CN115029588B - 一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法，该铝合金包含按重量百分比计的如下元素：Ce:6～8wt.％，Mg:1.4～2.8wt.％，Si:0.8～1.6wt.％，不可避免杂质元素小于或等于0.3wt.％，余量为Al元素。本发明将稀土元素Ce与元素Mg、Si通过严格的摩尔分数比，以AlCeSi相作为α‑Al晶粒的形核基底，实现对合金晶粒的细化；以AlCeSi相、Al11Ce3相(或Mg2Si相)作为第二相颗粒，实现对合金的第二相强化；较大冷速的压铸工艺可以获得含Mg元素的α‑Al固溶体，实现对合金的固溶强化，从而在获得较高强度的同时兼具一定的塑性。所述铝合金的制备工艺为压力铸造，无需经过后续的热处理，铸态下屈服强度大于140MPa，抗拉强度大于250MPa，延伸率大于10％，并且具有良好的压铸性能。

Description

一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，涉及一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法。

背景技术

随着航空航天、汽车和轨道交通等领域的迅速发展，对零部件的性能要求更加严格，要求材料具备更高的强度，且在变形时具备优良的冲击韧性和较高的伸长率。同时，面临环境保护和节能减排的压力，轻量化被认为是最有效和最重要的解决方法之一。

铝合金具有密度低、塑性好、成本低以及易回收再利用的特点，是一种非常有潜力的轻量化结构材料。但是面临各行业对零部件性能提出的更高要求，传统压铸铝合金难以满足其需求。例如，汽车行业出于提高生产效率和节省制造成本等目的，将压铸工艺的应用范围从壳体扩展至车身结构件，同时希望铸件不需后续热处理工序即可满足要求。传统压铸铝合金强度中等，但塑性较差，例如ADC12压铸铝合金室温下伸长率低于2％且强度不高，即使经过热处理也难以满足车身结构件的性能要求。因此，新型高强韧压铸铝合金也在不断开发。例如，公开号为CN114318076A的中国发明专利提供的Al-Sc合金屈服强度和抗拉强度均超过300MPa，伸长率超过11％。但该合金需要多级均质、淬火和时效处理，且还需进一步的弯折和校直处理，导致整体工艺耗时长且成本高昂，与国家提倡的节能减排以及企业追求的增效降本相违。

因此，开发一种非热处理高强韧压铸铝合金，并研究其制备工艺，以满足航空航天、汽车和轨道交通等领域对高性能铝合金压铸件日益严格的要求，成为合金研发的方向之一。

发明内容

本发明的目的就是为了提供一种非热处理高强韧压铸铝合金及其制备方法，在保证合金具有良好的压铸性能的前提下，压铸件具有优良的综合力学性能。

本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：

本发明的技术方案之一提供了一种非热处理高强韧压铸铝合金，包含以下重量百分比的元素成分：Ce 6～8wt.％，Mg 1.4～2.8wt.％，Si 0.8～1.6wt.％，余量为Al元素与不可避免的杂质元素。

进一步的，该压铸铝合金包含以下重量百分比的元素：Ce 6wt.％，Mg 1.4wt.％，Si:0.8-1.6wt.％，余量为Al元素与不可避免的杂质元素。

进一步的，该压铸铝合金中，不可避免的杂质元素含量小于或等于0.3wt.％。

本发明的技术方案至二提供了一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)按元素成分的重量百分比准备纯铝锭、纯镁锭、Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金作为原料；

(2)将各原料熔炼得到混合熔体后，升温精炼，压铸，得到压铸件，即为目标产物。

进一步的，步骤(2)中，熔炼过程具体为：

先熔化纯铝锭，待其全部熔化后，保温10-20分钟；升温至720℃～730℃，加入Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金，保温10-20分钟；降温至690℃～700℃，加入纯镁锭，保温10-20分钟。更优选的，步骤(2)中，熔炼过程中的各处保温时间均为15min。

进一步的，步骤(2)中，升温精炼过程具体为：

将混合熔体升温至730℃～740℃保温10-20分钟，精炼8-10分钟后扒渣，之后保温15～20分钟。更进一步的，步骤(2)中，升温精炼过程中的保温时间为15min。

进一步的，步骤(2)中，压铸的温度为680℃～720℃。

进一步的，步骤(2)中，所得压铸件的微观组织包括α-Al晶粒、AlCeSi相，Al₁₁Ce₃相或Mg₂Si相。

本方法能实现非热处理高强韧压铸铝合金的原理在于：

在Al-Ce-Mg-Si合金中，根据热力学软件Thermo-Calc计算出的等原子比例混合的固溶原子的混合焓可知，Al-Ce-Si之间的混合焓为-56.2509KJ/mol，大于其余元素组合之间的混合焓。因此，在凝固过程中，Al、Ce和Si原子将首先结合形成AlCeSi相。通过计算发现AlCeSi相与Al基体的错配度最低为7.5％。根据目前形核理论中的边对边匹配模型(Edge-to-edge matching model)，如果Al基体与异质形核颗粒相沿某方向的错配度位于6％-15％之间时，表明该颗粒相具有中等的异质形核效果。根据该模型可以推断AlCeSi相可作为铝晶粒的有效异质核心。

在合金凝固的过程中，由于AlCeSi相熔点高，AlCeSi相将首先从熔体弥散析出，这将为Al熔体凝固提供大量的异质形核核心，并且AlCeSi相的熔体远远高于Al基体的熔点，意味着该相形成后不会回熔，具有较好的热稳定性，可以起到良好的非均匀形核位点的作用，从而使铸态晶粒得到有效的细化，能够同时提高合金的强度和塑性。起到形核作用的AlCeSi相位于α-Al晶粒内，其余绝大部分AlCeSi相分布在晶界上，起到第二相强化的作用，能够有效提高合金的强度。

当合金元素Ce和Si的原子比大于1时，即Ce原子数超过Si原子数时，形成AlCeSi相便已经消耗完Si原子。Al-Ce之间的混合焓为-32.1709KJ/mol，大于其余元素组合之间的混合焓。因此，Al和Ce原子将结合形成Al₁₁Ce₃相，与AlCeSi相共同起到第二相强化的作用。但是Ce含量过高容易形成块状Al₁₁Ce₃相和AlCeSi相，抑制α-Al晶粒间的协调变形同时易引起应力集中，不利于合金的塑性；而Ce含量过低则导致AlCeSi相数量减少，不能提供足够多的异质形核位点，减弱晶粒细化效果。

由于Al₁₁Ce₃相和AlCeSi相主要分布在晶界上，为进一步提高合金的强度，可以添加适量Mg元素对晶内进行强化。Mg元素能够固溶在Al基体内可以起到固溶强化的作用，能够有效提高Al基体的晶内强度。压铸工艺的冷却速率较大，约为200K/s，不仅能够进一步地抑制晶粒长大，还有利于Mg元素的固溶。但是Mg元素含量过高会使α-Al基体内固溶的Mg原子增多，对位错运动起到严重的阻碍作用，不利于合金的塑性；而Mg元素含量过低则导致α-Al基体内固溶的Mg原子过少，不足以起到固溶强化的作用。

当合金元素Ce和Si的原子比小于1时，即Si原子数超过Ce原子数时，形成AlCeSi相便已经消耗完Ce原子，此时不再形成Al₁₁Ce₃相。Mg-Si之间的混合焓为-3.4675KJ/mol，大于其余元素组合之间的混合焓。因此，Mg和Si原子将结合形成分布在Al基体内的Mg₂Si相。尽管此时因形成Mg₂Si相而导致α-Al基体内固溶的Mg原子量减少，但是Mg₂Si相分布在α-Al基体内，能够以第二相的形式提高Al基体的强度。添加的Si元素量不宜过高也不宜过低，过高会导致粗大AlCeSi相的形成，不利于合金的塑性；过低则导致AlCeSi相数量减少，不能提供足够多的异质形核位点，减弱晶粒细化效果，同时使得后续无法形成Mg₂Si强化相，不利于合金的强度和塑性。

本发明提供的非热处理高强韧压铸铝合金在压铸态条件下获得，其屈服强度大于135MPa，抗拉强度大于250MPa，伸长率大于10.0％，并且可以实现良好的压铸性能，能够满足复杂薄壁和高强韧等汽车结构件的综合性能要求。

附图说明

图1为实施例1(Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si)的合金微观组织示意图；

图2为实施例2(Al-7Ce-2.0Mg-1.2Si)的合金微观组织示意图；

图3为实施例2(Al-8Ce-2.8Mg-0.8Si)的合金微观组织示意图；

图4为对比例1(Al-2Ce-1.4Mg-1.6Si)的合金微观组织示意图；

图5为对比例2(Al-12Ce-1.4Mg-1.6Si)的合金微观组织示意图；

图6为对比例3(Al-6Ce-0.5Mg-1.6Si)的合金微观组织示意图；

图7为对比例4(Al-6Ce-4Mg-1.6Si)的合金微观组织示意图；

图8为对比例5(Al-6Ce-1.4Mg-3Si)的合金微观组织示意图；

图9为对比例6(Al-6Ce-1.4Mg-0.2Si)的合金微观组织示意图。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。本实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。

以下各实施例中，如无特别说明的原料或处理技术，则表明其均未本领域的常规市售原料或常规处理技术。

实施例1

本实施例提供了一种非热处理高强韧压铸铝合金(Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si)，包括以下重量百分比的各组分：Ce:6wt.％，Mg:1.4wt.％，Si:1.6wt.％，不可避免杂质元素小于或等于0.3wt.％，余量为Al元素。其制备方法如下

(1)原材料准备：去除原料表面的污物和氧化膜后，按合金元素重量比准备纯铝锭、纯镁锭、Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金

(2)熔炼：先熔化纯铝锭，待其全部熔化后，保温15分钟；升温至720℃，加入Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金，保温15分钟；降温至700℃，加入纯镁锭，保温15分钟。

(3)精炼：将步骤(2)中的熔体升温至730℃保温15分钟，精炼9分钟后扒渣，之后保温18分钟。

(4)压铸：将步骤(3)获得的熔体在700℃进行压铸生产，得到压铸件。

本实施例制备的合金微观组织示意图如图1所示，从图中可以看出，合金包含AlCeSi相(大部分位于晶界，小部分位于晶内起到异质形核的作用)、Mg₂Si相(位于晶内)、固溶Mg原子的Al基体。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：135MPa，抗拉强度：251MPa，延伸率：10.2％。

实施例2

本实施例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-7Ce-2.0Mg-1.2Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:7wt.％，Mg:2.0wt.％，Si:1.2wt.％)。本实施例制备的合金微观组织示意图如图2所示，从图中可以看出，合金包含AlCeSi相(大部分位于晶界，小部分位于晶内起到异质形核的作用)、Al₁₁Ce₃相(位于晶界)、固溶Mg原子的Al基体。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：138MPa，抗拉强度：254MPa，延伸率：10.3％。

实施例3

本实施例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-8Ce-2.8Mg-0.8Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:8wt.％，Mg:2.8wt.％，Si:0.8wt.％)。本实施例制备的合金微观组织示意图如图3所示，从图中可以看出，合金包含AlCeSi相(大部分位于晶界，小部分位于晶内起到异质形核的作用)、Al₁₁Ce₃相(位于晶界)、固溶Mg原子的Al基体。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：141MPa，抗拉强度：255MPa，延伸率：10.7％。

对比例1

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-2Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:2wt.％，Mg:1.4wt.％，Si:1.6wt.％)。本实施例制得的合金微观组织与实施例1中基本相同，如图4所示。相比于实施例1而言，本对比例中AlCeSi相数量明显减少；晶粒尺寸增大；Mg₂Si相数量增多；Al基体内固溶的Mg原子量减少，致使合金的强度和塑性均有所下降。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：115MPa，抗拉强度：228MPa，延伸率：7.3％。

对比例2

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-12Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:12wt.％，Mg:1.4wt.％，Si:1.6wt.％)。本实施例制备的合金微观组织示意图如图5所示，从图中可以看出，合金包含粗大块状的AlCeSi相和Al₁₁Ce₃相(均位于晶界)，小部分AlCeSi相位于晶内起到异质形核的作用、固溶Mg原子的Al基体。相比于实施例1而言，本对比例中AlCeSi相数量明显增多且相出现粗化，部分呈现大块状形貌；Mg₂Si相消失；出现Al₁₁Ce₃相，部分呈现大块状形貌；Al基体内固溶的Mg原子量增多，致使合金的强度提高，而塑性大大下降。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：157MPa，抗拉强度：276MPa，延伸率：4.3％。

对比例3

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-6Ce-0.5Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:6wt.％，Mg:0.5wt.％，Si:1.6wt.％)。本实施例制得的合金微观组织与实施例1中基本相同，如图6所示。相比于实施例1而言，本对比例中Mg₂Si相数量减少；Al基体内固溶的Mg原子量减少，致使合金的强度下降，而塑性提高

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：110MPa，抗拉强度：223MPa，延伸率：13.5％。

对比例4

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-6Ce-4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:6wt.％，Mg:4wt.％，Si:1.6wt.％)。本对比例制得的合金微观组织与实施例1中基本相同，如图7所示。相比于实施例1而言，本对比例中Al基体内固溶的Mg原子量增多，致使合金的强度提高，而塑性下降

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：163MPa，抗拉强度：281MPa，延伸率：3.7％。

对比例5

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-6Ce-1.4Mg-3Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:6wt.％，Mg:1.4wt.％，Si:3wt.％)。本对比例制备的合金微观组织示意图如图8所示，从图中可以看出，相比于实施例1而言，本对比例中Mg₂Si相数量增多；Al基体内固溶的Mg原子量减少；出现Si原子固溶在Al基体内，致使合金的强度提高，而塑性下降。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：155MPa，抗拉强度：270MPa，延伸率：5.5％。

对比例6

本对比例与实施例1中制备Al-6Ce-1.4Mg-1.6Si非热处理高强韧压铸铝合金的步骤基本相同，不同之处仅在于制备的是Al-6Ce-1.4Mg-0.1Si非热处理高强韧压铸铝合金(即Ce:6wt.％，Mg:1.4wt.％，Si:0.1wt.％)。本对比例制得的合金微观组织与实施例2中基本相同，如图9所示。相比于实施例1而言，本对比例中AlCeSi相数量明显减少；晶粒尺寸相对较大；出现Al₁₁Ce₃相；Mg₂Si相消失；Al基体内固溶的Mg原子量增多，致使合金的强度和塑性均有所下降。

该非热处理高强韧压铸铝合金的室温力学性能如下：

屈服强度：118MPa，抗拉强度：227MPa，延伸率：7.0％。

表1.非热处理高强韧压铸铝合金力学性能的测试结果

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本发明具体应用途径很多，以上所述仅是本发明的优选实施方式。应当指出，以上实施例仅用于说明本发明，而并不用于限制本发明的保护范围。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，这些改进也应视为本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种非热处理高强韧压铸铝合金，其特征在于，包含以下重量百分比的元素成分：Ce6~8 wt.%，Mg 1.4~2.8wt.%，Si 0.8~1.6 wt.%，余量为Al元素与不可避免的杂质元素；

其不可避免的杂质元素含量小于或等于0.3 wt.%；

该压铸铝合金的微观组织包括α-Al晶粒、AlCeSi相，Al₁₁Ce₃相或Mg₂Si相，其屈服强度大于135MPa，抗拉强度大于250MPa，伸长率大于10.0%。

2.根据权利要求1所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金，其特征在于，包含以下重量百分比的元素：Ce 6wt.%，Mg 1.4wt.%，Si:0.8-1.6 wt.%，余量为Al元素与不可避免的杂质元素。

3.如权利要求1或2所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

（1）按元素成分的重量百分比准备纯铝锭、纯镁锭、Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金作为原料；

（2）将各原料熔炼得到混合熔体后，升温精炼，压铸，得到压铸件，即为目标产物。

4.根据权利要求3所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，步骤（2）中，熔炼过程具体为：

先熔化纯铝锭，待其全部熔化后，保温10-20分钟；升温至720℃~730℃，加入Al-Ce中间合金和Al-Si中间合金，保温10-20分钟；降温至690℃~700℃，加入纯镁锭，保温10-20分钟。

5.根据权利要求4所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，步骤（2）中，熔炼过程中的各处保温时间均为15min。

6.根据权利要求3所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，步骤（2）中，升温精炼过程具体为：

将混合熔体升温至730℃~740℃保温10-20分钟，精炼8-10分钟后扒渣，之后保温15~20分钟。

7.根据权利要求6所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，步骤（2）中，升温精炼过程中的保温时间为15min。

8.根据权利要求3所述的一种非热处理高强韧压铸铝合金的制备方法，其特征在于，步骤（2）中，压铸的温度为680℃~720℃。

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