CN112760533A - 一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭及其制备方法 - Google Patents

一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种Al‑Cu‑Mn‑Si‑Mg合金超大铸锭的制备方法，包括：将合金原料熔炼后铸造，得到Al‑Cu‑Mn‑Si‑Mg合金超大铸锭；所述铸造过程中的冷却水温度为20～28℃。本发明在精确匹配铸造三大参数的基础上，通过增加铸造开头低浓度铺底和铸造收尾回火作业，以提高铸锭的头尾塑性，减少内应力；通过控制装炉时的炉膛温度，合适选择均热控温模式，达到控制升温速率，减少均热升温过程中铸锭内、外层温差，减少应力的目的；通过开发超硬合金φ800mm规格铸锭，为制造结构复杂、大尺寸产品提供了原始材料，减少通过拼装焊接产生的潜在应力；为继续生产更大尺寸的超硬合金积累经验和奠定基础。

Description

一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭及其制备方法
技术领域
本发明属于合金铸锭技术领域，尤其涉及一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭及其制备方法。
背景技术
近年来，随着航空航天的快速发展，对高品质铝合金材料的需求不断增加，对大规格长尺寸铸锭的需求也随之增加。当前，该合金目前国内外生产的最大规格主要集中在φ650mm左右，对于φ800mm及以上规格铸锭的生产还处于空白。由于缺乏相关的生产经验，制备的铸锭容易开裂，成型困难。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭及其制备方法，本发明提供的方法制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭具有较好的成型质量。
本发明提供了一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后铸造，得到Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭；
所述铸造过程中的冷却水温度为20～28℃。
优选的，所述铸造过程中的铺底高度为50～90mm。
优选的，所述铸造过程中的合金液填充时间为6～10min。
优选的，所述铸造过程中的冷却水流量为12～15m3/h。
优选的，所述铸造过程中的铸造速度为20～25mm/min。
优选的，所述铸造过程中的流盘末端温度为705～715℃。
优选的，所述铸造结束前优选包括：
将得到的铸件进行回火处理；
所述回火处理的冷却时间为3～5min。
优选的，所述铸造完成后还包括：
将得到的铸件进行均匀化退火；
所述均匀化退火的装炉温度＜200℃。
优选的，所述均匀化退火过程中的升温速率＜40℃/h。
本发明提供了一种上述技术方案所述的方法制备得到的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭，所述Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径为750～850mm。
本发明在精确匹配铸造三大参数的基础上，通过增加铸造开头低浓度铺底和铸造收尾回火作业，以提高铸锭的头尾塑性，减少内应力；通过控制装炉时的炉膛温度，合适选择均热控温模式，达到控制升温速率，减少均热升温过程中铸锭内、外层温差，减少应力的目的；通过开发超硬合金φ800mm规格铸锭，为制造结构复杂、大尺寸产品提供了原始材料，减少通过拼装焊接产生的潜在应力；为继续生产更大尺寸的超硬合金积累经验和奠定基础。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员经改进或润饰的所有其它实例，都属于本发明保护的范围。应理解，本发明实施例仅用于说明本发明的技术效果，而非用于限制本发明的保护范围。实施例中，所用方法如无特别说明，均为常规方法。
本发明提供了一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后铸造，得到Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭；
所述铸造过程中的冷却水温度为20～28℃。
在本发明中，所述熔炼过程中优选通过使用高效、高强电磁搅拌装置，并辅以机械搅拌器，加强熔体扩散，强化熔体温度和成分均匀性。
在本发明中，所述熔炼过程中的合金液温度优选控制在720～760℃，更优选为730～750℃，更优选为735～745℃，最优选为740℃。
在本发明中，所述熔炼过程中高温扩散温度优选为740～760℃，更优选为745～755℃，最优选为750℃；所述高温扩散时间优选＞40min，更优选为40～60min，更优选为45～55min，最优选为50min；以确保高熔点合金元素充分熔化。
在本发明中，所述熔炼过程中优选在炉内对称的两个区域相同深度取两个试样进行成分分析，以确保成分误差在允许的范围内。
在本发明中，所述熔炼过程中优选采用旋转除气装置、精炼剂和搅拌装置除去熔体中的熔渣和氢气，制备得到高纯度洁净的熔体。在本发明中，所述旋转除气装置优选为侧墙式HD-2000旋转除气装置；所述精炼剂优选为无钠高效精炼剂；所述搅拌装置优选为电磁搅拌装置，更优选为高强电磁搅拌装置。
在本发明中，所述铸造过程中优选采用低浓度铺底通过合理控制填充速度和填充铝液的均匀性，从而提高铸件底部塑性；所述铸造过程中的铺底高度(指合金铝液(合金液)在型腔中的填充高度)优选为50～90mm，更优选为60～80mm，更优选为65～75mm，最优选为70mm；所述铸造过程中的金属液填充时间优选为6～10min，更优选为7～9min，最优选为8.5min。
在本发明中，所述铸造过程中的冷却水温度优选控制在20～28℃，更优选为22～26℃，更优选为24～26℃，最优选为25℃；所述冷却水的流量优选为12～15m3/h，更优选为13～14m3/h。
在本发明中，所述铸造过程中的铸造速度优选为20～25mm/min，更优选为21～24mm/min，最优选为22～23mm/min；本发明中的铸造速度能够减少铸造应力。
在本发明中，铸造过程中优选合理控制炉内、除气室、过滤盆各点温度，强化流槽和流盘烘烤，减少温度波动；所述铸造过程中的流盘末端温度优选为705～715℃，更优选为708～712℃，最优选为710℃。
在本发明中，铸造结束前优选进行回火处理以提高浇口部的塑性，本发明中的回火处理是指铸造结束前，铝合金液脱离转接环后立即停车，冷却一定时间后，利用铸锭浇口部液穴中未凝固铝液对铸锭进行加热；所述回火处理过程中的冷却时间优选为3～5min，更优选为3.5～4.5min，最优选为4min。在本发明中，所述回火处理的方法优选包括：
铸造机停止继续向下运行后，结晶器中循环水继续冷却3～5min(浇口部铸锭边部凝固1/4左右)，停止供水，手动开启铸造机向下运行，脱离结晶器至下沿100mm以上，通过热传递空冷。
在本发明中，所述铸造完成得到铸锭后优选还包括：
将所述铸锭进行均匀化退火。
在本发明中，所述均匀化退火过程中优选控制装炉时的炉膛温度，所述装炉时的炉膛温度优选＜200℃；所述均匀化退火过程中的升温速率优选＜40℃/h，更优选为35～40℃/h，最优选为36～38℃/h；以减少内外层温差，减少内应力。
本发明提供了一种上述技术方案所述的方法制备得到的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭。
在本发明中，所述Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分优选为：
4.20～4.70wt％的Cu；
0.8～1.0wt％的Mn；
0.8～1.1wt％的Si；
0.45～0.75wt％的Mg；
杂质＜0.05wt％；
Na≤4ppm；
余量为Al。
在本发明中，所述Cu的质量含量优选为4.3～4.6％，更优选为4.4～4.5％；所述Mn的质量含量优选为0.9％；所述Si的质量含量优选为0.9～1.0％；所述Mg的质量含量优选为0.5～0.7％，更优选为0.6％。
在本发明中，所述Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径优选为750～850mm，更优选为780～820mm，最优选为800mm。
本发明在精确匹配铸造三大参数的基础上，通过增加铸造开头低浓度铺底和铸造收尾回火作业，以提高铸锭的头尾塑性，减少内应力；通过控制装炉时的炉膛温度，合适选择均热控温模式，达到控制升温速率，减少均热升温过程中铸锭内、外层温差，减少应力的目的；通过开发超硬合金φ800mm规格铸锭，为制造结构复杂、大尺寸产品提供了原始材料，减少通过拼装焊接产生的潜在应力；为继续生产更大尺寸的超硬合金积累经验和奠定基础。
实施例1
按照下述方法制备Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭：
将合金原料进行熔炼：熔炼过程中通过使用高效、高强电磁搅拌装置，并辅以机械搅拌器，加强熔体扩散，强化熔体温度均匀和成分均匀；熔炼温度控制在720℃，高温扩散温度控制在740℃，时间为40min，确保高熔点合金元素充分熔化；在炉内对称的两个区域相同深度取两个试样，进行成分分析，确保成分误差在允许范围内；通过使用侧墙式HD-2000旋转除气装置、无Na高效精炼剂及高强电磁搅拌装置，除去熔体中的熔渣和氢气，制备出高纯度的洁净熔体。
将熔炼后得到的合金液进行浇铸，浇铸过程中确保合金液的填充时间为6min，合金液在型腔中的填充高度(铺底高度)为50mm，从而提高底部塑性；通过调控冷却水温20℃，精准匹配冷却水流量，确保冷却水流量控制在12m3/h；保证运行速度稳定的前提下，控制铸造速度为20mm/min，以减少铸造应力；合理控制炉内、除气室、过滤盆各点温度，强化流槽和流盘烘烤，减少温度波动，确保流盘末端温度为705℃。
由于合金化程度较高，规格较大，内应力较大，铸造收尾前采用回火作业，以提高浇口部的塑性，具体方法为：
铸造结束前，合金液脱离转接环后立即停车，冷却3min后，利用铸锭浇口部液穴中未凝固铝液对铸锭进行加热；即铸造机停止继续向下运行后，结晶器中循环水继续冷却3min(浇口部铸锭边部凝固1/4左右)，停止供水，手动开启铸造机向下运行，脱离结晶器至下沿100mm以上，通过热传递空冷进行回火。
铸造完成后将得到的铸件进行均匀化退火，退火过程中控制装炉时的炉膛温度＜200℃，选择合适地炉温控温模式，控制升温速率为35℃/h，减少内外层温差，减少内用力，得到合金铸锭。
本发明实施例1制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径为800mm。
按照Q/SWA JGM0103.03-2017《碘量法测定铜量》标注检测铜含量，按照Q/SWAJGM0204.01-2019《ARL-4460-1440光电光谱仪分析实验规程》标准对其余化学成分进行检测；检测本发明实施例1制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分，检测结果为，本发明实施例1制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分为：4.36wt％的Cu；0.84wt％的Mn；0.92wt％的Si；0.57wt％的Mg；杂质＜0.05wt％；Na 3ppm；余量为Al。
采用GB/T 3246.2-2012《变形铝及铝合金制品组织检验方法第2部分：低倍组织检验方法》标准对本发明实施例1制备的铸锭进行低倍检测，检测结果为，铸锭低倍晶粒度为1.5级，表层缺陷深度6～10mm，铸锭断口氧化膜符合壹级。
按照Q/SWA JGM0103.03-2017《碘量法测定铜量》标准检测本发明实施例1制备的铸锭的成分偏析，从横截面试片中心到边部等距取10个试样进行成分分析，检测结果为，Cu的相对偏析率为3.11％。
按照GB/T 3246.1-2012《变形铝及铝合金制品组织检验方法第1部分：显微组织检验方法》标准对实施例1制备的铸锭进行显微疏松检测，取铸锭横截面中心、1/4及边部试样进行显微疏松和组织分析，检测结果为，实施例1制备的铸锭显微疏松最大尺寸小于80*20微米，组织均匀分布，晶界化合物充分回熔，晶内弥散析出。
实施例2
按照下述方法制备Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭：
将合金原料进行熔炼：熔炼过程中通过使用高效、高强电磁搅拌装置，并辅以机械搅拌器，加强熔体扩散，强化熔体温度均匀和成分均匀；熔炼温度控制在730℃，高温扩散温度控制在750℃，时间为50min，确保高熔点合金元素充分熔化；在炉内对称的两个区域相同深度取两个试样，进行成分分析，确保成分误差在允许范围内；通过使用侧墙式HD-2000旋转除气装置、无Na高效精炼剂及高强电磁搅拌装置，除去熔体中的熔渣和氢气，制备出高纯度的洁净熔体。
将熔炼后得到的合金液进行浇铸，浇铸过程中确保合金液的填充时间为8min，合金液在型腔中的填充高度(铺底高度)为70mm，从而提高底部塑性；通过调控冷却水温25℃，精准匹配冷却水流量，确保冷却水流量控制在13m3/h；保证运行速度稳定的前提下，控制铸造速度为23mm/min，以减少铸造应力；合理控制炉内、除气室、过滤盆各点温度，强化流槽和流盘烘烤，减少温度波动，确保流盘末端温度为710℃。
由于合金化程度较高，规格较大，内应力较大，铸造收尾前采用回火作业，以提高浇口部的塑性，具体方法为：
铸造结束前，合金液脱离转接环后立即停车，冷却4min后，利用铸锭浇口部液穴中未凝固铝液对铸锭进行加热；即铸造机停止继续向下运行后，结晶器中循环水继续冷却4min(浇口部铸锭边部凝固1/4左右)，停止供水，手动开启铸造机向下运行，脱离结晶器至下沿100mm以上，通过热传递空冷进行回火。
铸造完成后将得到的铸件进行均匀化退火，退火过程中控制装炉时的炉膛温度＜200℃，选择合适地炉温控温模式，控制升温速率为37℃/h，减少内外层温差，减少内用力，得到合金铸锭。
本发明实施例2制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径为800mm。
按实施例1的方法，检测本发明实施例2制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分，检测结果为，本发明实施例2制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分为：4.42wt％的Cu；0.89wt％的Mn；0.90wt％的Si；0.61wt％的Mg；杂质＜0.05wt％；Na 4ppm；余量为Al。
按照实施例1的方法，对本发明实施例2制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭进行检测，检测结果为，本发明实施例2制备的铸锭低倍晶粒度为1.5级，表层缺陷深度6～11mm，铸锭断口氧化膜符合壹级；横截面上Cu相对偏析率为3.20％，显微疏松最大尺寸小于100*15微米，组织均匀分布，晶界化合物充分回熔，晶内弥散析出。
实施例3
按照下述方法制备Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭：
将合金原料进行熔炼：熔炼过程中通过使用高效、高强电磁搅拌装置，并辅以机械搅拌器，加强熔体扩散，强化熔体温度均匀和成分均匀；熔炼温度控制在760℃，高温扩散温度控制在760℃，时间为60min，确保高熔点合金元素充分熔化；在炉内对称的两个区域相同深度取两个试样，进行成分分析，确保成分误差在允许范围内；通过使用侧墙式HD-2000旋转除气装置、无Na高效精炼剂及高强电磁搅拌装置，除去熔体中的熔渣和氢气，制备出高纯度的洁净熔体。
将熔炼后得到的合金液进行浇铸，浇铸过程中确保合金液的填充时间为10min，合金液在型腔中的填充高度(铺底高度)为90mm，从而提高底部塑性；通过调控冷却水温28℃，精准匹配冷却水流量，确保冷却水流量控制在15m3/h；保证运行速度稳定的前提下，控制铸造速度为25mm/min，以减少铸造应力；合理控制炉内、除气室、过滤盆各点温度，强化流槽和流盘烘烤，减少温度波动，确保流盘末端温度为715℃。
由于合金化程度较高，规格较大，内应力较大，铸造收尾前采用回火作业，以提高浇口部的塑性，具体方法为：
铸造结束前，合金液脱离转接环后立即停车，冷却5min后，利用铸锭浇口部液穴中未凝固铝液对铸锭进行加热；即铸造机停止继续向下运行后，结晶器中循环水继续冷却5min(浇口部铸锭边部凝固1/4左右)，停止供水，手动开启铸造机向下运行，脱离结晶器至下沿100mm以上，通过热传递空冷进行回火。
铸造完成后将得到的铸件进行均匀化退火，退火过程中控制装炉时的炉膛温度＜200℃，选择合适地炉温控温模式，控制升温速率为40℃/h，减少内外层温差，减少内用力，得到合金铸锭。
本发明实施例3制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径为800mm。
按实施例1的方法，检测本发明实施例3制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分，检测结果为，本发明实施例3制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的成分为：4.32wt％的Cu；0.91wt％的Mn；0.88wt％的Si；0.61wt％的Mg；杂质＜0.05wt％；Na 3ppm；余量为Al。
按照实施例1的方法，对本发明实施例3制备的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭进行检测，检测结果为，本发明实施例3制备的铸锭低倍晶粒度为1.5级，表层缺陷深度5～10mm，铸锭断口氧化膜符合壹级；横截面上Cu相对偏析率为3.05％，显微疏松最大尺寸小于90*20微米，组织均匀分布，晶界化合物充分回熔，晶内弥散析出。
本发明在精确匹配铸造三大参数的基础上，通过增加铸造开头低浓度铺底和铸造收尾回火作业，以提高铸锭的头尾塑性，减少内应力；通过控制装炉时的炉膛温度，合适选择均热控温模式，达到控制升温速率，减少均热升温过程中铸锭内、外层温差，减少应力的目的；通过开发超硬合金φ800mm规格铸锭，为制造结构复杂、大尺寸产品提供了原始材料，减少通过拼装焊接产生的潜在应力；为继续生产更大尺寸的超硬合金积累经验和奠定基础。
以上所述的仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。

Claims (10)

1.一种Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后铸造，得到Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭；
所述铸造过程中的冷却水温度为20～28℃。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造过程中的铺底高度为50～90mm。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造过程中的合金液填充时间为6～10min。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造过程中的冷却水流量为12～15m3/h。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造过程中的铸造速度为20～25mm/min。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造过程中的流盘末端温度为705～715℃。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述铸造结束前还包括：
将得到的铸件进行回火处理；
所述回火处理过程中的冷却时间为3～5min。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述铸造完成后还包括：
将得到的铸件进行均匀化退火；
所述均匀化退火的装炉温度＜200℃。
9.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述均匀化退火过程中的升温速率＜40℃/h。
10.一种权利要求1所述的方法制备得到的Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭，所述Al-Cu-Mn-Si-Mg合金超大铸锭的直径为750～850mm。
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