CN114774741A - 一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，包括Si，Cu，Mg，Mn，Ti，Zr，V，以及余量的Al。本发明通过主元素及其含量设计，使合金具有优良的铸造性能；通过添加Zr、V微合金元素，并配合本发明所述的热处理工艺，对合金进行纳米颗粒强化，使合金综合力学性能显著增强。与现有耐热合金相比，本发明所述合金的流动性提高了11％，热裂倾向性降低了6％；室温和200℃下静态强度分别提高了12％和25％；室温和200℃抗拉压疲劳强度分别提高了39％和24％。本发明可以显著提高合金性能，有效地解决现有耐热合金服役过程中短时开裂失效的问题，延长零部件在热交变条件下的服役寿命，特别适用于制造大功率发动机缸盖。
Description
技术领域
本发明属于铸造铝合金领域，具体涉及一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法；更特别地说，是一种适合制造大功率发动机气缸盖的耐热高强铸造铝合金及其制造方法。
背景技术
近年来，大功率发动机被广泛应用于国防装备系统和民用汽车领域中。随着大功率发动机性能指标的不断提高，发动机缸盖的工作负荷也随之显著增加。发动机缸盖长期处于高温高压的服役环境中，并承受着持续的交变应力载荷，缸盖工作时燃烧室的压强约为18MPa～20MPa，气道出口附近温度接近200℃。因此，要求大功率发动机缸盖合金具有较高的室温/高温静态力学性能，以及优异的室温/高温疲劳性能。目前，发动机缸盖通常采用低压砂型或重力金属型的铸造方法进行制造，由于缸盖零件的几何尺寸大、内部结构复杂、零件壁厚差异大，给铸造带来较大的困难，因此也要求缸盖合金具有优良的铸造性能。
目前，国内外制造发动机缸盖的主要合金包括A356.2、ZL114A、A319、ZL702A等，其主要成分及含量如表1所示，主要是Al-Si-Mg系和Al-Si-Cu系的铸造合金。Al-Si-Mg系合金的主要强化相为β″相，Al-Si-Cu系合金的主要强化相为θ″和Q′相，其中β″析出相具有优良的室温强化作用，但该相在185℃以上会迅速聚集长大，导致合金的高温力学性能急剧下降，而θ″和Q′这两种强化相同时兼具室温和高温强化作用，但θ″相在超过200℃时的强化作用也会显著降低，耐热性不如Q′相。因此，上述合金在作为大功率发动机缸盖材料使用时，将会出现耐热性差、高温机械性能不稳定的问题，导致气缸盖在服役过程中难以承受较高的热-机耦合载荷，而呈现过早失效的现象，进而影响发动机动力系统的可靠性和稳定性。
表1：国内外常用柴油发动机缸盖合金材料的成分，wt.％
目前关于耐热高强铸造铝合金授权或公开的专利较少，已授权或公开的合金大都只适用于制造汽车活塞，其力学性能不能满足大功率发动机气缸盖的服役要求；而且已授权或公开的专利中仅报道了合金的静态拉伸性能，并未见合金的铸造性能数据与疲劳性能数据，而这两种性能指标正是气缸盖部件在成型和服役过程中最关键的指标。因此，现有公开的耐热高强铸造铝合金尚不能满足大功率发动机缸盖的使用需求。
发明内容
本发明针对现有大功率发动机缸盖服役过程中因合金耐热性不足导致提前失效的问题，提供了一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，该合金制造工艺简单，可铸造性强，室温/高温下的动/静态力学性能优异，尤其适用于制造大功率柴油发动机缸盖。
本发明是通过以下技术方案实现的。
一种耐热高强铸造铝合金，其特征在于，所述铝合金成分按质量百分比计包括：7～9％Si，1～2％Cu，0.3～0.4％Mg，0.12～0.16％Mn，0.1～0.15％Ti，0.08～0.2％V，0.08～0.2％Zr，余量为Al和不可避免的杂质元素，所述杂质元素中Fe不大于0.12％，其他杂质元素的总和不大于0.2％。
进一步地，所述铝合金中Cu元素和Mg元素的质量比为3～6。
一种上述耐热高强铸造铝合金的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
a.按上述元素配比进行计算、备料；
b.熔炼合金，得到合金熔体；
c.变质细化；
d.除气；
e.铸造；
f.热处理。
进一步地，所述制造方法具体包括：
a：按合金元素配比，将工业纯铝、金属镁、Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金、Al-V中间合金、Al-Zr中间合金作为原料进行计算、称重、备料；投料前，表面处理即清除原料表面的脏物和油污，然后将原料在250℃～300℃下进行烘烤、干燥；
b：将经步骤a得到的工业纯铝加热至760℃～780℃熔化，然后在温度760℃～780℃时向熔体中加入Al-Si中间合金，在750℃～760℃时加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金，在740℃～750℃时加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金，在720℃～730℃时加入金属镁块得到合金熔体；
c：在720℃～730℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，对合金熔体进行变质和细化处理；
d：使用氩气对经步骤c得到的合金熔体进行除气10min～15min；
e：除气结束后，将合金熔体静置10min～20min后浇铸，其中，采用金属型铸造的浇铸温度为710℃～730℃，采用砂型铸造的浇铸温度为690℃～710℃。
进一步地，所述步骤b中金属镁块用铝箔进行包裹，并用钟罩将其压入到合金熔体中。
进一步地，所述步骤f热处理包括：三级固溶、淬火冷却、人工时效。
进一步地，所述步骤f热处理具体包括：一级固溶：将经铸造得到的合金以3℃/min～3.5℃/min的升温速率由室温升温至390℃-410℃，在390℃-410℃下保温8h～10h；二级固溶：将经一级固溶得到的合金以0.7℃/min～1℃/min的升温速率由390℃-410℃升温至490℃-510℃，在490℃-510℃下保温4h～6h；三级固溶：将经二级固溶得到的合金以0.7℃/min～1℃/min的升温速率，由490℃-510℃升温至515℃-535℃，然后在515℃-535℃下保温8h～10h；淬火冷却：将经三级固溶处理后得到的合金迅速置于水中冷却至室温，淬火转移时间小于30s；人工时效：将淬火后得到的合金在160℃-180℃下保温12h～14h。
上述技术方案中的有关内容解释如下：
1、在铸造铝合金中，随着Si含量的增加，合金两相区温度范围缩小，流动性提高，同时合金的凝固补缩能力增强，并降低合金产生缩孔/缩松的风险；经实验验证，所述合金中加入7％～9％的Si可使合金获得较佳的铸造性能。Cu和Mg是铸造合金中常用的强化元素，在合金凝固过程中Cu、Mg、Si将形成θ相(Al2Cu)、β相(Mg2Si)和Q相(Al5Mg8Si6Cu2)，这些金属间化合物在高温下具有较大的溶解度，而随着温度下降，溶解度显著降低，因此可以通过固溶+人工时效使其析出与基体共格或半共格的亚稳相或是平衡相，这些纳米级的析出相可以钉扎在基体中阻碍位错运动，进而提高合金的强度；然而，β相在185℃下将发生粗化，其高温下的强化效果不如Q相稳定。事实上，合理的元素比例设计可以调控强化相的种类。通过合金相图计算，本发明所述合金将Cu/Mg控制在3～6，可使合金中Cu元素和Mg元素更多地以Q相析出为主。此外，当合金中Cu含量大于2％，合金的热裂倾向增大，为保证合金具有良好的铸造性能，所述本发明所述合金将Cu含量控制在2％以下。
2、在所述合金中添加Zr、V微合金元素，并配合本发明所述的热处理工艺，是为了使合金中形成Al3Zr、Al3(ZrV)纳米颗粒相，其颗粒直径介于20nm～100nm之间，并弥散分布于α-Al基体中，起到钉扎位错的强化作用。当合金承受热-机疲劳循环应力时，将产生大量位错，而Al3M颗粒的硬度显著高于α-Al基体，使位错运动的距离和阻力增加，从而提高了合金的抗疲劳性。此外，Zr元素在α-Al基体中的扩散速率极低，使得Al3M相即使在高温服役环境下也不容易发生粗化，进而提高了合金的热稳定性。
3、本发明所述的热处理工艺中，一级固溶是为了促进含V、Zr的高温强化相析出，并在基体中形成Al3Zr、Al3(ZrV)等弥散相颗粒，此类弥散相的最佳形核和析出温度在390℃-410℃左右，并且8h～10h的保温时间可为含Zr、V的强化相提供充分的孕育、形核和析出时间；二级固溶是为了促进θ相、Q相等回溶，形成过饱和固溶体为后续时效析出纳米强化相做准备，三级固溶主要是为了促进Si相球化，减轻长条状的Si相对Al基体的撕裂作用，减少应力集中，进而提高合金的塑性，经过实验验证，二级固溶的最佳参数为490℃-510℃保温时间4h～6h，三级固溶的参数为515℃-535℃保温时间8h～10h，超过535℃时合金存在过烧的风险；淬火冷却是为了使合金在固溶处理后获得过饱和固溶体；人工时效是为了促进与基体共格或半共格的θ″相、θ′相以及Q′相弥散析出，进而提高合金的室温/中温强度，经实验验证，该时效处理的最佳参数为160℃-180℃保温时间12h～14h。
由于上述技术方案的使用，本发明与现有大功率发动机缸盖合金及制造工艺相比具有下列优点和效果：
(1)通过主合金元素及其含量设计，合金的铸造性能显著提高，与现有大功率发动机缸盖合金相比，本发明所述合金的流动性提高了11％左右，热裂倾向性降低了6％。
(2)通过添加Zr、V微合金元素，并配合本发明所述的热处理工艺对合金进行纳米颗粒相强化，使合金的综合力学性能显著提高，与现有大功率发动机缸盖合金相比，本发明所述合金的室温和200℃静态强度分别提高12％和25％，室温和200℃抗拉压疲劳强度(2.5×107周次)分别提高了39％和24％。
(3)本发明所述耐热高强铸造铝合金及其制造工艺的适用性强，金属型、砂型等铸造工艺均可使用，工艺操作简单，适合大规模生产。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明进行详细说明。
实施例1
一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，具体步骤如下：
(1)按本发明所述合金的元素配比进行计算和备料(本实施例中所使用的工业纯铝和中间合金均为商业合金)，其中Mg元素按5％烧损率进行计算和备料，细化剂按熔体总重量的0.6％进行计算和备料。
(2)本实施例所述合金的具体熔炼步骤包括：
i.清理工业纯铝、各中间合金等原料表面的脏物和油污，将原料在250℃下进行烘烤干燥。
ii.在760℃时熔化工业纯铝；在770℃时向合金熔体中加入Al-Si中间合金；在750℃时向合金熔体中加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金；在750℃时向合金熔体中加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金；在720℃时向合金熔体中加入金属镁块，镁块使用铝箔包裹，并用钟罩压入到合金熔体中；在730℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，其中Sr元素30％烧损率添加，Sr元素的目标含量为200ppm，AlTiCB细化剂按熔体总重量的0.6％添加，熔体使用氩气除气时间为15min。
iii.除气结束后，将熔体静置15min，随后进行成分和密度检测，密度检测结果为2.653g/cm3，化学成分检测结果如表2所示，金属型模具温度为320℃，浇铸温度为710℃。
iv.一级固溶，将合金以3℃/min的升温速率由室温升至400℃，在400℃下保温10h；二级固溶，将合金以0.8℃/min的升温速率由400℃升至500℃，在500℃下保温4h；三级固溶，将合金以0.8℃/min的升温速率由500℃升至525℃，在525℃下保温10h；然后将固溶处理后的合金在30s内迅速置于水中冷却至室温；人工时效，将淬火后的合金在170℃下保温12h，随后自然冷却至室温。
表2实施例1所述合金的化学成分，wt.％
| Si | Mg | Fe | Cu | Ti | Mn | Zr | V | Sr | Al |
| 8.2 | 0.33 | 0.07 | 1.42 | 0.11 | 0.12 | 0.1 | 0.095 | 0.018 | Bal. |
实施例1中所述合金的铸造性能和力学性能的检测结果如表3所示。
表3实施例1中所述合金的铸造性能和力学性能的测试结果
实施例2
一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，具体步骤如下：
(1)按本发明所述合金的元素配比进行计算和备料(本实施例中所使用的工业纯铝和中间合金均为商业合金)，其中Mg元素按5％烧损率进行计算和备料，细化剂按熔体总重量的0.6％进行计算和备料。
(2)本实施例所述合金的具体熔炼步骤包括：
i.清理工业纯铝、各中间合金等原料表面的脏物和油污，将原料在300℃下进行烘烤干燥。
ii.在780℃时熔化工业纯铝；在760℃时向合金熔体中加入Al-Si中间合金；在755℃时向合金熔体中加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金；在740℃时向合金熔体中加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金；在730℃时向合金熔体中加入金属镁块，镁块使用铝箔包裹，并用钟罩压入到合金熔体中；在720℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，其中Sr元素30％烧损率添加，Sr元素的目标含量为200ppm，AlTiCB细化剂按熔体总重量的0.6％添加，熔体除气时间为10min。
iii.除气结束后，将熔体静置20min，随后进行成分和密度检测，密度检测结果为2.611g/cm3，成分检测结果如表4所示，金属型模具温度为324℃，浇铸温度为716℃。
iv.一级固溶，将合金以3.5℃/min的升温速率由室温升至410℃，在410℃下保温8h；二级固溶，将合金以0.7℃/min的升温速率由410℃升至490℃，在490℃下保温5h；三级固溶，将合金以0.9℃/min的升温速率由490℃升至515℃，在515℃下保温8h；然后将固溶处理后的合金在30s内迅速置于水中冷却至室温；人工时效，将淬火后的合金在160℃下保温14h，随后自然冷却至室温。
表4实施例2所述合金的化学成分，wt.％
| Si | Mg | Fe | Cu | Ti | Mn | Zr | V | Sr | Al |
| 7.25 | 0.33 | 0.05 | 1.12 | 0.11 | 0.12 | 0.09 | 0.095 | 0.02 | Bal. |
实施例2中所述合金的铸造性能和力学性能的检测结果如表5所示。
表5实施例2中所述合金的铸造性能和力学性能的测试结果
实施例3
一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，具体步骤如下：
(1)按本发明所述合金的元素配比进行计算和备料(本实施例中所使用的工业纯铝和中间合金均为商业合金)，其中Mg元素按5％烧损率进行计算和备料，细化剂按熔体总重量的0.6％进行计算和备料。
(2)本实施例所述合金的具体熔炼步骤包括：
i.清理工业纯铝、各中间合金等原料表面的脏物和油污，将原料在270℃下进行烘烤干燥。
ii.在770℃时熔化工业纯铝；在780℃时向合金熔体中加入Al-Si中间合金；在760℃时向合金熔体中加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金；在745℃时向合金熔体中加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金；在725℃时向合金熔体中加入金属镁块，镁块使用铝箔包裹，并用钟罩压入到合金熔体中；在720℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，其中Sr元素30％烧损率添加，Sr元素的目标含量为200ppm，AlTiCB细化剂按熔体总重量的0.6％添加，熔体除气时间为12min。
iii.除气结束后，将熔体静置10min，随后进行成分和密度检测，密度检测结果为2.64g/cm3，成分检测结果如表6所示，砂型模具温度为300℃，浇铸温度为705℃。
iv.一级固溶，将合金以3.2℃/min的升温速率由室温升至390℃，在390℃下保温9h；二级固溶，将合金以1℃/min的升温速率由390℃升至510℃，在510℃下保温6h；三级固溶，将合金以1℃/min的升温速率由510℃升至535℃，在535℃下保温9h；然后将固溶处理后的合金在30s内迅速置于水中冷却至室温；人工时效，将淬火后的合金在180℃下保温13h，随后自然冷却至室温。
表6实施例3所述合金的化学成分，wt.％
| Si | Mg | Fe | Cu | Ti | Mn | Zr | V | Sr | Al |
| 8.85 | 0.39 | 0.06 | 1.85 | 0.15 | 0.14 | 0.18 | 0.175 | 0.021 | Bal. |
实施例3中所述合金的铸造性能和力学性能的检测结果如表7所示。
表7实施例3中所述合金的铸造性能和力学性能的测试结果
实施例4
一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法，具体步骤如下：
(1)按本发明所述合金的元素配比进行计算和备料(本实施例中所使用的工业纯铝和中间合金均为商业合金)，其中Mg元素按5％烧损率进行计算和备料，细化剂按熔体总重量的0.6％进行计算和备料。
(2)本实施例所述合金的具体熔炼步骤包括：
i.清理工业纯铝、各中间合金等原料表面的脏物和油污，将原料在290℃下进行烘烤干燥。
ii.在760℃时熔化工业纯铝；在780℃时向合金熔体中加入Al-Si中间合金；在750℃时向合金熔体中加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金；在740℃时向合金熔体中加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金；在730℃时向合金熔体中加入金属镁块，镁块使用铝箔包裹，并用钟罩压入到合金熔体中；在720℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，其中Sr元素30％烧损率添加，Sr元素的目标含量为200ppm，AlTiCB细化剂按熔体总重量的0.6％添加，熔体除气时间为14min。
iii.除气结束后，将熔体静置18min，随后进行成分和密度检测，密度检测结果为2.635g/cm3，成分检测结果如表8所示，砂型模具温度为310℃，浇铸温度为707℃。
iv.一级固溶，将合金以3.4℃/min的升温速率由室温升至400℃，在400℃下保温10h；二级固溶，将合金以0.9℃/min的升温速率由400℃升至490℃，在490℃下保温4h；三级固溶，将合金以0.9℃/min的升温速率由490℃升至520℃，在520℃下保温9h；然后将固溶处理后的合金在30s内迅速置于水中冷却至室温；人工时效，将淬火后的合金在160℃下保温13h，随后自然冷却至室温。
表8实施例4所述合金的化学成分，wt.％
| Si | Mg | Fe | Cu | Ti | Mn | Zr | V | Sr | Al |
| 8.5 | 0.36 | 0.08 | 1.55 | 0.14 | 0.14 | 0.12 | 0.11 | 0.03 | Bal. |
实施例4中所述合金的铸造性能和力学性能的检测结果如表9所示。
表9实施例4中所述合金的铸造性能和力学性能的测试结果
对比实施例1
对比实施例1采用的是现役大功率发动机缸盖的常用合金，合金牌号为ZL702A。
对比实施例1的具体步骤包括如下：
(1)按对比本实施例1所述合金的元素配比进行计算和备料，对比实施例1中所使用的工业纯铝和中间合计同样为商业合金，其中Mg元素按照5％烧损率进行计算和备料，细化剂按熔体总重量的0.6％进行计算和备料。
(2)对比实施例1所述合金的具体熔炼步骤包括：
i.清理工业纯铝、中间合金等原料表面的脏物和油污，将原料在250℃～300℃下进行烘烤、干燥。
ii.在760℃～780℃时熔化工业纯铝；在760℃～780℃时向合金熔体中加入Al-Si中间合金；在750℃～760℃时向合金熔体中加入Al-Cu中间合金；在740℃～750℃时向合金熔体中加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金；在720℃～730℃时向合金熔体中加入金属镁块，镁块使用铝箔包裹，并用钟罩压入到合金熔体中；在720℃～730℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，其中Sr元素按30％烧损率添加，Sr的目标含量为200ppm，AlTiCB细化剂按熔体总重量的0.6％添加，随后对熔体除气15min。
iii.除气结束后，将熔体静置15min，随后进行成分和密度检测，密度检测结果为2.66g/cm3，成分检测结果如表所示，金属型模具温度为325℃，浇铸温度为707℃。
iv.热处理为常规T6工艺制度。
表10对比实施例1所述合金的化学成分，wt.％
| Si | Mg | Fe | Cu | Ti | Mn | Sr | Al |
| 7.1 | 0.25 | 0.06 | 1.65 | 0.1 | 0.17 | 0.02 | Bal. |
对比实施例1所述合金的铸造性能和力学性能检测结果如表10所示。
表10对比实施例1所述合金的铸造性能和力学性能的测试结果
以上所述的仅是本发明的较佳实施例，并不局限发明。应当指出对于本领域的普通技术人员来说，在本发明所提供的技术启示下，还可以做出其它等同改进，均可以实现本发明的目的，都应视为本发明的保护范围。
Claims (7)
1.一种耐热高强铸造铝合金，其特征在于，所述铝合金成分按质量百分比计包括：7～9％Si，1～2％Cu，0.3～0.4％Mg，0.12～0.16％Mn，0.1～0.15％Ti，0.08～0.2％V，0.08～0.2％Zr，余量为Al和不可避免的杂质元素，所述杂质元素中Fe不大于0.12％，其他杂质元素的总和不大于0.2％。
2.根据权利要求1所述的一种耐热高强铸造铝合金，其特征在于，所述铝合金中Cu元素和Mg元素的质量比为3～6。
3.一种如权利要求1或2所述耐热高强铸造铝合金的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
a.备料；
b.熔炼；
c.变质细化；
d.除气；
e.铸造；
f.热处理。
4.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述制造方法具体包括：
a：按合金元素配比，将工业纯铝、金属镁、Al-Si中间合金、Al-Cu中间合金、Al-Mn中间合金、Al-Ti中间合金、Al-V中间合金、Al-Zr中间合金作为原料，表面处理后在250℃～300℃下进行烘烤、干燥；
b：将经步骤a得到的工业纯铝加热至760℃～780℃熔化，然后在温度760℃～780℃时向熔体中加入Al-Si中间合金，在750℃～760℃时加入Al-Cu中间合金、Al-V中间合金和Al-Zr中间合金，在740℃～750℃时加入Al-Ti中间合金和Al-Mn中间合金，在720℃～730℃时加入金属镁块得到合金熔体；
c：在720℃～730℃时向合金熔体中加入AlSr变质剂和AlTiCB细化剂，对合金熔体进行变质和细化处理；
d：使用氩气对经步骤c得到的合金熔体进行除气10min～15min；
e：除气结束后，将合金熔体静置10min～20min后浇铸，其中，采用金属型铸造的浇铸温度为710℃～730℃，采用砂型铸造的浇铸温度为690℃～710℃。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述步骤b中金属镁块用铝箔进行包裹，并用钟罩将其压入到合金熔体中。
6.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述步骤f热处理包括：三级固溶、淬火冷却、人工时效。
7.根据权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述步骤f热处理具体包括：
一级固溶：将经铸造得到的合金以3℃/min～3.5℃/min的升温速率由室温升温至390℃-410℃，在390℃-410℃下保温8h～10h；
二级固溶：将经一级固溶得到的合金以0.7℃/min～1℃/min的升温速率由390℃-410℃升温至490℃-510℃，在490℃-510℃下保温4h～6h；
三级固溶：将经二级固溶得到的合金以0.7℃/min～1℃/min的升温速率，由490℃-510℃升温至515℃-535℃，然后在515℃-535℃下保温8h～10h；
淬火冷却：将经三级固溶处理后得到的合金在30s内置于水中冷却至室温；
人工时效：将淬火后得到的合金在160℃-180℃下保温12h～14h。
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