CN108330362A - 一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金及制备工艺 - Google Patents

Abstract

一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金及制备工艺，合金采用较高的Ti、B含量，和高V、低Zr含量，且控制Zr/V比≤0.625，以便既充分发挥Zr与Ti、B协同细化晶粒，以控制枝晶间孔洞形成，又不因为Zr而降低V的抗热裂作用。同时，在原材料准备、工具准备和熔炼过程中采取高纯氩气和强力搅拌的综合除H工艺措施基础上，通过加入微量的稀土元素RE，来进一步降低熔体H含量，控制高强耐热铝铜合金铸件气孔针孔形成，提高大规格铸件本体性能。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。本发明能够制备出孔隙率低、组织致密、无热裂的大规格铝铜合金铸件，且该铸件显示出良好的本体力学性能、耐热性能和切削加工性能。

Description

一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金及制备工艺

技术领域

本发明涉及一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金及制备工艺，特别是指一种适应于大规格铝合金部件用的低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金及制备工艺；属于有色金属材料合金化技术领域。

背景技术

铝合金铸件相对变形加工铝合金材料而言，具有低成本优势，但是其本体力学性能相对较低。而且由于铸件本体存在大量的气孔针孔，以至相对于相同合金成分的铸造试棒性能都有较大幅度的降低。通过控制铸件气孔和针孔缺陷，提高铸件本体力学性能，是一项关键性的技术措施。随着航空航天和交通运输工业的发展，对大规格高强耐热铝合金铸件的需求越来越多。由于铸件规格越大、体积越大，铸件气孔针孔的控制难度就越大。因此，对于大规格复杂结构铸件而言，控制铸件气孔针孔是保证其优异本体力学性能的关键，尤其是对于高强耐热铝合金铸件则更为重要。

那么如何有效控制铸件气孔针孔呢？ZL201510401226.7通过多次精炼及扒渣等铸造工艺的改进，减少Al-Si合金铸件的气孔和针孔。ZL201410683603.6通过在Al-Si合金中添加P、Sb、Bi、Ca、Sr微量合金元素进行变质处理，以减少宏观缩孔和气孔。ZL201310244225.7采用在铝合金铸件凝固期间，进行保压处理，抑制H的溢出，以减少气孔针孔。但是，这些技术和方法都具有自身的局限性，如采用多次精炼及扒渣来减少气孔针孔的方法(ZL201510401226.7)，会导致铝液损耗较大；采用凝固期间进行保压处理，以便抑制H的溢出的方法(ZL201310244225.7)，只能处理小规格铸件；而采用P、Sb、Bi等元素复合微合金化进行变质处理的方法(ZL201410683603.6)，只适合于Al-Si铸造合金，而对于大规格、高强耐热的Al-Cu系铸造铝合金无法适用。因此，必须研究开发解决大规格高强耐热铝合金铸件气孔和针孔缺陷、提高铸件本体性能的新技术。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供一种低孔隙率的大规格高强耐热铸造铝铜合金材料及其制备工艺。

本发明所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金的主合金元素包括Cu、Mn，微合金化元素为V、Zr、RE、Ti、B，余量为Al。

本发明所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金包括下述组分按质量百分比组成：

Cu 4.5-7.7％，

Mn 0.2-0.5％，

V 0.15-0.40％，

Zr 0.01-0.09％，

RE 0.01-0.045％，

Ti 0.16-0.45％，

B 0.04-0.09％，且Zr/V≤0.625，余量为Al。

本发明所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金组分中还包括质量百分含量为0.0-1.7％的Ag、0.0-0.5％的Mg。

本发明所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述RE为Ce、Y、Yb、Nd中的一种或者几种元素的组合。

本发明所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，适用于大规格铝铜构件的铸造，所述大规格铝铜构件是指长、宽、高三维尺寸中至少有一维尺寸大于等于500mm。

本发明一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，包括该铸造铝合金材料的熔炼铸造和铸件的热处理。

本发明一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺包括以下步骤：

(1)备料，按设计的高强耐热铸造铝铜合金组分准备材料，其中Al、Mg、Ag为纯金属，Cu、Mn、V、RE、Zr、Ti和B为Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-RE、Al-Zr、Al-Ti-B中间合金，将上述纯金属和中间铝合金在150～300℃预热1～2h，其中Mg需要用铝箔包裹严实；

(2)工具准备，所有合金熔炼铸造需要使用的工具，先进行涂料涂覆，并在150～300℃下烘干预热3～5h；

(3)熔炼，先将高纯铝在750～790℃的熔炼炉里熔化，然后加入Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-Zr中间合金和纯Ag，待其全部熔化后，通入高纯氩气(氩气纯度≥99.9％)、并强烈搅拌对熔体进行精炼20～30min，除渣后将熔液温度控制在730～740℃，然后用钟罩压入高纯Mg，待其熔化后缓慢搅拌熔液，最后加入Al-RE和Al-Ti-B中间合金，静置10～30min，控制熔液温度在725～735℃，浇铸到砂型中，得到铸件；

(4)铸件在510～530℃保温2～16h，室温水淬；然后在155～185℃保温2～14h，出炉空冷。

本发明一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，浇注前将砂型在200～400℃的烘干炉内进行烘干2～4h，以减少H的来源。

本发明一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，制备的高900mm，直径650-820mm，壁厚9-20mm高强耐热铸造铝铜合金五边形异形筒体铸件，本体性能指标为：

室温(25℃)性能指标达到：344-367抗拉强度309-331/MPa；屈服强度/MPa；延伸率3.5-5.3％；

高温(200℃)性能指标达到：316-332抗拉强度/MPa；屈服强度270-288/MPa；延伸率5.9-6.7％。

本发明的原理：减少和消除铝合金铸件中的气孔和针孔的关键在于两个方面：一是细化晶粒和减小枝晶间距，增加熔体补缩能力，以减少枝晶间孔洞的产生；二是减小熔体中的H含量，以防止H超过溶解度溢出形成气孔。本发明针对大规格、高强耐热铝合金铸件制备的气孔针孔缺陷问题，从晶粒细化和降低熔体含H量两个方面采取综合技术措施予以解决。在晶粒细化方面，我们的研究表明，强烈细化晶粒元素Zr破坏V元素的抗热裂作用，这揭示了现有商业铸造铝合金ZL205A，ZL209即使添加了抗热裂元素V，也因为含有较高的Zr而容易产生热裂，只适合制备小规格铸件的原因。我们的研究还发现，Zr在稍低的含量范围(≤0.09％)内，并保持Zr/V质量比≤0.625时，就不会破坏V的抗热裂作用。这样可以充分发挥Zr的细化晶粒作用，使其与较高的Ti、B元素一起细化晶粒，减少凝固时孔隙的形成。在减小熔体中H含量方面，我们的研究发现，超微量(ppm级)稀土元素Ce、Y、Yb、Nd及其组合可以与熔体中的H原子发生反应，而使熔体进一步脱H。从而，在备料、熔炼工具准备、铸型烘烤干燥及高纯氩气强搅拌除气等综合技术措施的基础上，进一步降低熔体中H含量。我们的研究还发现，稀土元素如果超出固溶度范围，就会与Cu生成Al-Cu-RE化合物，该化合物粗大、脆性大，严重割裂基体(见附图1、2)，必然增大铸件的室温脆性。因此，本发明所添加稀土元素必须控制在超微量水平，以防止其超出固溶度，形成脆性大的Al-Cu-RE化合物。况且，大规格高强耐热铸造铝合金出于抗热裂的需要，采用了较高的Cu含量，生成了较多的晶界化合物，使合金室温塑性降低。在此前提下，更要注意控制产生室温脆性的相关因素。

本发明的具体优点和积极效果在于：

(1)本发明能够有效控制Al-Cu系铸造铝合金的铸造气孔和针孔缺陷，使本发明的铸造铝合金材料适用于制备无气孔缺陷的大规格、高强耐热铝铜合金铸件；

(2)本发明能够明显提高大规格、高强耐热铝铜合金铸件本体的力学性能；

(3)本发明的铸造铝合金材料及铸件制备工艺对设备要求低、操作简单。

综上所述，本发明是通过：一方面在采用较高Ti、B含量来细化晶粒的基础上，采取高V、低Zr及较低的Zr/V比(≤0.625)的控制方法，在不降低V的抗热裂作用前提下，充分发挥Zr与Ti、B协同细化晶粒的作用，以减少铸件枝晶间的孔洞形成几率；另一方面在原材料准备、熔炼工具准备及熔炼铸造工艺阶段的高纯氩气吹炼和强力搅拌进行除气除渣的基础上，添加微量的稀土RE(Ce、Y、Yb、Nd)及其组合，进一步除H。从而获得孔隙率低、组织致密、具有较高本体力学性能的大规格、高强耐热铝合金铸件。

附图说明

附图1是Al-Cu-x Ce合金铸态组织的X射线衍射图谱。

附图2是Al-Cu-0.52％Ce合金铸态组织的SEM图像。

附图3是实施例1铸件的实物图。

附图4是对比例1铸件表面铸造气孔缺陷的宏观形貌。

附图5是对比例2铸件表面铸造气孔缺陷的宏观形貌。

附图6是实施例2铸件本体时效热处理后的室温拉伸断口SEM形貌。

附图7是对比例1铸件本体时效热处理后的室温拉伸断口SEM形貌。

附图8是对比例2铸件本体时效热处理后的室温拉伸断口SEM形貌。

从附图1、2可以看出，在Al-Cu合金中添加过量的稀土Ce，会导致合金中析出粗大的脆性Al₈CeCu₄相，增加铸件的室温脆性。

对比附图3和附图4、5可以看出，使用实施例合金可以铸造出组织致密的大规格的异形截面筒形铸件，而使用对比例合金铸造出的大规格铸件中有气孔缺陷。

对比附图6和附图7、8可以看出，实施例合金本体的室温拉伸断口组织中没有出现孔洞等铸造缺陷显示出良好的力学性能，而对比例合金本体的室温拉伸断口中出现了孔洞等铸造缺陷。

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。

实施例1

合金成分为：0.14％V、0.08％Zr、Zr/V＝0.571，RE0.036(稀土Ce)、0.38％Ti、0.08％B、6.52％Cu、0.23％Ag、0.08％Mg、0.34％Mn，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300kg的该铸造铝合金材料，其中Al、Ag、Mg为纯金属，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、油污，纯Mg用铝箔包裹严实，然后在150～300℃烘烤1～2h；(2)合金熔炼铸造所使用工具的表面需要清理干净并预先刷涂氧化锌涂料，并在150～300℃下烘干预热3～5h，同时将砂型在200～400℃的烘干炉内进行烘干预热处理2～4h；(3)先将纯Al在770℃的熔炼炉里熔化，然后加入纯Ag和Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-Zr中间合金，待其全部熔化后，通入高纯氩气并强烈搅拌熔体进行精炼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-RE和Al-Ti-B中间合金并将熔体温度控制在730℃，静置20分钟后除渣；(4)将熔液浇注到预热过的砂型中，待其凝固冷却后取出铸件。

先对铸件本体进行520℃/10h固溶热处理，然后再进行165℃/8h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例2

合金成分为：0.23％V、0.05％Zr、Zr/V＝0.217，RE0.014(稀土Y)、0.29％Ti、0.06％B、4.84％Cu、0.52％Ag、0.32％Mg、0.27％Mn，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。

先对铸件本体进行515℃/12h固溶热处理，然后再进行175℃/4h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例3

合金成分为：0.28％V、0.04％Zr、Zr/V＝0.143，RE0.01(稀土Yb)、0.20％Ti、0.04％B、7.70％Cu、0.85％Ag、0.38％Mg、0.31％Mn，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。

先对铸件本体进行530℃/2h固溶热处理，然后再进行185℃/2h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例4

合金成分为：0.12％V、0.075％Zr、Zr/V＝0.625，RE0.032(Ce、Yb的混合稀土)、0.17％Ti、0.04％B、6.85％Cu、1.51％Ag、0.45％Mg、0.20％Mn，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。

先对铸件本体进行525℃/6h固溶热处理，然后再进行165℃/10h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例5

合金成分为：0.18％V、0.06％Zr、Zr/V＝0.333，RE0.0180(稀土Nd)、0.32％Ti、0.06％B、4.50％Cu、0.44％Ag、0.20％Mg、0.24％Mn，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。

先对铸件本体进行510℃/16h固溶热处理，然后再进行180℃/4h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例6

合金成分为：0.26％V、0.08％Zr、Zr/V＝0.308，RE0.04(Y、Nd的混合稀土)、0.35％Ti、0.07％B、7.26％Cu、1.70％Ag、0.50％Mg、0.45％Mn，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。

先对铸件本体进行525℃/4h固溶热处理，然后再进行175℃/6h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例7

合金成分为：0.35％V、0.08％Zr、Zr/V＝0.229，RE0.023(Ce、Y、Yb的混合稀土)、0.45％Ti、0.09％B、5.52％Cu、0.14％Mg、0.50％Mn，余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Ag元素外，合金的熔炼铸造过程同实施例1。

先对铸件本体进行520℃/6h固溶热处理，然后再进行160℃/12h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例8

合金成分为：0.32％V、0.09％Zr、Zr/V＝0.281，RE0.045(稀土Yb)、0.24％Ti、0.05％B、5.28％Cu、1.01％Ag、0.42％Mn，余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Mg元素外，合金的熔炼铸造过程同实施例1。

先对铸件本体进行515℃/14h固溶热处理，然后再进行170℃/8h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

实施例9

合金成分为：0.21％V、0.01％Zr、Zr/V＝0.047，RE0.028(稀土Ce)、0.42％Ti、0.08％B、6.02％Cu、1.33％Ag、0.25％Mg、0.38％Mn，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。

先对铸件本体进行520℃/8h固溶热处理，然后再进行155℃/14h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

对比例1

合金成分为：0.04％V、0.10％Zr、Zr/V＝2.500，0.28％Ti、6.36％Cu、1.05％Ag、0.21％Mg、0.34％Mn，余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Al-RE和Al-Ti-B中间合金而只加入Al-Ti中间合金外，合金的熔炼铸造过程同实施例1。

先对铸件本体进行520℃/8h固溶热处理，然后再进行175℃/6h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

对比例2

合金成分为：0.25％V、0.08％Zr、Zr/V＝0.320，0.29％Ti、0.06％B、7.03％Cu、0.95％Ag、0.19％Mg、0.36％Mn，余量为Al，且各组分之和为100％。

除不加入Al-RE中间合金外，合金的熔炼铸造过程同实施例1。

先对铸件本体进行525℃/6h固溶热处理，然后再进行165℃/8h人工时效热处理。其室温和高温拉伸性能如表1所示。

表1

从上述表1可以看出，实施例1-9制备的合金的室温和高温拉伸性能都比对比例1、2的高，这显示出本发明提供的铸造铝合金材料及其工艺适于制备组织致密、拥有较高本体力学性能的大规格的高强耐热铝合金铸件。

Claims (10)

1.一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金的主合金元素包括Cu、Mn，微合金化元素为V、Zr、RE、Ti、B，余量为Al。

2.根据权利要求1所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金包括下述组分按质量百分比组成：

3.根据权利要求2所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述高强耐热铸造铝铜合金组分中还包括质量百分含量为0.0-1.7％的Ag、0.0-0.5％的Mg。

4.根据权利要求1-3任意一项所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金，所述RE为Ce、Y、Yb、Nd中的一种或者几种元素的组合。

5.制备如权利要求4所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的工艺，包括以下步骤：

(1)备料，按设计的高强耐热铸造铝铜合金组分准备材料，其中Al、Mg、Ag为纯金属，Cu、Mn、V、RE、Zr、Ti和B为Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-RE、Al-Zr、Al-Ti-B中间合金，将上述纯金属和中间铝合金在150～300℃预热1～2h，其中Mg需要用铝箔包裹严实。

(2)熔炼，先将高纯铝在750～790℃熔化，然后加入Al-Cu、Al-Mn、Al-V、Al-Zr中间合金和纯Ag，待其全部熔化后，通入氩气、并搅拌对熔体进行精炼、除渣后将熔液温度控制在730～740℃，然后用钟罩压入高纯Mg，待其熔化后加入Al-RE和Al-Ti-B中间合金，静置，控制熔液温度在725～735℃浇铸到砂型中，得到铸件；

(3)铸件在510～530℃保温2～16h，室温水淬；然后在155～185℃保温2～14h，出炉空冷。

6.根据权利要求5所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，合金熔炼前，将熔炼铸造使用的工具，在150～300℃下烘干预热3～5h。

7.根据权利要求5所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，浇注前将砂型在200～400℃的烘干炉内进行烘干2～4h。

8.根据权利要求5所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，高强耐热铸造铝铜合金包括下述组分按质量百分比组成：

9.根据权利要求8所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，所述高强耐热铸造铝铜合金组分中还包括质量百分含量为0.0-1.7％的Ag、0.0-0.5％的Mg。

10.根据权利要求9所述的一种低孔隙率的高强耐热铸造铝铜合金的制备工艺，制备的高900mm，直径650-820mm，壁厚9-20mm高强耐热铸造铝铜合金五边形异形筒体铸件，本体性能指标为：

室温(25℃)性能指标达到：344-367抗拉强度309-331/MPa；屈服强度/MPa；延伸率3.5-5.3％；

高温(200℃)性能指标达到：316-332抗拉强度/MPa；屈服强度270-288/MPa；延伸率5.9-6.7％。