CN110527873A - 一种底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金及其制备方法 - Google Patents

一种底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种底盘副车架用Al‑Si‑Mg‑Ti‑N‑Sc合金及其制备方法,其合金成分按质量百分比构成如下:Si7.0~7.2%,Mg为0.40~0.50%,N为0.31~0.35%,Ti为0.31~0.45%,Sc为0.01~0.02%,余量为铝;其他金属和非金属元素总量不超过0.2%。本发明Al‑Si‑Mg‑Ti‑N‑Sc合金兼顾了合金的铸造性能,同时引入了细小弥散TiN第二相粒子,增加了合金中的第二相种类和数量,具有较之A356等底盘副车架用铝合金更高的力学性能。

Description

一种底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金及其制备方法
技术领域
本发明属于有色金属铝基合金技术领域,具体涉及一种底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金及其制备方法。
背景技术
汽车底盘副车架是前后车桥的骨架,起到支承前后车桥、悬挂,提高悬挂系统的连接刚度,并阻隔振动和噪声的作用,是汽车关键部件之一。铝合金底盘副车架以其重量轻,制造精度高,强度大,整体成型,组装件少,较之钢底盘车架具有明显优势,用其取代钢制底盘副车架,对于汽车轻量化有重要意义。目前,铝合金底盘副车架主要采用A356合金,其有较好的铸造成形性和较高的强度和塑性,但考虑到副车架主要起底盘与车身之间的刚性连接作用,承受很大的载荷和长期的交变应力,A356等目前普遍使用的副车架铝合金的强度和抗疲劳性能显得不足,限制了其应用。
发明内容
本发明为了避免上述现有技术所存在的不足之处,提供了一种具备优良的铸造性能、塑性,又具有高强度、韧性、高抗疲劳性能的底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金及其制备方法。
本发明通过合金设计并通过元素Ti、N、Sc的复合添加及微合金化,制得具有优良成形性和综合力学性能的Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金。
本发明底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金,其合金成分按质量百分比构成如下:
Si7.0~7.2%,Mg为0.40~0.50%,N为0.31~0.35%,Ti为0.31~0.45%,Sc为0.01~0.02%,除所列元素以外的其他金属和非金属元素总量不超过0.2%,余量为铝。
本发明底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金的制备方法,包括如下步骤:
步骤1:配料
按照配比量称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ti中间合金、Mg3N2粉及Al-Sc中间合金;
步骤2:熔化
向预热好的坩埚中加入烘干的Al-Si中间合金,再加入纯铝覆盖在Al-Si中间合金的上面,然后随炉一起升温至750℃,待其全部熔化,静置并保温20min;随后将Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中,全部熔化后静置并保温10min;将温度调至720℃,向合金熔液中依次加入Al-Sc中间合金、Mg3N2粉以及Al-Mg中间合金(用铝箔包住加入),全部熔化或溶解后用搅拌棒搅拌,静置并保温10min;
步骤3:精炼
用扒渣勺将合金熔液表层的浮渣快速地撇去,撇渣后采用钟罩将精炼剂(C2Cl6,占总量的0.6%)置于熔体底部,精炼除气,720℃下静置保温10~20min,除渣。由于精炼后熔体表层浮渣更多,需要快速彻底地一次性将浮渣用扒渣勺撇尽。
步骤4:浇注
将合金熔液升温至730℃,采用金属型模具进行浇注,获得合金铸锭;
步骤5:T6热处理
对获得的合金铸锭进行T6热处理,即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6h,出炉淬火(水淬,60~90℃温水),出炉至淬入水中时间≤20s,水中冷却时间约3~5min。人工时效处理工艺为:160℃时效保温4h,出炉空冷。
相对于国内外使用的底盘副车架用铝合金,本发明由于设计的合金中同时加入一定比例的Ti、Sc、N,非金属元素N、稀土元素Sc与过渡金属Ti联合作用在铝合金中对性能的提高效果比之单独添加更加明显。在铸件成型过程中Ti与N形成TiN,而Ti的某些物理及力学性能与Sc接近,在Al-Sc合金中Ti能够置换Al3Sc相中Sc原子而形成Al3(Sc,Ti)相,该相与Al3Sc相比,晶格常数(a=0.407nm)与基体更接近,与基体错配度(约为0.5%)更小,晶格常数的差异率降低,非均质形核效率增高,晶粒细化效果显著增强。
本发明合金除了常规的Mg2Si第二相强化外,在结晶过程中形成大量细小TiN粒子具有强烈的第二相强化作用,可明显提高合金强度、韧性,同时也会明显提高合金抗疲劳作用,对于提高底盘副车架刚性支撑作用和使用寿命有显著作用。此外,时效过程中析出的次生Al3(Sc,Ti)粒子强烈的钉扎位错,阻碍位错运动,同时阻止了亚晶界迁移与合并,提高了合金的再结晶温度,从而对合金产生了亚结构强化作用。此外,次生Al3(Sc,Ti)在合金中以弥散、细小的方式析出,其本身对合金也具有极为显著的析出强化作用。
与现有技术相比,本发明的有益效果体现在:
本发明由于设计的合金采用Ti、Sc、N复合添加,在结晶过程中形成TiN粒子具有强烈的第二相强化作用;在熔炼过程中稀土Sc元素具有细化、净化作用,在时效工艺中,可以析出的细小、弥散、与基体保持共格关系的L12型Al3(Sc,Ti)相粒子,能显著强化合金。上述多种强化粒子的加和作用可明显提高合金强度、韧性,同时也会明显提高合金抗疲劳作用,提高铝合金底盘副车架的性能和寿命。
本发明合金Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金兼顾了合金的铸造性能,引入了细小弥散TiN第二相粒子,增加了合金中的第二相种类和数量,具有较之A356等底盘副车架用铝合金更高的力学性能。合金T6态抗拉强度可达到305MPa,延伸率可达到9.2%,明显超过一般铸造底盘副车架用铝合金的力学性能(A356底盘副车架用铝合金使用态抗拉强度一般不高于280MPa,延伸率低于8%)。
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(合金成分均为质量百分比,%)范围为:Si为7.0~7.2%、Mg为0.40~0.50%、N为0.31~0.35%、Ti为0.31~0.45%、Sc为0.01~0.02%、除所列元素以外的其他金属和非金属元素总量不超过0.2%、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底盘副车架用Al-Si-Mg-N-Ti-Sc合金:
1、配料:按照95.9%Al、7.00%Si、0.40%Mg、0.31%N、0.31%Ti和0.01%Sc的质量百分比,称取656.88g纯铝(纯度为99.99%)、433.22gAl-21.54%Si中间合金、1.2gAl-50.38%Mg中间合金、11.16gMg3N2粉、91.6gAl-3.93%Ti中间合金和5.94gAl-2.02%Sc中间合金,配料总质量为1200g;
2、熔化:先将Al-Si中间合金、纯铝加入到预热至300℃的坩埚中,随炉升温到750℃,:熔化后保温20min。将Al-Ti中间合金加入熔体中,熔化后保温10min。把温度调至720℃,加入Al-Sc中间合金、Mg3N2粉、Al-Mg中间合金(用铝箔包住加入),全部熔化后搅拌,静置保温10min;
3、精炼:采用精炼剂(C2Cl6,占总量的0.6%)进行精炼除气,静置保温10~20min,除渣;
4、浇注:待合金熔液升温到730℃时,采用金属型模具进行浇注。
5、对合金进行T6处理(固溶处理+人工时效处理)。固溶处理工艺为:540℃固溶保温6h,出炉淬火(水淬,60~90℃温水),出炉至淬入水中时间≤20s,水中冷却时间约4min。时效处理工艺为:160℃时效保温4h,出炉空冷。
实施例2:
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3:
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。
实施例7:
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8:
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1中,Si的重量百分比为7.0,合金经熔炼铸造后,其铸态组织中0.40%的Mg可与Si形成少量Mg2Si相,0.31%的N和0.31%的Ti可形成弥散细小TiN,具有很好的强化作用。由于Si含量为7.0%,其铸造性能很好,对于汽车底盘副车架这种需要薄壁铸造的产品能够满足流动性的要求,由于Mg含量较低,Mg2Si相较少,同时Sc含量较低,净化、细化和时效强化效果较差。但由于有TiN的强化作用,合金的强度、韧性、抗疲劳性较高。为测试Al-7.0Si-0.40Mg-0.31N-0.31Ti-0.01Sc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,所得力学性能指标为:抗拉强度为290.5MPa,伸长率为10.3%。
实施例2中,Si含量较第一例增加1.43%,其铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加约2%,合金强度较之实施例1增加。Ti添加量增加,通过与N形成TiN,与Sc形成复式析出沉淀相,在Sc量不变的情况下,可提高第二相硬化效果。其T6态抗拉强度为293.1MPa,伸长率为10.1%。
实施例3中,N含量较之实施例2增加了6.5%,Ti含量不变,第二相弥散度明显增加,硬化效果提高。与实施例1相比,Si含量增加1.43%,其铸态组织经固溶处理后共晶组织占比增加约2%,合金强度较之实施例1增加。T6处理后抗拉强度为295.8MPa,伸长率为9.7%。
实施例4中,Mg含量较之实施例3增加12.5%,其Mg2Si相数量及强化作用进一步提高,Ti含量增加14.3%,有利于第二相TiN和Al3(Sc,Ti)析出相的形成,可提高合金强度和抗疲劳裂纹扩展的能力。合金经铸造、固溶、T6处理后,抗拉强度为302.3MPa,伸长率为9.5%。
实施例5中,Ti含量较之实施例4有所增加,TiN数量和弥散度增加,有利于增加强化效果。Sc含量较之实施例4增加50%,其时效强化和细化净化作用进一步提高,Sc与Ti的协同作用效果大幅提高,复式析出沉淀相数量和弥散度明显增加,晶粒也得到明显细化,合金经铸造、固溶、T6处理后,抗拉强度为302MPa,伸长率为9.2%。
实施例6中,N含量较之实施例5增加6.1%,Ti含量保持不变,TiN含量有所增加,其强化作用有所提高,但塑性有所降低。Sc含量较之实施例4增加33%,其时效强化和细化净化作用提高,合金经铸造、固溶、锻造和T6处理后,抗拉强度为304.5MPa,伸长率为9.0%。
实施例7中,Si含量较之实施例5增加1.41%,Mg含量较之实施例5增加11.1%,铸态组织中共晶组织占比增加,但Ti含量有所降低,合金强度、塑性较之实施例5、6相近。合金经铸造、固溶、T6处理后,抗拉强度为304.2MPa,伸长率为8.8%。
实施例8中,Si含量较之实施例5增加1.41%,Mg含量较之实施例5增加11.1%,N含量较之实施例5增加6.1%,铸态组织共晶组织占比增加,Mg2Si相增加,TiN含量有所增加,合金强度较之实施例5增加,但塑性下降。Sc含量较之实施例5增加33%,其时效强化和细化净化作用进一步提高,Sc与Ti的协同作用效果提高,复式析出沉淀相数量和弥散度增加,晶粒也得到明显细化,其强化作用有所提高,但效果有限。合金经铸造、固溶、T6处理后,抗拉强度为305.4MPa,伸长率为8.3%。
本发明的汽车底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金与现有铝合金相同零件相比,具有较高的强度、韧性、抗疲劳性的优点,与相同形状尺寸的铝合金底盘副车架相比,刚性支撑能力和使用寿命可提高20%,与相同刚性支撑承载性能的铝合金底盘副车架相比,可减重和降低成本10%。

Claims (5)

1.一种底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金,其特征在于其合金成分按质量百分比构成如下:
Si7.0~7.2%,Mg为0.40~0.50%,N为0.31~0.35%,Ti为0.31~0.45%,Sc为0.01~0.02%,余量为铝。
2.根据权利要求1所述的Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金,其特征在于:
其他金属和非金属元素总量不超过0.2%。
3.一种权利要求1或2所述的底盘副车架用Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金的制备方法,其特征在于:首先通过熔炼工艺制备合金铸锭;铸后合金采用T6热处理工艺获得Al-Si-Mg-Ti-N-Sc合金。
4.根据权利要求3所述的制备方法,其特征在于包括如下步骤:
步骤1:配料
按照配比量称取纯铝、Al-Si中间合金、Al-Mg中间合金、Al-Ti中间合金、Mg3N2粉及Al-Sc中间合金;
步骤2:熔化
向预热好的坩埚中加入烘干的Al-Si中间合金,再加入纯铝覆盖在Al-Si中间合金的上面,然后随炉一起升温至750℃,待其全部熔化,静置并保温20min;随后将Al-Ti中间合金加入到已熔化的合金熔液中,全部熔化后静置并保温10min;将温度调至720℃,向合金熔液中依次加入Al-Sc中间合金、Mg3N2粉以及Al-Mg中间合金,全部熔化或溶解后用搅拌棒搅拌,静置并保温10min;
步骤3:精炼
用扒渣勺将合金熔液表层的浮渣快速地撇去,撇渣后采用钟罩将精炼剂置于熔体底部,精炼除气,720℃下静置保温10~20min,除渣;
步骤4:浇注
将合金熔液升温至730℃,采用金属型模具进行浇注,获得合金铸锭;
步骤5:T6热处理
对获得的合金铸锭进行T6热处理,即依次进行固溶处理和人工时效处理。
5.根据权利要求4所述的制备方法,其特征在于
固溶处理工艺为:540℃固溶保温6h,出炉淬火,60~90℃温水水淬,出炉至淬入水中时间≤20s,水中冷却时间约3~5min;
人工时效处理工艺为:160℃时效保温4h,出炉空冷。
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