe≤0.06％，Si≤0.06％，余量为Al以及其它不可避免的杂质元素。其制备过程包括合金的熔炼铸造和铸件的固溶时效热处理。本发明能够铸造出大规格铸件，且铸件的耐热性能、室温力学性能和切削加工性能良好。

Description

适用于大规格复杂结构铸件的高强耐热铝合金及制备工艺

技术领域

本发明涉及铸造铝合金材料及其制备方法，特别是指一种适用于大规格复杂结构铸件的高强耐热铸造铝合金及其制备工艺，属于有色金属材料技术领域。

背景技术

随着当前中国航空、航天等工业领域的快速发展，对大规格的高强耐热铝合金结构件的需求也越来越多。一般来说，Al-Si系铸造铝合金的工艺性能优良，用Al-Si系铸造铝合金材料制备大规格铝合金铸件，制备工艺没有问题，如申请公布号为CN101844218A的中国发明专利申请公开了《一种铝合金筒形零件的低压铸造制备工艺》。但Al-Si系铸造铝合金力学性能较低，尤其是高温性能差。近年来公开了一些采用添加稀土提高高温性能的技术，如ZL201510039580.X和ZL201510039593.7，除了添加高含量的Ni和Fe外，还采用添加RE(Gd、Y、Nd、Sm、Er、Yb和La)形成稀土化合物，以提高铸件的高温力学性能。但是，这些公开技术是针对发动机活塞和气缸盖开发的，还需要特殊的压力铸造甚至挤压铸造工艺配合，才能获得较好的力学性能，因此不适合于制备大规格铸件。此外，还有通过添加Hf和Sr变质处理来改善室温性能和高温性能的(如ZL201180029265.9和ZL201310253875.8)，但这些公开技术也是针对压气机盘和发动机气缸盖等较小规格部件，其制备的部件总体室温性能较低。因此，现有技术中的Al-Si系铸造铝合金通常只能用于制备小尺寸、高强度的铝合金部件。

Al-Cu系铸造铝合金具有较高的强度和耐热性能。商用化ZL201-ZL205A、ZL206-ZL208试棒的室温拉伸强度在250-500MPa之间，而250℃下的拉伸强度普遍在250MPa以下，在300℃下的拉伸强度则低至160MPa以下。美国的201.0和A201.0的室温拉伸强度和高温拉伸强度也是在这个水平，无法满足设计要求。尤其是现有Al-Cu系铸造合金热裂倾向大，无法制备大规格和结构复杂的铸件，如ZL205A大部分情况是铸造小尺寸铸件用于航空领域。近年来开始出现了在美国201.0和A201.0基础上添加稀土元素Sc和Ce，以提高铸造合金的高温拉伸强度(ZL200710036072.1，ZL200310109852.0)。也有采用添加稀土元素Ce、Y、La和增大TiB₂添加量来改善Al-Cu系铸造合金的热裂倾向(ZL200810230078.7，ZL201510009302.X)。但是，这些努力没有从根本上解决Al-Cu系铸造合金的热裂倾向问题。到目前为止，现有Al-Cu系的铸造铝合金仍然只能铸造小尺寸的铸件。从降低制备成本和简化加工流程来说，开发一种适用于大规格铸件、且本体性能优异的高强耐热铸造铝合金材料及其制备工艺有着非常好的应用前景，也是本领域的当务之急。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供一种适用于铸造大规格铸件、且本体性能优异的高强耐热铸造铝合金材料及其制备工艺。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，包括下述组分按质量百分比组成：Cu 6.0～7.7％、Ag 0.6～1.7％、Mg 0.10～0.38％、Mn 0.2～0.5％、V 0.10～0.35％、Ti0.05～0.15％，Fe≤0.06％，Si≤0.06％，余量为Al，且15≤Cu/Mg≤60。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，包括以下步骤：

第一步：备料

按照设计的合金组分准备材料，其中Al、Mg、Ag为纯金属，Cu、Mn、V、Ti为Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-Ti中间合金，将上述纯金属和中间铝合金在150～200℃预热1～2h，其中Mg需要用铝箔包裹严实；

第二步：熔炼

先将纯铝在740～780℃熔化，然后加入Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金和纯Ag，待其全部熔化后，将熔液温度控制在730～740℃，向熔液中添加纯Mg，待其熔化后纯Mg，最后加入Al-Ti中间合金，静置后于720～730℃浇注到砂型中，完全凝固后取出铸件；

第四步：热处理

对铸件进行长时间高温固溶热处理和欠时效热处理。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，第一步中，对纯金属和中间铝合金预热时，用铝箔将Mg包裹严实。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，第二步中，Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金和纯Ag全部熔化后，通入氩气对熔体进行精炼20～30min后除渣，然后，采用钟罩压入纯Mg，待其熔化后缓慢搅拌熔液并加入Al-Ti中间合金，静置10-30min后浇注。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，第三步中，长时间高温固溶热处理工艺为：在515～535℃保温2～15h，室温水淬；欠时效热处理工艺为：150～190℃保温2～16h，空冷到室温；

优选的长时间高温固溶热处理工艺为520-530℃保温6～12h，室温水淬；欠时效热处理工艺为：155～165℃保温4～8h，空冷到室温；更优选的长时间高温固溶热处理工艺为525-527℃保温10～12h，室温水淬；欠时效热处理工艺为：160～165℃保温6～8h，空冷到室温。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，第一步中，原材料中，纯金属Al的纯度大于等于99.99％、Mg的纯度大于等于99.95％、Ag的纯度大于等于99.99％。

本发明一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金的制备工艺，制备的高强耐热铝合金试棒的室温性能指标为：抗拉强度460-473MPa，屈服强度450-462MPa，延伸率3.0-6.0％；试棒200℃高温性能指标为：抗拉强度365-378MPa，屈服强度345-365MPa，延伸率3.0-6.0％；试棒300℃高温性能指标为：抗拉强度200-209MPa，屈服强度190-197MPa，延伸率7.0-9.0％。

本发明的优势在于所开发的铸造铝合金既能够制备大规格、异形截面的铸件(如附图1、2所示)，又具有与Al-Cu系铸造合金同等的高强度和更加优异的耐高温性能。

制备大规格铸件的关键在于控制热裂。目前对于Al-Cu系铸造合金热裂的控制方法，主要是采取添加Ce、Y、La稀土元素和增加TiB2含量的细化晶粒方法(ZL200810230078.7，ZL201510009302.X)，但未能从根本上解决合金的热裂问题、制备出大规格Al-Cu系合金铸件。况且，目前的商用化Al-Cu系铸造合金的高温力学性能较低，难以满足航空航天飞速发展的要求。因此，必须开辟新的思路解决大规格铸件制备和高强度、耐高温性能相统一的问题。我们的研究发现，在Al-Cu-Mg-Ag四元合金基础上，采取较高Cu含量(6.0-7.7％)、较低Mg含量(0.10-0.38％)和高Cu/Mg比(15≤Cu/Mg比≤60)，辅助以抗热裂的V元素和细化晶粒的Ti、Mn元素，可以大幅度提高铸造铝合金的抗热裂性能，制备出了大规格异形截面铸件，如附图1、2所示。同时，严格控制Fe、Si两个杂质元素，避免Fe、Si杂质对Ω相析出的不利影响。采取较高Ag含量、适量的Mg含量和欠时效处理相配合的方法，提高Ω相析出的形核率(如附图3、4所示)，又使其具有一定的变形能力，而使铸造合金具有良好的室温塑性和优异的室温、高温强度。

以上合金设计技术和热处理技术的原理是：1)我们的研究发现，将Cu含量设计在6.0-7.7％范围内，可以大幅度提高合金的抗热裂能力，解决了ZL201、ZL203-205、201.0和A201.0等合金的抗热裂能力差和大规格铸件制备难的问题；2)我们的研究还发现，在高Cu含量和高Cu/Mg比的前提下，适量Mg含量不会对合金的抗热裂能力产生负面影响。这就为制备具有高强度和高耐热性能的大规格铸件提供了成分基础，因为Mg的加入是形成具有高强度、高耐热的Ω相的关键；3)适量Mg元素和高含量的Ag、Cu元素作用，在欠时效处理时形成具有高度弥散的Ω热强相，使得铸造合金具有高强度和优异的高温力学性能(见表2、3)；4)采用高Cu、低Mg和高Cu/Mg比的设计，还可以在铸造合金晶界处形成适量的富余Al-Cu化合物(如附图5、6所示)，这些处于晶界的化合物可以阻碍合金在高温变形时的晶界滑动，提高合金的高温变形抗力；5)同时严格控制Fe、Si两个杂质元素，可以有效避免对Ω相形成的不利影响，因为Fe、Si元素可以破坏Ag-Mg原子团簇的形成，从而阻碍Ω相的析出；6)采用欠时效处理相配合的热处理工艺是基于我们对Ω相的研究发现，欠时效态的Ω相具有一定的变形能力。这样，可以使得合金晶内组织容易变形，避免晶界富余的Al-Cu化合物导致合金的室温脆性，如表2、3所示。同时Ω相又能与晶界上的Al-Cu化合物一起协同提高合金高温力学性能。

综上所述，本发明采取高Cu含量、高Cu/Mg比成分设计，辅助以抗热裂元素V和细化晶粒元素Ti和Mn的加入，大幅度提高了合金的抗热裂能力，克服了现有Al-Cu铸造铝合金单纯依靠V元素或者稀土元素抗热裂性能不足的问题。同时，严格限制Fe、Si两个杂质元素的含量，避免它们对Ω相形成的不利影响。并将Ω相控制在易于变形的析出初期阶段，使得合金晶内变形变得容易，解决了因为高Cu含量所导致的室温脆性。而且，高Cu含量在晶界上产生富余第二相与高强耐热的Ω相一起赋予铸件优异的室温及高温力学性能。从而制备出了大规格、异形复杂截面，并具有优异室温及高温力学性能的铝合金铸件。其中，该铸造铝合金试棒的室温、200℃和300℃拉伸性能分别达到：室温性能指标为：抗拉强度460-473MPa，屈服强度450-462MPa，延伸率3.0-6.0％；200℃高温性能指标为：抗拉强度365-378MPa，屈服强度345-365MPa，延伸率3.0-6.0％；300℃高温性能指标为：抗拉强度200-209MPa，屈服强度190-197MPa，延伸率7.0-9.0％。

附图说明

附图1是实施例2-1铸件实物的侧面图。

附图2是实施例2-1铸件实物的截面图。

附图3是实施例2-3铸件的T6态组织的TEM图像。

附图4是实施例2-6铸件的T5态组织的TEM图像。

附图5是实施例2-4铸件的铸态组织的SEM图像。

附图6是实施例2-5铸件的T5态组织的SEM图像。

附图7是对比例2-1铸件的热裂纹宏观形貌。

附图8是对比例2-2铸件的热裂纹宏观形貌。

对比附图1、2和附图7、8可以看出，使用实施例合金可以铸造出大规格的异形截面筒形铸件，而使用对比例合金铸造大规格铸件时容易发生热裂。

从附图3和附图4可以看出，实施例合金的欠时效态组织中析出了更加细小弥散分布的沉淀相，这使该合金显示出良好的室温韧性，同时也有较好的耐热性能。

从附图5和附图6可以看出，在实施例合金的铸态组织中，晶粒间有大量的共晶组织，这使该合金显示出良好的抗热裂性能；经过固溶和时效热处理后，部分晶间初生相溶进了铝基体中，使该合金显示出良好的力学性能。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明。在本发明的实施例和对比例中，合金的成分中，各组分均以质量百分比计。

实施例1-1

合金成分为：7.70％Cu、1.22％Ag、0.22％Mg、0.20％Mn、0.22％V、0.05％Ti、0.02％Fe、0.03％Si，Cu/Mg＝35，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程按照以下步骤：(1)按照上述配方，配置3kg的该铸造铝合金材料，其中Al、Ag、Mg为纯金属，Fe、Si为杂质元素，其余元素为铝的中间合金，将上述金属表面清洗干净，无尘土、无油污，纯Mg用铝箔包裹严实，然后在150～200℃烘烤1～2h；(2)先将纯Al在760℃的熔炼炉里熔化，然后加入纯Ag和Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金，待其全部熔化后，通入高纯氩气对熔体除气25min，除渣后将熔体温度控制在735℃，用钟罩将Mg压入熔体中，5min后缓慢搅拌熔体，加入Al-Ti中间合金并将熔体温度控制在725℃，静置20分钟后除渣；(3)将熔液浇注到预热过的金属模具中，待其凝固冷却后取出试棒。

对试棒先进行520℃/15h的固溶热处理，再进行170℃/8h的人工时效热处理(T6态)。T6态试棒的室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例1-2

合金成分为：6.61％Cu、0.60％Ag、0.11％Mg、0.50％Mn、0.10％V、0.15％Ti、0.04％Fe、0.06％Si，Cu/Mg＝60，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例1-1。

对试棒先进行525℃/10h的固溶热处理，再进行180℃/4h的人工时效热处理(T6态)。T6态试棒的室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例1-3

合金成分为：6.40％Cu、1.70％Ag、0.38％Mg、0.34％Mn、0.35％V、0.09％Ti、0.06％Fe、0.02％Si，Cu/Mg＝16.8，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例1-1。

对试棒先进行530℃/4h的固溶热处理，再进行160℃/14h的人工时效热处理(T6态)。T6态试棒的室温和高温拉伸性能如表1所示。

对比例1(无V，Cu﹤6.0％)

合金(201.0铸造铝合金)成分为：4.52％Cu、0.71％Ag、0.25％Mg、0.30％Mn、0.15％Ti、余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Al-V中间合金外，合金的熔炼铸造过程同实施例1-1。

对试棒先进行525℃/10h的固溶热处理，再进行165℃/12h的人工时效热处理(T6态)。T6态试棒的室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例2-1

合金成分为6.81％Cu、1.45％Ag、0.17％Mg、0.20％Mn、0.35％V、0.11％Ti、0.06％Fe、0.02％Si，Cu/Mg＝40，余量为Al，且各组分之和为100％。

配置300kg的该铸造铝合金材料，砂型铸造大规格的异形截面筒形铸件，其熔炼铸造过程同实施例1-1。

该铸件表面没有出现热裂纹，如附图1、2所示。对铸件本体先进行515℃/15h的固溶热处理，再进行170℃/6h的人工时效热处理(T6态)。T6态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表2所示。

实施例2-2

合金成分为：6.20％Cu、0.60％Ag、0.30％Mg、0.25％Mn、0.20％V、0.07％Ti、0.02％Fe、0.02％Si，Cu/Mg＝20.7，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面没有出现热裂纹。对铸件本体先进行525℃/12h的固溶热处理，再进行150℃/16h的人工时效热处理(T6态)。T6态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表2所示。

实施例2-3

合金成分为：7.02％Cu、1.03％Ag、0.14％Mg、0.44％Mn、0.10％V、0.15％Ti、0.03％Fe、0.03％Si，Cu/Mg＝50，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面没有出现热裂纹。对铸件本体先进行535℃/2h的固溶热处理，再进行190℃/2h的人工时效热处理(T6态)。T6态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表2所示。

实施例2-4

合金成分为：7.20％Cu、1.27％Ag、0.20％Mg、0.38％Mn、0.15％V、0.05％Ti、0.02％Fe、0.04％Si，Cu/Mg＝36，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面没有出现热裂纹。对铸件本体先进行530℃/6h的固溶热处理，再进行155℃/8h的人工时效热处理(T5态)。T5态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表3所示。

实施例2-5

合金成分为：7.50％Cu、0.81％Ag、0.27％Mg、0.32％Mn、0.31％V、0.13％Ti、0.01％Fe、0.03％Si，Cu/Mg＝27.8，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面没有出现热裂纹。对铸件本体先进行520℃/12h的固溶热处理，再进行165℃/4h的人工时效热处理(T5态)。T5态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表3所示。

实施例2-6

合金成分为：6.64％Cu、1.70％Ag、0.30％Mg、0.50％Mn、0.24％V、0.08％Ti、0.04％Fe、0.06％Si，Cu/Mg＝22.1，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面没有出现热裂纹。对铸件本体先进行525℃/8h的固溶热处理，然后再进行180℃/2h的人工时效热处理(T5态)。T5态铸件本体的室温和高温拉伸性能如表3所示。

对比例2-1(Cu﹤6.0％)

合金成分为：4.98％Cu、1.03％Ag、0.22％Mg、0.36％Mn、0.14％V、0.15％Ti、0.04％Fe、0.06％Si，Cu/Mg＝22.6，余量为Al，且各组分之和为100％。

合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面出现了长热裂纹(如附图7所示)，铸件报废。

对比例2-2(无V)

合金成分为：6.53％Cu、1.09％Ag、0.34％Mg、0.38％Mn、0.10％Ti、0.01％Fe、0.02％Si，Cu/Mg＝19.2，余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Al-V中间合金外，合金的熔炼铸造过程同实施例2-1。

该铸件表面出了长热裂纹(如附图8所示)，铸件报废。

表1：实施例1-1～1-3和对比例1中T6态试棒的室温和高温拉伸性能

表2：实施例2-1～2-3中T6态铸件本体的室温和高温拉伸性能

表3：实施例2-4～2-6中T5态铸件本体的室温和高温拉伸性能

从上述表1可以看出，实施例合金试棒的室温和高温力学性能都比对比例的高；从上述表2和表3可以看出，对铸件本体进行人工欠时效热处理可以改善其室温脆性，同时仍然显示出良好的高温耐热性能。

Claims (6)

1.一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，包括下述组分按质量百分比组成：

Cu 6.0~7.7%、Ag 0.6~1.7%、Mg 0.10~0.38%、Mn 0.2~0.5%、V 0.10~0.35%、Ti 0.05~0.15%， Fe≤0.06%，Si≤0.06%，余量为Al，且15≤Cu/Mg≤60；

其制备工艺，包括以下步骤：

第一步：备料

按照设计的合金组分准备材料，其中Al、Mg、Ag为纯金属，Cu、Mn、V、Ti为Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-Ti中间合金，将上述纯金属和中间合金在150~200℃预热1~2h，其中Mg需要用铝箔包裹严实；

第二步：熔炼

先将纯铝在740~780℃熔化，然后加入Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金和纯Ag，待其全部熔化后，将熔液温度控制在730~740℃，向熔液中添加纯Mg，待其熔化后，最后加入Al-Ti中间合金，静置后于720~730℃浇注到砂型中，完全凝固后取出铸件；

第三步：热处理

对铸件进行长时间高温固溶热处理和欠时效热处理。

2.根据权利要求1所述的一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，其特征在于：第一步中，原材料中，纯金属Al的纯度大于等于99.99%、Mg的纯度大于等于99.95%、Ag的纯度大于等于99.99%。

3.根据权利要求2所述的一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，其特征在于：第一步中，对纯金属和中间合金预热时，用铝箔将Mg包裹严实。

4.根据权利要求1所述的一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，第二步中， Al-Cu、Al-Mn、Al-V中间合金和纯Ag全部熔化后，通入氩气对熔体进行精炼20~30min后除渣，然后，采用钟罩压入纯Mg，待其熔化后缓慢搅拌熔液并加入Al-Ti中间合金，静置10-30min后浇注。

5.根据权利要求1-4任意一项所述的一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，第三步中，长时间高温固溶热处理工艺为：在515~535℃保温2~15h，室温水淬；欠时效热处理工艺为：150~190℃保温2~16h，空冷到室温。

6.根据权利要求5所述的一种适用于大规格铸件的高强耐热铝合金，制备的高强耐热铝合金试棒的室温性能指标为：抗拉强度460-473MPa，屈服强度450-462MPa，延伸率3.0-6.0%；试棒200℃高温性能指标为：抗拉强度365-378MPa，屈服强度345-365MPa，延伸率3.0-6.0%；试棒300℃高温性能指标为：抗拉强度200-209MPa，屈服强度190-197MPa，延伸率7.0-9.0%。