CN112662919A

CN112662919A - 一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料及其制备方法

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Publication number: CN112662919A
Application number: CN202011504897.3A
Authority: CN
Inventors: 郭震; 毕贵军; 张理; 陈立佳; 韩冰; 卢隆星
Original assignee: Institute of Intelligent Manufacturing of Guangdong Academy of Sciences
Current assignee: Institute of Intelligent Manufacturing of Guangdong Academy of Sciences
Priority date: 2020-12-18
Filing date: 2020-12-18
Publication date: 2021-04-16

Abstract

本发明涉及一种Al‑Si‑Cu‑Mg‑Ni合金材料及其制备方法，具体涉及有色金属技术领域，所述Al‑Si‑Cu‑Mg‑Ni合金材料包括如下质量百分比的元素：12.35％‑13.65％Si，2.38％‑2.63％Cu，0.95％‑1.05％Mg，0.48％‑1.58％Ni，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质的总含量≤0.1％。相较于现有技术而言，本发明的采用差热分析，确定合理热处理工艺参数，使固溶时效态(T6态)Al‑Si‑Cu‑Mg‑Ni合金室温抗拉强度不小于320MPa，材料在满足高温使用性能的同时，又具备良好的室温性能，而且，本发明合金制备过程和热处理方式简单，且生产成本不高，易实现工业化生产。

Description

一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及有色金属技术领域，具体而言，涉及一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料及其制备方法。

背景技术

由于铸造共晶Al-Si合金因具有良好的铸造性能、热稳定性、耐磨性、热膨胀系数低、以及密度小和比强度高等优点，可用于汽车发动机中替代铸铁，以实现汽车轻量化。在Al-Si合金中添加Mg、Cu、Ni等金属元素，形成M、θ、ε、δ、γ和Q等多种强化相，可增强合金65机械性能。然而，在实际生产中，由于Cu、Ni元素添加量过高，使得合金组织中金属间化合相的体积分数增大，导致合金脆性趋势增强，不利于合金室温抗拉强度提高。

发明内容

本发明解决的问题是现有的Cu、Ni元素添加量过高，使得合金组织中金属间化合相的体积分数增大，导致合金脆性趋势增强，不利于合金室温抗拉强度提高的技术问题。

为解决上述问题，本发明提供一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料，包括如下质量百分比的元素：12.35％-13.65％Si，2.38％-2.63％Cu，0.95％-1.05％Mg，0.48％-1.58％Ni，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质的总含量≤0.1％。

进一步地，所述Si、所述Cu和所述Ni分别为Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金中的Si、Cu、Ni的质量。

为解决上述问题，本发明还提供一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料的制备方法，包括如下步骤：

步骤S1、配料：按照Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料中各元素的质量百分比称取工业纯铝、Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金、工业纯镁和Al-Ni中间合金进行配料；

步骤S2、熔炼前准备：坩埚进行预热；

步骤S3、熔炼：将所述工业纯铝、所述Al-Si中间合金、所述Al-Cu中间合金、所述工业纯镁和所述Al-Ni中间合金进行熔炼，得到熔体；

步骤S4、精炼：将所述坩埚升温至760℃-800℃，并向所述熔体中加入C₂Cl₆，直至无黄色气体冒出后，静置保温；

步骤S5、浇注：将所述步骤S4精炼后的所述熔体向模具内注入，待所述熔体冷却凝固后，得合金铸锭；

步骤S6、固溶处理：将所述合金铸锭加热至490℃-510℃进行保温，保温后水淬至室温；

步骤S7、时效处理：将所述步骤S6处理后的合金材料加热保温，然后冷却至室温，最终得到所述Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料。

进一步地，所述步骤S3熔炼的过程具体包括以下步骤：

步骤S31、将所述工业纯铝和所述Al-Si中间合金加入预热的坩埚中，并将所述坩埚加热到720℃-760℃，恒温至待原料软化下榻时撒上覆盖剂，恒温至原料完全熔化后保温，然后向原料中加入所述Al-Cu中间合金和所述Al-Ni中间合金，待所述Al-Cu中间合金和所述Al-Ni中间合金完全熔化后充分搅拌，得到熔体；

步骤S32、所述坩埚降温至710℃-730℃，向所述熔体中加入所述工业纯镁，搅拌至所述工业纯镁完全熔化。

进一步地，所述工业纯铝、所述Al-Si中间合金、所述Al-Cu中间合金、所述工业纯镁和所述Al-Ni中间合金的质量百分比为：81.09％-83.84％：12.35％-13.65％：2.38％-2.63％：0.95％-1.05％：0.48％-1.58％。

进一步地，所述坩埚的预热温度范围为：250℃～300℃。

进一步地，所述覆盖剂与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％。

进一步地，所述C₂Cl₆与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％。

进一步地，所述步骤S3完成后先进行扒渣，再进行步骤S4；所述步骤S4完成后先进行扒渣，再进行步骤S5。

进一步地，所述时效处理的制度为：180℃-190℃/4h-5h。

相对于现有技术而言，本发明采用差热分析，确定合理热处理工艺参数，使固溶时效态(T6态)Al-Si-Cu-Mg-Ni合金室温抗拉强度不小于320MPa，材料在满足高温使用性能的同时，又具备良好的室温性能，而且，本发明合金制备过程和热处理方式简单，且生产成本不高，易实现工业化生产。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。

图1为本发明Al-Si-Cu-Mg-Ni-Sr合金铸锭的DTA曲线图；

图2为实施例1中Al-Si-Cu-Mg-0.5Nir合金铸态SEM图；

图3为实施例2中Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni-0.06Sr合金铸态SEM图；

图4为实施例3中Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni-0.06Sr合金铸态SEM图。

具体实施方式

为使本发明的上述目的、特征和优点能够更为明显易懂，下面结合附图对本发明的具体实施例做详细的说明。在本发明实施例的描述中，术语“一些具体实施例”的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不一定指的是相同的实施或实例。而且，描述的具体特征、结构、材料或特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。

为了更好地理解本发明而不是限制本发明的范围，在本发明中所用的表示用量、份数的所有数字、以及其他数值，在所有情况下都应理解为以词语“大约”所修饰。因此，除非特别说明，否则在说明书和权利要求书中所列出的数字参数都是近似值，其可能会根据试图获得的理想性质的不同而加以改变。各个数字参数至少应被看作是根据所报告的有效数字和通过常规的四舍五入方法而获得的。

本发明实施例提供一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料，包括如下质量百分比的元素：12.35％-13.65％Si，2.38％-2.63％Cu，0.95％-1.05％Mg，0.48％-1.58％Ni，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质的总含量≤0.1％。

将Cu、Mg、Ni等强化元素添加到共晶Al-Si合金中配制成多元合金。Cu作为共晶Al-Si合金的合金化元素，通过产生固溶强化和细晶强化作用，可以显著提高合金热处理态下的力学性能；Mg既是Al-Si多元活塞合金中固溶强化相Mg₂Si的构成元素，也是合金中热稳定性较高的Al₅Si₆Cu₂Mg₈相的构成元素，因此，在Al-Si活塞合金中适量添加Mg可显著提高热处理后合金的拉伸强度和屈服强度，并对合金中Si相起到细化作用；Ni在活塞合金中有一定的强化作用。

所述Si、所述Cu和所述Ni分别为Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金中的Si、Cu、Ni的质量。在熔炼过程中，Si、Cu、Ni单质熔点高，故以中间合金形式加入，而Al、Mg单质熔点低，故以纯金属形式加入。

本发明实施例还提供一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料的制备方法，包括如下步骤：

步骤S1、配料：按照所述稀土铝合金材料中各元素的百分比称取工业纯铝、Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金、工业纯镁和Al-Ni中间合金进行配料；所述各元素的百分比为：12.35％-13.65％Si，2.38％-2.63％Cu，0.95％-1.05％Mg，0.48％-1.58％Ni，余量为铝和不可避免的杂质为原料进行配料，所述杂质总含量≤0.1％，具体地，所述工业纯铝、所述Al-Si中间合金、所述Al-Cu中间合金、所述工业纯镁和所述Al-Ni中间合金的质量百分比为：81.09％-83.84％：12.35％-13.65％：2.38％-2.63％：0.95％-1.05％：0.48％-1.58％。

步骤S2、熔炼前准备：坩埚进行预热；坩埚的预热温度范围为：250℃～300℃，的是去除水分，防止开裂。对搅拌棒、扒渣勺、模具等可接触到铝液的工具表面进行清理，均匀涂上涂料，烘干备用。

步骤S3、熔炼：将所述工业纯铝、所述Al-Si中间合金、所述Al-Cu中间合金、所述工业纯镁及所述Al-Ni中间合金进行熔炼，得到熔体；Al、Si为共晶Al-Si基本元素，故首先加入熔炼；Cu、Ni熔点高，为保证充分溶解，故其次加入熔炼；Mg易烧损，故最后加入熔炼。

一些具体实施例，步骤S31、将所述工业纯铝和Al-Si中间合金加入所述预热的坩埚中，并将所述坩埚加热到760℃-800℃，恒温至待原料软化下榻时撒上覆盖剂，防止原料与空气接触发生氧化，恒温至原料完全熔化后保温12-16min，然后向原料中加入所述Al-Cu中间合金和所述Al-Ni中间合金，待Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金完全熔化后充分搅拌，得到熔体；覆盖剂与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％，优选地，覆盖剂与原料的总质量范围比为：0.6％。为保证Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金充分熔入到原料中，使用工具将Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金下压至坩埚底部，保证其完全浸没在熔化的原料中；为防止产生局部过热，适当搅动坩埚内熔体，搅拌时先在坩埚底轻微搅拌2min，然后再彻底均匀地充分搅拌，以使坩埚内熔体各处温度和成分均匀一致。

步骤S32、所述坩埚降温至710℃-730℃，向所述熔体中加入所述工业纯镁，搅拌至所述工业纯镁完全熔化，完成后先进行扒渣，再进行步骤S4。扒渣前应先向熔体上均匀撒入少量覆盖剂，以使渣和熔体分离，减少带出的金属，扒渣要求平稳，防止渣卷入熔体内。扒渣尽量彻底，以避免因浮渣造成的熔体含气量增加，污染金属熔体。

步骤S4、精炼：将所述坩埚升温至760℃-800℃，并向所述熔体中加入C₂Cl₆，所述C₂Cl₆与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％，优选地，C₂Cl₆与所述原料的总质量范围为：0.6％；直至无黄色气体冒出，静置保温20-30min；完成后先进行扒渣，再进行步骤S5；此外，在合金熔炼过程中，会不断有浮渣产生，可以多次进行扒渣，以减少熔体中杂质。

步骤S5、浇注：将所述步骤S4精炼后的所述熔体向模具内注入，待所述熔体冷却凝固后，得合金铸锭；优选地，模具采用钢制铸造模具。

步骤S6、固溶处理：将所述合金铸锭加热至490℃-510℃进行保温4.5h-5.5h，保温后水淬至室温，淬火转移时间不大于25s；

步骤S7、时效处理：将所述步骤S6处理后的合金材料加热保温，然后冷却至室温，最终得到所述Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料，时效处理制度为：180℃-190℃/4h-5h。

本实施例通过DTA(差热分析)确定铸态Al-Si-Cu-Mg-Ni合金的过烧温度，如图1所示。由图可知，合金在538℃出现吸热现象，该温度下，合金发生共晶反应：(α-Al)+(Si)+γ+Q+T→L，因此，Al-Si-Cu-Mg-Ni合金固溶温度不得超过538℃。

上述热处理对多元共晶Al-Si合金的作用主要表现为：消除合金内部偏析，提高组织均匀性，稳定组织和尺寸，同时消除内应力，并改善机械加工性能；因合金元素在α-Al基体中有较大固溶度，将合金加热至固相线附近，保温一定时间，待强化相完全溶解后淬火，得到过饱固溶体，随后进行时效处理，使强化相重新弥散析出，起到固溶强化和沉淀强化作用，从而使合金力学性能提高；此外，热处理可显著球化共晶Si，使其均匀、弥散分布在基体中，同样可以改善合金力学性能。

热处理工艺可提高多元共晶Al-Si合金的室温性能，一方面，通过固溶处理，将合金铸态组织中的M、θ、Q等析出相充分固溶到α-Al基体，并在随后的时效过程中弥散析出，从而起到固溶强化和沉淀强化作用；另一方面，固溶处理可显著球化共晶硅组织，降低了硅棱角处应力集中，同样可以提高合金室温性能。

本发明采用差热分析，确定合理热处理工艺参数，使固溶时效态(T6态)Al-Si-Cu-Mg-Ni合金室温抗拉强度不小于320MPa，材料在满足高温使用性能的同时，又具备良好的室温性能，而且，本发明合金制备过程和热处理方式简单，且生产成本不高，易实现工业化生产。

实施例1

本实施例按如下步骤制备T6态Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金材料：

步骤S1：配料

按照79.5％Al、13.0％Si、2.5％Cu、1.0％Mg和0.5％Ni的质量百分比，称取工业纯铝(99.99％)、Al-20％Si中间合金、Al-50％Cu中间合金、工业纯镁(99.99％)及Al-10％Ni中间合金，作为原料，原料总质量1200g。

步骤S2：熔炼前准备

对坩埚、搅拌棒、扒渣勺、模具等可接触到铝液的工具表面进行清理，均匀涂上涂料(涂料配比为：20％ZnO+10％水玻璃+70％水)，烘干备用，烘烤温度为250℃～300℃。

步骤S3：熔炼

步骤S31，将工业纯铝、Al-20％Si中间合金作为原料加入到已预热至280℃的石墨黏土坩埚中，加热到780℃，恒温至原料软化下榻时，在原料表面撒上7.2g覆盖剂(覆盖剂的主要成分为氯盐和氟盐混合物)。继续恒温至原料完全熔化后保温15min，然后向原料中加入Al-50％Cu中间合金和63.16gAl-10％Ni中间合金，待Al-50％Cu中间合金和Al-10％Ni中间合金完全熔化后充分搅拌；然后进行扒渣，扒渣前应先向熔体上均匀撒入少量覆盖剂(本实例为4g)，以使渣和熔体分离，减少带出的金属，扒渣要求平稳，防止渣卷入熔体内。扒渣尽量彻底，以避免因浮渣造成的熔体含气量增加，污染金属熔体。

步骤S32、坩埚降温至720℃，向熔体中加入工业纯镁，搅拌至工业纯镁完全熔化；然后进行扒渣，扒渣过程与步骤S31相同。

步骤S4：精炼

将坩埚升温至780℃，在熔体中加入7.2gC₂Cl₆，将C₂Cl₆浸没于熔体中至无黄色气体冒出，静置保温25min；然后进行扒渣，扒渣过程与步骤S31和步骤S32相同。

步骤S5：浇注

使用钢制铸造模具完成对熔体的浇注，获得300×50×50mm的合金铸锭，浇注过程快速平稳。

为了确定合金铸锭的合金成分是否满足要求，采用等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金铸锭进行成分检测，其主要成分见表1，说明本实例采用的熔炼工艺能制备出成分满足设计要求的Al-Si-Cu-Mg-Ni合金铸锭。

表1为等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金铸锭进行成分检测表

合金元素	Si	Cu	Mg	Ni	Al
						实际含量/wt.％	12.83	2.47	0.99	0.51	余量
设计含量/wt.％	12.35-13.65	2.38-2.63	0.95-1.05	0.48-0.53	余量

图2为本实施例的铸态Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金材料的SEM形貌图，通过图2可以看出，合金组织中存在大量呈明显网状的亮白色金属间化合相，且有一些呈游离态的亮白色金属间化合相。

步骤S6：固溶处理

将步骤S5获得的Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金铸锭加热至500℃，保温5h，然后水淬(即转移到水中进行冷却)至室温，淬火转移时间不大于25s。

步骤S7：时效处理

将步骤S6获得的Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金材料升温至185℃，保温5h，然后空冷至室温，即得到T6态Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金材料。

本实例所得T6态Al-Si-Cu-Mg-0.5Ni合金材料按照GB/T228.1-2010标准进行室温拉伸试验，其抗拉强度为335MPa。

实施例2

本实施例按如下步骤制备T6态Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金材料：

本实施例按与实施例1相同的步骤制备T6态Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金材料，区别在于步骤S31中，继续恒温至原料完全熔化后保温15min，然后向原料中加入Al-50％Cu中间合金和126.32gAl-10％Ni中间合金，待Al-50％Cu中间合金和Al-10％Ni中间合金完全熔化后充分搅拌。

为了确定合金铸锭的合金成分是否满足要求，采用等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金铸锭进行成分检测，其主要成分见表2，说明本实例采用的熔炼工艺能制备出成分满足设计要求的Al-Si-Cu-Mg-Ni合金铸锭。

表2为等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金铸锭进行成分检测表

合金元素	Si	Cu	Mg	Ni	Al
						实际含量/wt.％	13.23	2.55	1.01	0.98	余量
设计含量/wt.％	12.35-13.65	2.38-2.63	0.95-1.05	0.95-1.05	余量

图3本实施例的铸态Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金材料的SEM形貌图，通过图3可以看出，随着Ni含量增加到1.0wt.％时，合金中有大量的灰白色金属间化合相生成，其形貌与Ni含量为0.5wt.％时合金中呈网状亮白色的金属间化合相不同，主要呈半封闭环絮状分布在α-Al晶粒边界上，且彼此相连密切。此外，合金组织中也有少量游离的亮白色金属间化合相出现。

本实例所得T6态Al-Si-Cu-Mg-1.0Ni合金材料按照GB/T228.1-2010标准进行室温拉伸试验，其抗拉强度为331MPa。

实施例3

本实施例按如下步骤制备T6态Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金材料：

本实施例按与实施例1相同的步骤制备T6态Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金材料，区别在于步骤S31中，继续恒温至原料完全熔化后保温15min，然后向原料中加入Al-50％Cu中间合金和189.48gAl-10％Ni中间合金，待Al-50％Cu中间合金和Al-10％Ni中间合金完全熔化后充分搅拌。

为了确定合金铸锭的合金成分是否满足要求，采用等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金铸锭进行成分检测，其主要成分见表3，说明本实例采用的熔炼工艺能制备出成分满足设计要求的Al-Si-Cu-Mg-Ni合金铸锭。

表3为等离子体原子发射光谱仪对Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金铸锭进行成分检测表

合金元素	Si	Cu	Mg	Ni	Al
						实际含量/wt.％	12.92	2.60	0.97	1.56	余量
设计含量/wt.％	12.35-13.65	2.38-2.63	0.95-1.05	1.43-1.58	余量

图4为本实施例的铸态Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金材料的SEM形貌图，通过图4可以看出，当合金的Ni含量增加到1.5wt.％时，组织中分布在α-Al晶粒边界上的灰白色金属间化合相一方面数量明显增多，另一方面由半封闭环絮状转变成封闭和半封闭环絮状同时存在的状态，此时合金中游离的亮白色化合相明显减少。

本实例所得T6态Al-Si-Cu-Mg-1.5Ni合金材料按照GB/T228.1-2010标准进行室温拉伸试验，其抗拉强度为323MPa。

虽然本发明公开披露如上，但本发明公开的保护范围并非仅限于此。本领域技术人员在不脱离本发明公开的精神和范围的前提下，可进行各种变更与修改，这些变更与修改均将落入本发明的保护范围。

Claims

1.一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料，其特征在于，包括如下质量百分比的元素：12.35％-13.65％Si，2.38％-2.63％Cu，0.95％-1.05％Mg，0.48％-1.58％Ni，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质的总含量≤0.1％。

2.根据权利要求1所述的Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料，其特征在于，所述Si、所述Cu和所述Ni分别为Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金和Al-Ni中间合金中的Si、Cu、Ni的质量。

3.一种Al-Si-Cu-Mg-Ni合金材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

步骤S2、熔炼前准备：坩埚进行预热；

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3熔炼的过程具体包括以下步骤：

5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述工业纯铝、所述Al-Si中间合金、所述Al-Cu中间合金、所述工业纯镁和所述Al-Ni中间合金的质量百分比为：81.09％-83.84％：12.35％-13.65％：2.38％-2.63％：0.95％-1.05％：0.48％-1.58％。

6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述坩埚的预热温度范围为：250℃～300℃。

7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述覆盖剂与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％。

8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述C₂Cl₆与所述原料的总质量范围比为：0.5％-0.7％。

9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S3完成后先进行扒渣，再进行步骤S4；所述步骤S4完成后先进行扒渣，再进行步骤S5。

10.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述时效处理的制度为：180℃-190℃/4h-5h。