CN110846525B - 一种铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种铝‑硅‑镁铸造合金力学性能的改善方法，采用轻稀土并配合重稀土，处理合金熔体，且铁含量为合金熔体质量的0.09‑0.20wt％。本发明根据轻稀土和重稀土元素在物理化学性质方面的差异以及对合金结晶过程的影响，提供了利用轻稀土和重稀土组合变质控制合金微观结构和力学性能的方法，两类稀土发挥各自优势，即轻稀土侧重于在α‑Al和Si晶体凝固前沿富集以及吸附于晶体表面，起到细化、变质的作用；重稀土侧重于吸附或固溶于富铁Al‑Fe和Al‑Fe‑Si类有害化合物，影响其微结构和阻碍结晶生长，促进该化合物高温分解成短棒状或颗粒状。两者在控制合金微结构方面优势互补，实质上产生很好的变质效果。

Description

一种铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法
技术领域
本发明涉及合金冶炼技术领域。具体地说是一种铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法。
背景技术
ZL101铸造合金具有很好的流动性和低的热膨胀系数，用来制造形状复杂的铸件，如汽车轮毂、壳体、箱体和机械托架等。工业生产中为了解决粗大针片状共晶硅和粗大铝晶粒的问题，常采用在熔体中添加铝-钛-硼细化剂和铝-锶变质剂的改性方法。该工艺较好改善组织并且提高力学性能，但是由于低熔点锶在高温熔炼和浇注过程中易发生挥发和氧化，导致在合金中产生气孔、夹杂物甚至降低变质效果，造成合金力学性能波动，影响铸件质量的稳定性。
在合金熔体中添加稀土(RE)元素也可以改善合金的显微组织和力学性能，但是单一稀土元素或者镧铈混合稀土的作用也较为有限。稀土类元素可分为轻稀土和重稀土，轻稀土包括钪、钇、镧、铈、镨、钕；钐和铕；重稀土包括钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱、镥。相比之下，重稀土的变质作用优于轻稀土，但原料成本相对较高。
发明内容
为此，本发明所要解决的技术问题在于提供一种针对合金中含铁量较高，利用轻稀土和重稀土组合变质控制合金微观结构和力学性能的铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，采用轻稀土并配合重稀土，处理合金熔体，且铁含量为合金熔体质量的0.09-0.20wt％。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，所述轻稀土中的轻稀土元素为镧La、铈Ce和钇Y中的一种或多种；所述重稀土中的重稀土元素为铒Er、钆Gd和钬Ho中的一种或多种。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，所述轻稀土和所述重稀土分别为铝-稀土中间合金、稀土氯化物或稀土氟化物的一种或多种；在所述铝-稀土中间合金中：稀土元素的质量分数为10-20wt％。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，所述轻稀土元素和所述重稀土元素添加的总量为熔体重量的0.2-0.5wt％。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，所述轻稀土元素和所述重稀土元素的质量比例为(1-10):1。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，具体包括如下步骤：
(1)选取铝-硅-镁合金；
(2)加热铝-硅-镁合金至形成熔体，将轻稀土和重稀土加入到熔体中，搅拌并进行精炼；
(3)将熔体快速注入到金属型腔，并将进行降温；
(4)脱模后铸件经水冷后进入热处理工序。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，在步骤(1)中，熔体中硅含量为熔体质量的6.5-7.5wt％，其它元素含量符合合金牌号规定。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，在步骤(2)中，熔体的温度控制在740-760℃，将轻稀土和重稀土稀土加入到熔体中，搅拌并通入氮气10-20分钟进行精炼。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，在步骤(3)中，当熔体温度为680-720℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米；金属模具使用风冷降温。
上述铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，在步骤(4)中，热处理工序如下：水冷后铸件在515℃保温4-8小时后，再在80-100℃水中冷却，然后在180℃保温10-16小时后冷却。
本发明的技术方案取得了如下有益的技术效果：
本发明提出的改善ZL101铸造合金力学性能的方法，即采用轻稀土并配合以重稀土组合处理合金熔体，稀土总添加量以及其中轻稀土和重稀土比例根据合金中硅和杂质铁的含量调节。目前还没有严格的定量关系，实际上根据当前的试验结果还难以有定量关系，当硅含量低时，稀土添加量还可再少些；当铁含量高些，稀土会多些。实际上稀土变质机理目前仍然在探讨之中，可能还有一些其它影响因素，比如其它微量元素、铝液的遗传性、纯净度等。
本发明根据轻稀土和重稀土元素在物理化学性质方面的差异以及对合金结晶过程的影响，提供了利用轻稀土和重稀土组合变质控制合金微观结构和力学性能的方法，两类稀土发挥各自优势，即轻稀土侧重于在α-Al和Si晶体凝固前沿富集以及吸附于晶体表面，起到细化、变质的作用；重稀土侧重于富集或固溶于富铁Al-Fe和Al-Fe-Si类有害化合物，影响其微结构和阻碍结晶生长，促进化合物高温分解成细小颗粒。两者在控制合金微结构方面优势互补，实质上产生很好的变质效果。
1、重稀土元素(如Er、Gd、Ho)的原子量和电负性比轻稀土(如La、Ce、Y)更大、原子半径更小，对团簇的物理性质及结晶阻碍更大，团簇(化合物)的极性键合就越强，稳定性越高。
2、Al-重RE(Gd、Ho)二元共晶点成分比轻稀土La、Ce的更大，更有利于稀土在晶体生长前沿的偏聚或富集，细化和变质效果更显著。
3、轻稀土形成Al-RE化合物的温度比重稀土低，保留轻稀土元素有利于α-Al和Si晶体的细化和变质。
4、稀土可以由氯化物、氟化物或者其混合物等多种方式引入到熔体，它们在高温铝液中发生分解，形成单质稀土、气态Cl2或F2，单质稀土进入铝液参与细化和变质，而Cl2和F2可以起到额外的熔体净化作用。
5、稀土改性结合热处理获得的细小铝晶粒和硅颗粒，极大地避免了粗大针片状共晶硅和粗大铝晶粒的不良影响，显著改善合金的抗拉强度和延伸率；短棒状铝-稀土化合物以及少量短棒状或细小颗粒状的铝-铁-稀土和铝-硅-铁-稀土化合物对合金的抗拉强度和延伸率不良影响较小，但是提高了合金的硬度。
引入重稀土元素除了产生铝晶粒细化和硅变质效果之外，还能显著改善铝合金中富铁杂质相的分布形貌，从而可降低对原铝液品质的要求。因此，本发明的方法特别适合于合金含铁量较高的场合使用，且不会造成合金总体成本的增加。
工业ZL101合金中经常含有杂质Fe元素，降低铝液的品质.当Fe的含量高于0.12wt％后就形成针片状Al3Fe、Al6Fe、α-Al8Fe2Si,β-Al5FeSi,δ-Al4FeSi2化合物，降低合金的力学性能，RE可通过替换这些处于弱共价键位置的Al或Fe原子形成Al-Fe(RE)、Al-Fe-Si(RE)固溶体。这种替换影响这些化合物的晶体结构和晶格(畸变)能等，弱化Al-Fe、Al-Fe-Si相固有的择优生长倾向。而吸附于表面的RE提高它们的表面能，具有更强的抑制择优生长的作用，它们共同作用使化合物形貌由针片状向细小的孤立块状、颗粒状转变。在后续的高温固溶处理过程中，这些铸态下处于高能状态的Al-Fe-RE和Al-Fe-Si-RE针片状化合物又可在其薄弱处“溶断”分解成弥散、细小的颗粒状，从而显著降低富铁相对显微组织和力学性能的不良影响。与轻稀土相比，重稀土元素较大的电负性和较小的原子半径更有利于替换Al-Fe和Al-Fe-Si相中处于弱共价键位置的Al或Fe原子形成Al-Fe(RE)固溶体或者形成Al-Fe-RE、Al-Fe-Si-RE相，因此，这种方法更加适合于铁含量较高的Al-Si-Mg合金的场合使用。
附图说明
图1实施例1中所得合金的扫描电镜图；
图2实施例2中所得合金的扫描电镜图；
图3实施例3中所得合金的扫描电镜图；
图4实施例4中所得合金的扫描电镜图；
图5实施例5中所得合金的扫描电镜图。
图1至图5中，黑灰色相为铝晶粒；浅灰色颗粒为共晶硅，白亮色短片状、短棒状为含稀土元素的富铁相；白亮色块状或颗粒状为含铁、硅元素的铝-稀土化合物。
具体实施方式
实施例1
选取ZL101铝合金熔体，硅含量为7.06wt％。铁含量为0.09wt％。其它元素符合合金成分要求。当熔体温度为750℃，加入铝-镧中间合金(镧的含量为10-20wt％)和铝-铒中间合金(铒的含量为10-20wt％)，镧和铒的添加量分别为熔体重量的0.25wt％和0.05wt％。搅拌熔体并通入氮气精炼15分钟。当熔体温度为690℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米。金属模具使用风冷降温，铸件脱模后水冷。水冷后的铸件在515℃保温6小时，在80-100℃水中冷却，再在180℃保温12小时后冷却。所得合金抗拉强度为316MPa，延伸率为11.6％，硬度为82HB；其扫描电镜如图1所示。
实施例2
选取ZL101铝合金熔体，硅含量为7.12wt％。铁含量为0.15wt％。其它元素符合合金成分要求。当熔体温度为760℃时，加入氯化铈和铝-钬中间合金(钬的含量为10-20wt％)，氯化铈在加入前烘烤24小时。铈和钬的添加量分别为熔体重量的0.34wt％和0.15wt％。搅拌熔体并通入氮气精炼10分钟。当熔体温度为720℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米。金属模具使用风冷降温，铸件脱模后水冷。水冷后的铸件在515℃保温8小时，在80-100℃水中冷却，再在180℃保温15小时后冷却。所得合金抗拉强度为280MPa，延伸率为8.5％，硬度为88HB；其扫描电镜如图2所示。
实施例3
选取ZL101铝合金熔体，硅含量为7.10wt％。铁含量为0.12wt％。其它元素符合合金成分要求。当熔体温度为740℃时，加入氯化钇和氟化钆混合物，氯化钇和氟化钆在加入前烘烤24小时。钇和钆的添加量分别为熔体重量的0.30wt％和0.15wt％。搅拌熔体并通入氮气精炼10分钟。当熔体温度为700℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米。金属模具使用风冷降温，铸件脱模后水冷。水冷后的铸件在515℃保温6小时，在80-100℃水中冷却，再在180℃保温10小时后冷却。所得合金抗拉强度为286MPa，延伸率为8.6％，硬度为85HB；其扫描电镜如图3所示。
实施例4
选取ZL101铝合金熔体，硅含量为6.83wt％。铁含量为0.11wt％。其它元素符合合金成分要求。当熔体温度为760℃时加入铝-富铈混合稀土中间合金(铈的含量为10-20wt％)和氟化铒到熔体中，氟化铒在加入前烘烤24小时。铈和铒的添加量分别为熔体重量的0.15wt％和0.1wt％。搅拌熔体并通入氮气精炼15分钟。当熔体温度为700℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米。金属模具使用风冷降温，铸件脱模后水冷。水冷后的铸件在515℃保温5小时，在80-100℃水中冷却，再在180℃保温12小时后冷却。所得合金抗拉强度为308MPa，延伸率为10.6％，硬度为82HB；其扫描电镜如图4所示。
实施例5
选取ZL101铝合金熔体，硅含量为6.83wt％。铁含量为0.14wt％。其它元素符合合金成分要求。当熔体温度为760℃时，加入氯化镧和铝-钬中间合金(钬的含量为10-20wt％)到熔体中，氯化镧在加入前烘烤24小时。镧和钬的添加量分别为熔体重量的0.15wt％和0.1wt％。搅拌熔体并通入氮气精炼10分钟。当熔体温度为710℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米。金属模具使用风冷降温，铸件脱模后水冷。水冷后的铸件在515℃保温7小时，在80-100℃水中冷却，再在180℃保温14小时后冷却。所得合金抗拉强度为284MPa，延伸率为8.2％，硬度为80HB；其扫描电镜如图5所示。
实施例1至实施例5所制备的合金的性能如表1所示：
表1
Figure BDA0002295050830000071
实施例1至实施例5所用ZL101铝合金的抗拉强度一般低于220MPa，延伸率低于4.0％，硬度为60-65HB；由实施例1至实施例5的性能比较可以看出，采用轻稀土并配合以重稀土组合处理合金熔体，在铁含量较高的场合，仍能获得较好的性能；即便是ZL101铝合金原料中铁的含量高达0.2wt％，添加轻稀土【铝-轻稀土中间合金(轻稀土元素的含量为10-20wt％)、轻稀土氯化物或轻稀土氟化物】和重稀土【铝-重稀土中间合金(重稀土元素的含量为10-20wt％)、重稀土氯化物或重稀土氟化物】，轻稀土元素和重稀土元素添加的总量为熔体重量的0.2-0.5wt％，轻稀土元素和重稀土元素的质量比例为(1-10):1，依然能够使得抗拉强度提高到250-260MPa、延伸率提高到4-6％、硬度提高到70-80HB。
Al-Si-Mg系合金熔体中由于结构起伏和成分起伏可形成具有短程有序的-Al-Al-、-Al-Si-、-Al-Mg-、-Al-Fe-和-Al-Si-Fe-等原子团簇。在熔体中添加稀土元素后可形成-Al-RE-、-Si-RE-、-Al-Si-RE-和-Al-Fe-RE-等团簇；稀土原子也可附着于-Al-Al-、-Al-Si-和-Al-Fe-等团簇的表面，共同导致它们的物理化学性质(原子键合、团簇尺寸、表面能等)发生改变，从而影响α-Al和Si晶体的生长。由于RE在α-Al和Si晶体中的固溶度极低，α-Al和Si晶体的析出必然导致Al-RE-、-Si-RE-、-Al-Si-RE-团簇解散并释放出Al、Si原子，因此这些极性键强且稳定性高的含RE团簇的存在阻碍α-Al和Si晶体的择优取向生长，引起α-Al晶粒细化和粗大针片状Si的变质。另外，析出的RE原子富集于α-Al和Si晶体的生长前沿形成成分过冷，又能抑制α-Al和Si晶体的生长以及诱发它们的分枝生长而细化晶体。
-Al-RE-、-Si-RE-、-Al-Si-RE-和-Al-Fe-RE-等含稀土的金属键中，稀土的原子量和电负性越大、原子半径越小，团簇(化合物)的极性键合就越强，稳定性越高。重稀土元素(如Er、Gd、Ho)的原子量和电负性比轻稀土(如La、Ce、Y)更大、原子半径更小(表2)，对团簇的物理性质及结晶阻碍更大；此外，Al-重RE(Gd、Ho)二元共晶点成分比轻稀土La、Ce的更大(表3)，更有利于稀土在晶体生长前沿的偏聚或富集，细化和变质效果更显著。
另一方面，工业ZL101合金中经常含有杂质Fe元素，降低铝液的品质.当Fe的含量高于0.10wt％后就形成针片状Al3Fe、Al6Fe、α-Al8Fe2Si,β-Al5FeSi,δ-Al4FeSi2化合物，降低合金的力学性能。由于这些化合物晶胞的配位多面体中存在较弱的Al-Fe、Al-Si和Al-Al键合，在非平衡凝固过程中，RE可通过替换这些处于弱共价键位置的Al或Fe原子形成Al-Fe(RE)、Al-Fe-Si(RE)固溶体。这种替换影响这些化合物的晶体结构和晶格(畸变)能等，弱化Al-Fe、Al-Fe-Si相固有的择优生长倾向。而吸附于表面的RE提高它们的表面能，具有更强的抑制择优生长的作用，它们共同作用使化合物形貌由针片状向细小的孤立块状、颗粒状转变。另外，在后续的高温固溶处理过程中，这些铸态下处于高能状态的Al-Fe-RE和Al-Fe-Si-RE针片状化合物又可在其薄弱处“溶断”分解成弥散、细小的颗粒状，从而显著降低富铁相对显微组织和力学性能的不良影响。而不含稀土元素的针片状Al-Fe和Al-Fe-Si化合物即使长时间高温保温也很难被“溶断”分解。与轻稀土相比，重稀土元素较大的电负性和较小的原子半径更有利于替换Al-Fe和Al-Fe-Si相中处于弱共价键位置的Al或Fe原子形成Al-Fe(RE)固溶体或者形成Al-Fe-RE、Al-Fe-Si-RE相，因此，这种方法更加适合于铁含量较高的Al-Si-Mg合金的场合使用。
但是，保留轻稀土元素(La、Ce等)非常重要，因为Al-RE化合物在合金的凝固前期就会形成，它减弱稀土在α-Al和Si晶体凝固前沿的富集。由于轻稀土形成Al-RE化合物的温度比重稀土低(表3)因此，保留轻稀土元素有利于α-Al和Si晶体的细化和变质。
本发明中，稀土可以由氯化物、氟化物或者其混合物等多种方式引入到熔体，它们在高温铝液中发生分解，形成单质稀土、气态Cl2或F2，单质稀土进入铝液参与细化和变质，而Cl2和F2可以起到额外的熔体净化作用。
稀土改性结合热处理获得的细小铝晶粒和硅颗粒，极大地避免了粗大针片状共晶硅和粗大铝晶粒的不良影响，显著改善合金的抗拉强度和延伸率；短棒状铝-稀土化合物以及少量短棒状或细小颗粒状的铝-铁-稀土和铝-硅-铁-稀土化合物对合金的抗拉强度和延伸率不良影响较小，但是提高了合金的硬度。
因此，根据轻稀土和重稀土元素在物理化学性质方面的差异以及对合金结晶过程的影响，本发明提供了利用轻稀土和重稀土组合变质控制合金微观结构和力学性能的方法，两类稀土发挥各自优势，即轻稀土侧重于在α-Al和Si晶体凝固前沿富集以及吸附于晶体表面，起到细化、变质的作用；重稀土侧重于固溶于富铁Al-Fe和Al-Fe-Si类有害化合物中，影响其微结构和阻碍结晶生长，促进化合物高温分解成细小颗粒。两者在控制合金微结构方面优势互补，实质上产生很好的变质效果。但是，稀土添加量增加到一定值后，Al-RE化合物的数量、尺寸也增加，出现细化、变质效果不再增加甚至恶化的现象，因此稀土的添加量需要折中考量。
表2部分原子的半径和电负性
Figure BDA0002295050830000091
Figure BDA0002295050830000101
表3部分稀土化合物的物理性质
Figure BDA0002295050830000102
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本专利申请权利要求的保护范围之中。

Claims (3)

1.一种铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，其特征在于，采用轻稀土并配合重稀土，处理合金熔体，且铁含量为合金熔体质量的0.09-0.20wt％；所述轻稀土中的轻稀土元素为镧La、铈Ce和钇Y中的一种或多种；所述重稀土中的重稀土元素为铒Er、钆Gd和钬Ho中的一种或多种；所述轻稀土元素和所述重稀土元素添加的总量为熔体重量的0.2-0.5wt％；所述轻稀土元素和所述重稀土元素的质量比例为(1-10):1。
2.根据权利要求1所述的铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，其特征在于，所述轻稀土和所述重稀土分别为铝-稀土中间合金、稀土氯化物或稀土氟化物的一种或多种；在所述铝-稀土中间合金中：稀土元素的质量分数为10-20wt％。
3.根据权利要求1-2任一所述的铝-硅-镁铸造合金力学性能的改善方法，其特征在于，具体包括如下步骤：
(1)选取铝-硅-镁合金：熔体中硅含量为熔体质量的6.5-7.5wt％，其它元素含量符合合金牌号规定；
(2)加热铝-硅-镁合金至形成熔体，将轻稀土和重稀土加入到熔体中，搅拌并进行精炼：熔体的温度控制在740-760℃，将轻稀土和重稀土稀土加入到熔体中，搅拌并通入氮气10-20分钟进行精炼；
(3)将熔体快速注入到金属型腔，并将进行降温：当熔体温度为680-720℃时快速注入到金属型腔，铸件厚度为10毫米；金属模具使用风冷降温；
(4)脱模后铸件经水冷后进入热处理工序：热处理工序如下：水冷后铸件在515℃保温4-8小时后，再在80-100℃水中冷却，然后在180℃保温10-16小时后冷却。
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