CN110408807B

CN110408807B - 一种亚共晶Al-Si铸造合金及其制备方法

Info

Publication number: CN110408807B
Application number: CN201910789466.7A
Authority: CN
Inventors: 杜晓东; 庄鹏程; 时运; 张壮; 雷璇璇
Original assignee: Hefei University of Technology
Current assignee: Hefei University of Technology
Priority date: 2019-08-26
Filing date: 2019-08-26
Publication date: 2021-07-27
Anticipated expiration: 2039-08-26
Also published as: CN110408807A

Abstract

本发明公开了一种亚共晶Al‑Si铸造合金及其制备方法，其中亚共晶Al‑Si铸造合金的合金成分按质量百分比构成如下：Si6.50～7.50％、Mg0.40～0.80％、Ca0.26～2.50％、Bi0.20～0.50％、Mn0.10～0.20％、Ti0.10～0.20％、Fe≤0.12％，余量为铝。本发明以Al‑Ca中间合金对亚共晶Al‑Si合金进行变质，细化共晶Si颗粒，并通过配料、熔炼铸造、热处理等工艺流程，改善Al‑Si合金的微观组织和性能，使合金具有较高的力学性能。

Description

一种亚共晶Al-Si铸造合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及铝合金材料技术领域，具体涉及一种亚共晶Al-Si铸造合金及其制备方法。

背景技术

铸造Al-Si合金具有优良的铸造性能和力学性能，其铸造流动性好、密度低、强度较高及良好的机械加工特性等，使Al-Si合金在汽车、航空航天、船舶等领域有着广泛的应用。随着汽车、航空等领域的进一步发展，Al-Si系合金铸造组织中片状的共晶硅制约了其进一步的应用，因而在铝合金铸造业中对亚共晶Al-Si合金的变质是重要发展趋势。

变质一般可以通过提高冷却速率或添加一定的微量元素来实现。Mg、Mn、Ti等元素是常规的合金元素，其在Al-Si合金中能通过形成第二相粒子而强化合金，但其强化效果有限，潜力已被充分挖掘。微量元素Sr、Ce、Er、Sc、Zr可以将粗片状共晶硅调整成纤维状的结构，具有形核变质作用，通过在铸造Al-Si中添加微量Sr、Ce、Er、Sc、Zr可以有效提高其强度和塑性。但是Sr、Ce、Er、Sc、Zr等元素价格昂贵，限制了其在实际生产上的应用，难以由此获得成本低而强度、塑性等力学性能好的铸造Al-Si合金。

发明内容

本发明针对上述现有技术的不足，提供了一种亚共晶Al-Si铸造合金及其制备方法，制得的铝合金具有良好的力学性能，且成本较低。

本发明通过合金设计、控制Si含量并通过元素Ca的添加，制备具有优良力学性能的Al-Si铸造合金。本发明亚共晶Al-Si铸造合金的合金成分按质量百分比构成如下：Si6.50～7.50％，Mg 0.40～0.80％，Ca 0.26～2.50％，Bi 0.20～0.50％，Mn 0.10～0.20％，Ti 0.10～0.20％，Fe≤0.12％，除标明的元素成分外，其余金属及非金属杂质元素的总含量≤0.3％，余量为铝。

本发明亚共晶Al-Si铸造合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：配料

按照合金中各元素的配比称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金以及Al-Ti中间合金并烘干；

步骤2：熔炼铸造

2a、将称取的Al-Si中间合金和纯铝依次加入已预热至300℃的石墨坩埚内，而后随炉升温到730℃，待其全部熔化后保温静置20min；

2b、随后将称取的Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金和Al-Mg中间合金依次加入已熔化的合金熔液中，待其全部熔化后充分搅拌，调整炉温至720℃并保温静置20min；步骤2中，Al-Ca中间合金最终加入重量达到炉内铝熔体总重量的0.26～0.50％。

2c、向合金熔液中加入精炼剂(C₂Cl₆，占总量的0.6％)进行精炼除气，于700℃静置保温10～15min，扒渣，浇注到预热至200℃的金属型模具中，获得合金铸锭；

步骤3：T6热处理

将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理。

固溶处理工艺为：540℃固溶保温5h(水淬，60～80℃温水)；人工时效工艺为：160℃时效保温4～8h，出炉空冷。

本发明方法的设计依据是：

元素Si可以提高铝合金流动性，在凝固过程时，Al-Si合金较小的收缩率，保障了铸造的充型能力，使得铸件几乎不产生裂纹；Si在合金中多以共晶Si或者第二相颗粒存在。所述Si的质量分数优选为6.50～7.50％。

铝合金中的Mg元素，一部分存在于α-Al相中，另一部分与Si形成第二相颗粒Mg₂Si，在固溶处理时，强化相Mg₂Si完全融入α-Al相中，在时效处理时充分析出，强化合金力学性能。Mg含量愈高，抗拉强度逐渐提高，延伸率逐渐下降。Mg的质量分数优选为0.40～0.80％。

在亚共晶Al-Si合金中加入Ca，Ca可在铝合金中形成Al₄Ca强化相，改善合金组织和力学性能。Si与Al₂CaSi₂之间的错配小于8％，Al₂CaSi₂是一种有效的初生Si形核剂。可使共晶硅从针状板状转变为纤维状。硅形态的这种变化增强了合金的性能，特别是延展性。Ca含量过高会导致铝硅钙金属间化合物的形成，过多则对机械性能是有害的，所述Ca的质量分数优选为0.20～2.50％。

Bi是低熔点物质，在铝合金中溶解度不大，但能够改善切削性能，且在凝固过程中膨胀，有利于补缩，所述Bi的质量分数优选为0.20～0.50％。

Mn可与Al形成第二相颗粒MnAl₆，细化再结晶晶粒，降低晶粒尺寸；Mn可以将板片状或针状含铁相β-Fe转变为块状含铁相，与Fe固溶形成金属间化合物，减少针状物晶粒大小，减少Fe的危害。所述Mn的质量分数优选为0.10～0.20％。

Ti在铝合金中生成TiAl₃，在凝固过程中TiAl₃起到异质形核作用，给α-Al初相提供形核点，细化晶粒，降低晶粒尺寸，提高合金的性能。所述Ti的质量分数优选为0.10～0.20％。

一般认为，改性是根据杂质诱发共生成对孪晶机制进行的。该机制认为：变质元素的原子吸附在硅的生长台阶上，打乱了硅原子的堆积次序，从而在硅晶体中形成了大量的孪晶，改变了共晶硅的生长方式，进而产生了变质效果。微量元素能不同程度地改善Al-Si合金的枝晶组织及共晶硅形貌，细化晶粒，提高合金的力学性能。

与已有技术相比，本发明有益效果体现在：

1、本发明合金中加入0.25～2.50％Ca，Si与Al₂CaSi₂之间的错配小于8％，Al₂CaSi₂是一种有效的初生Si形核剂，有利于Si的变质，改善合金的组织和力学性能；Ca可在铝合金中形成Al₄Ca强化相，提高合金的强度。

2、本发明按照新的合金成分设计思路，通过添加适量Ca、Mn、Ti来达到Si变质、改善合金组织、形成第二相强化的目的，而Ca的价格相对较低，易以获取，避免了加入价格昂贵的Sc、Er、Ce等稀土元素对合金成本的大幅增加的负面作用，在满足铝合金组织和力学性能要求前提下，具有低成本的优点。

3、本发明通过合金成分设计，经熔炼铸造和热处理后，使该亚共晶Al-Si铸造合金的力学性能相较未处理的合金提升10％～20％，抗拉强度可达到250～280MPa，超过一般铸造铝合金的力学性能(Al-7Si铸造合金的铸态抗拉强度一般不高于240MPa)。

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(质量百分比，％)范围为：Si为6.50～7.50、Mg为0.40～0.80、Ca为0.26～2.50、Bi为0.20～0.50、Mn为0.10～0.20、Ti为0.10～0.20、Fe≤0.12、除标明的元素成分外，其余金属及非金属杂质元素的总含量不超过0.3、余量为铝。

表1实施例1-7中合金的原料按按质量百分比构成如下：

实施例1：

本实施例按如下步骤制备亚共晶Al-Si铸造合金：

步骤1：配料

按照91.94％Al、7.0％Si、0.40％Mg、0.26％Ca、0.20％Bi、0.10％Mn和0.10％Ti的质量百分比，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金以及Al-Ti中间合金并烘干；

步骤2：熔炼铸造

将称取的Al-Si中间合金和纯铝依次加入已预热至300℃的石墨坩埚内，而后随炉升温到730℃，待其全部熔化后保温静置20min；

随后将称取的Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金和Al-Mg中间合金依次加入已熔化的合金熔液中，待其全部熔化后充分搅拌，调整炉温至720℃并保温静置20min；

向合金熔液中加入精炼剂(C₂Cl₆，占总量的0.6％)进行精炼除气，于700℃静置保温10～15min，扒渣，浇注到预热200℃的金属型模具中，获得合金铸锭。

步骤3：T6热处理

将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理。固溶处理工艺为：540℃固溶保温5h，水淬，60℃温水；人工时效工艺为：160℃时效保温6h，出炉空冷。

本实施例中，Si的重量百分比为7.0，合金流动性较好，具有良好的充型能力，经熔炼铸造后，铸件完整无裂纹。0.40％的Mg和0.26％的Ca可与Si形成少量Mg₂Si、Al₂CaSi₂相，，Mg₂Si相在固溶处理时融入初生相中，其后在时效处理时析出，起到时效强化作用，Al₂CaSi₂相是一种有效的初生Si形核剂，可使共晶硅从针状板状转变为纤维状，具有较好的强化作用。0.20％的Bi具有较好的补缩作用，且Bi对Mg₂Si相能够起到良好的变质作用，明显减小Mg₂Si相的尺寸，由粗大的片层状转变为纤维状或珊瑚状。Mn和Ti的添加可细化晶粒，降低晶粒尺寸，提高力学性能。为测试Al-7Si-0.4Mg-0.2Bi-0.1Mn-0.1Ti合金的力学性能，对其进行室温拉伸试验。将经过T6热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T6态抗拉强度为253.2MPa。

实施例2：

本实施例按如下步骤制备亚共晶Al-Si铸造合金：

步骤1：配料

按照91.60％Al、7.0％Si、0.40％Mg、0.40％Ca、0.20％Bi、0.20％Mn和0.20％Ti的质量百分比，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金以及Al-Ti中间合金并烘干；

步骤2：熔炼铸造

步骤3：T6热处理

本实施例中，Ca含量较实施例1增加了54％，Ca与Si形成的Al₂CaSi₂相增加，强化效果也随之提升。Mn和Ti的添加量增加，其中Mn能通过MnAl₆化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍作用，提高再结晶温度，显著细化再结晶晶粒；Ti通过TiAl₃在凝固过程中起到的异质形核作用，给初生相提供形核点，降低晶粒尺寸，提高合金的性能。所得T6态抗拉强度为259.2MPa。

实施例3：

本实施例按如下步骤制备亚共晶Al-Si铸造合金：

步骤1：配料

按照91.10％Al、7.0％Si、0.6％Mg、0.6％Ca、0.30％Bi、0.20％Mn和0.20％Ti的质量百分比，称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金以及Al-Ti中间合金并烘干；

步骤2：熔炼铸造

步骤3：T6热处理

实施例中，Mg含量较实施例1增加了50％，与Si形成第二相颗粒Mg₂Si增加。Ca的添加量增加，提供的形核点增加，强化效果也随之提升。Bi的添加量增加，晶粒细化作用使得合金中晶界总面积增多，当位错经过晶界时会对其运动产生阻碍作用，有效抑制了裂纹在界面上的生长与增殖，使合金的断裂方式向韧性断裂方式转变，从而达到了强化该合金的目的。所得T6态抗拉强度为274.3MPa。

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。

Claims

1.一种亚共晶Al-Si铸造合金，其特征在于其合金成分按质量百分比构成如下：

Si 6.50~7.50%，Mg 0.40~0.80%，Ca 0.26~2.50%，Bi 0.20~0.50%，Mn 0.10~0.20%，Ti0.10~0.20%，Fe≤0.12%，余量为铝；

所述亚共晶Al-Si铸造合金是通过包括如下步骤的方法制备获得：

步骤1：配料

步骤2：熔炼铸造

2b、随后将称取的Al-Ca中间合金、Al-Bi中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金和Al-Mg中间合金依次加入已熔化的合金熔液中，待其全部熔化后充分搅拌，调整炉温至720℃并保温静置20min；

2c、向合金熔液中加入精炼剂进行精炼除气，于700℃静置保温10~15min，扒渣，浇注到预热至200℃的金属型模具中，获得合金铸锭；

步骤3：T6热处理

将所得合金铸锭依次进行固溶处理和人工时效处理；

步骤2中，Al-Ca中间合金最终加入重量达到炉内铝熔体总重量的0.26~0.50%。

2.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Si铸造合金，其特征在于：

其余金属及非金属杂质元素的总含量≤0.3%。

3.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Si铸造合金，其特征在于：

所述固溶处理的工艺参数为：540℃固溶保温5h，60~80℃下温水水淬。

4.根据权利要求1所述的亚共晶Al-Si铸造合金，其特征在于：

所述人工时效处理的工艺参数为：160℃时效保温4~8h，出炉空冷。